DE60030364T2

DE60030364T2 - Herstellungsverfahren eines hochdruckfesten Bauteiles

Info

Publication number: DE60030364T2
Application number: DE60030364T
Authority: DE
Inventors: Tsuyoshi Tokai-shi Nakamura; Sadayuki Mie-gun Nakamura; Toshimitsu Nagoya-shi Kimura; Takurou Zushi-shi Yamaguchi; Keizo Kamakura-shi Otani; Noriko Miura-shi Uchiyama; Nobuo Yokosuka-shi Kino; Toshikazu Yokosuka-shi Nanbu
Original assignee: Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: Nissan Motor Co Ltd
Priority date: 1999-07-21
Filing date: 2000-07-18
Publication date: 2007-08-30
Anticipated expiration: 2020-07-19
Also published as: EP1070760B1; JP2001098343A; EP1070760A3; US6569267B1; EP1070760A2; DE60030364D1; JP4022607B2

Description

Hintergrund der Erfindung
Diese Erfindung bezieht sich auf ein Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements, das für den Einsatz unter hohem Lagerdruck bei halbhohen bis hohen Umgebungstemperaturen (grob im Bereich von 100 bis 300°C) geeignet ist, wobei das Element als Antriebskraftübertragungsteil verwendet wird, das einen hohen Grad an Oberflächenermüdungsfestigkeit wie bei Getrieben und Rolllagerkörpern, oder mehr noch, bei hochdruckfesten Lagerelementen verlangt.
Ein Antriebskraftübertragungsteil des Stands der Technik, wie das oben Beschriebene, wird verwendet, nachdem es einer Oberflächenhärtebehandlung, wie z.B. der Karburierung und dem Karbon-Nitrieren, unterzogen wurde, das als Basismaterial (Matrix) mechanischen Baustahl aufweisen, der durch SCr420H-Stahl (Chromstahl) und SCM420H-Stahl (Chrom-Molybdänstahl), der in JIS G4052 definiert ist (garantiert abgeschreckter mechanischer Baustahl), dargestellt wird.
Allerdings, mit Hinblick auf höhere Maschinenleistungen und kleineren Baugrößen und Gewicht der Bauteile, wie sie z.B. in Automobilen in den vergangenen Jahren zum Einsatz kamen, nehmen die auf die Antriebskraftübertragungsteile aufgebrachten Belastungen zu, und es gibt immer mehr Fälle mit Anwendungen unter halbhohen bis hohen Temperaturen (ungefähr 300° oder niedriger) und hohen Lagerdrücken.
Obwohl es z.B. das Verfahren der hochdichten Karburierungsbehandlung gibt, das die Anlassenthärtungsbeständigkeit als Fol ge einer Härteerhöhung durch aggressives Ausscheiden des Fe₃C (Zementit) gemäß einem Verfahren, das die Oberflächenermüdungsfestigkeit solcher Teile erhöht, verbessert, ist Zementit in der groben netzförmigen Form entlang der Korngrenzen anfällig gegenüber dem Ausscheiden während der Karburierung, und das grobe nahe der Korngrenze netzförmig ausgeschiedene Karbid (Zementit) führt zur Rissbildung beim Abschrecken, die nicht nur die Zähigkeit mindert, sondern auch die Rollermüdungsfestigkeit reduziert.
Andererseits gibt es auch Karbid-Ausscheidungsverfahren, wobei Stähle eingesetzt werden, die Cr, Mo, V oder W enthalten, wie im AISI M50, die bei halbhohen bis hohen Temperaturbereichen verwendet werden. Obwohl diese Verfahren zu einer Verbesserung des Lochfraßwiderstandes und der Rollermüdungslebensdauer bei halbhohen bis hohen Temperaturbereichen führen, da diese Stähle große Mengen von Legierungselementen enthalten, wobei zusätzlich die Kosten des Grundmaterials (Matrix) erhöht werden, gibt es auch Probleme mit der verringerten Zerspanungsfähigkeit, wobei die Lösung solcher Probleme ein Thema für hochdruckfeste Lagerelemente des Stands der Technik ist.
Zusätzlich offenbart das Patent JP 48007827 einen Stahl zur Verwendung in Rollkörpern, die eine Oberflächenschicht mit einem Gefüge aufweisen, in dem 15 bis 80 Vol.-% des Pseudo-Karbids in der Martensitbasis verteilt sind. Die Oberflächenschicht kann sich aus 0,65 bis 1,4% C und als Beimengungen: Mn 1,5, Si 2,0, Cr 2,5, Mo 0,6, Ni 5,0, V 0,2, W 0,8, B 0,001–0,01% und Fe als Ausgleich zusammensetzen.
Weiterhin bezieht sich das Patent US 5,650,024 auf einen Martensit-hitzebeständigen Stahl, der ein angelassenes Martensitgefüge und eine hervorragende HAZ-Enthärtungswiderstandsfähigkeit aufweist, die im Wesentlichen aus, Angabe in Prozenten bezogen auf die Masse, 0,01 bis 0,30% C, 0,02 bis 0,080% Si, 0,20 bis 1,00% Mn, 5,00 bis 18,00% Cr, 0,005 bis 1,00% Mo, 0,20 bis 3,50% W, 0,02 bis 1,00% V, 0,01 bis 0,050% Nb, 0,01 bis 0,25% N, bis zu 0,030% P, bis zu 0,010% S, bis zu 0,020% O besteht, mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti, Zr, Ta und Hf in einer Menge von 0,005 bis 2,0% für jedes der Elemente ausgewählt wurde und zum Ausgleich Fe und unvermeidbare Beimengungen aufweist, wobei das Volumen von (Ti% + Zr% + Ta% + Hf%) in der Metallkomponente M der Karbide vom M₂₃C₆-Typ, die im angelassenen Martensitgefüge des Stahls ausgeschieden wird, von 5 bis 65% reicht, und ein Verfahren zum Herstellen desselben aufweist.
Zusammenfassung der Erfindung
Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein verbessertes Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements zu schaffen, das effektiv Nachteile, die in herkömmlichen ähnlichen Verfahren auftreten, überwindet.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein verbessertes Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements zu schaffen, wobei das hochdruckfeste Lagerelement die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. die Lochfraßfestigkeit und Rollungsermüdungsfestigkeit sogar unter halbhohen bis hohen Temperaturen und hohen Lagerdrücken aufweist, so dass der örtliche Lagerdruck 3 GPa überschreitet, während auch die Zunahme der Grundmaterialkosten und die Abnahme der Zerspanungsfähigkeit aufgrund des Hinzufügens, von im Vergleich mit AISI M50 des Stands der Technik, großen Anteilen von Legierungselementen verhindert wird, wobei eine komplexe Wärmebehandlung nicht erforderlich ist.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung liegt im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements. Das Herstellverfahren weist (a) die Durchführung der Karburierungsbehandlung auf einem Materialelement, das aus einem mechanischen Baustahl gebildet wurde, der Cr enthält, so dass das Materialelement eine Oberflächenkarbondichte in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% aufweist; (b) die Karbid-Ausscheidung durch Halten des karburisierten Materialelements bei einer Temperatur mit einer oberen Grenztemperatur T (°C), die sich aus folgender Gleichung berechnet: T = 675 + 120Si (Gew.-%) – 27Ni (Gew.-%) + 30Cr (Gew.-%) + 215Mo (Gew.-%) – 400V (Gew.-%); und (c) das Abschrecken des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Elements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Elements bei einer Temperatur, bei der Austenit gebildet wird, auf.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung liegt in einem Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements. Der Herstellprozess weist (a) die Durchführung einer Karburierungsbehandlung auf einem Materialelement, das aus einem mechanischen Baustahl gebildet wurde, der Cr enthält, so dass eine Oberflächenkarbondichte des mechanischen Baustahls in der Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% liegt; (b) das Ausscheiden des Karbids durch Halten des karburisierten Materialelements bei einer Ausscheidungstemperatur Tp (°C) mit einer oberen Grenztemperatur T (°C), die sich entsprechend einer ersten Gleichung berechnet: T = 675 + 120Si (%) – 27Ni (%) + 30Cr (%) + 215Mo (%) – 400V (%), wobei die Basiskomponenten des Materialelements für eine Zeit, die kürzer als eine Zeit t (Std.) ist, gemäß einer zweiten Gleichung: t = 10^{(19000/(Tp+273)-20)} auf der Basis der Ausscheidungstemperatur Tp (°C) berechnet wird; und (c) das Abschrecken des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Elements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Elements bei mindestens einer von einer Ac₁-Umwandlungstemperatur und einer Temperatur (Austenit-Temperaturbereich), bei dem die Austenitphase gebildet wird, auf.
Kurzbeschreibung der Zeichnung
1 ist eine perspektivische schematische Teilansicht, die die Art eines Rollenlochfraßtests und die Form eines Prüfstücks, das in einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung angewendet wird, darstellt.
2 ist eine schematische Abbildung, die einen Abriss von dem Ermüdungsprüf für Axiallager und den Umriß des Prüfstücks, das in der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung angewendet wird, darstellt.
3A bis 3D sind graphische Darstellungen der Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden;
4E bis 4G sind graphische Darstellungen der Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden;
5H bis 5K sind graphische Darstellungen von Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden.
6L bis 6N sind graphische Darstellungen von Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden;
7 ist eine teilweise Schnittansicht eines stufenlosen Toroidgetriebegehäuses, das in einem Dauertest in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet wird;
8A und 8B sind vergrößerte teilweise Schnittansichten die jeweils die Umrisse der Innen- und Außenringe einer Antriebsrolle und einer Scheibe eines stufenlosen Toroidgetriebes darstellen;
9A bis 9D sind graphische Darstellungen von Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden;
10E bis 10G sind graphische Darstellungen von Wärmebehandlungsbedingungen, die in den Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung angewendet werden;
11 ist eine mikrofotografische Aufnahme (durch ein Elektronenmikroskop) einer Mikrostruktur eines Axiallager-Prüfstücks des Erfindungsbeispiels 1 gemäß der vorliegenden Erfindung; und
12 ist ein Bild, das erhalten wird, indem die mikrophotografische Aufnahme von 11 der Bildbearbeitung unterzogen wird.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Gemäß 1 bis 8B wird zuerst gemäß der vorliegenden Erfindung die Betriebsart des hochdruckfesten Lagerelements erörtert.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein hochdruckfestes Lagerelement aus einem mechanischem Baustahl, der Cr enthält, gebildet. Der mechanische Baustahl enthält eine Matrix, die mindestens ein Martensit- und ein Bainit-Gefüge aufweist. Die Matrix enthält Karbid mit einer durchschnittlichen Partikelgröße von 3 μm oder weniger, die in Form von mindestens einem von allgemeinen oder Pseudokugeln fein verteilt und ausge schieden werden. Der Karbid enthält Karbid vom M₂₃C₆-Typ, wobei M ein Metallelement ist. Die Form der Kugeln sind allgemein Kugelformen, und die Form der Pseudo-kugeln deformierte Kugelformen.
Das hochdruckfeste Lagerelement gewährt einen hohen Grad an Härte, selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen (im Allgemeinen 100 bis 300°C) und weist eine hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit selbst bei hohem Lagerdruck, der örtlich 3 GPa überschreiten kann, auf. Weiterhin ist es in der vorliegenden Erfindung erforderlich, obwohl Cr eine Legierungskomponente ist, die als ein Element zur Bildung von Karbid, und insbesondere von Karbid vom M₂₃C₆-Typ benötigt wird, nur 1 bis 4% hinzuzufügen, wobei dies nicht eine Zunahme der Kosten des Grundmaterials (Matrix) oder eine Abnahme der Zerspanungsfähigkeit bewirkt.
Weiterhin enthalten Stahlbeispiele, die Cr enthalten, die verwendet werden können, gemäß der JIS, Chromstahl (SCr-Serien), der in G4104 definiert ist, Chrommolybdänstahl (SCM-Serien), der in G4105 definiert ist, und Nickelchrommolybdänstahl (SNCM-Serien), der in G4103 definiert ist. Zusätzlich umfassen Stahlbeispiele gemäß ASTM A387 Gr11-, Gr21- und Gr22-Stähle. Diese Stähle dienen als Rohmaterial (oder Materialelement) für das hochdruckfeste Lagerelement gemäß der vorliegenden Erfindung.
Das hochdruckfeste Lagerelement wird durch Feinverteilung und Ausscheidung von Mikro-Karbiden mit einer Durchschnittspartikelgröße von 3 μm oder weniger in der Form von Kugeln oder Pseudokugeln in einer Basis (Matrix) von martensitischem oder bainitischem mechanischem Baustahl, der 1,2 bis 3,2% Cr und 0,25 bis 2,0% Mo enthält, gebildet und weist deshalb eine hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit selbst unter halbhohen bis hohen Temperaturen auf. Obwohl Cr in der vorliegenden Erfindung eine Legierungskomponente ist, die als ein Element zur Bildung des Karbids, insbesondere Karbid vom M₂₃C₆-Typ, benötigt wird, ist es außerdem nur erforderlich, es innerhalb des oberen Bereichs hinzuzufügen, wobei dies nicht eine Zunahme der Kosten des Basismaterials (Matrix) oder eine Abnahme der Zerspanungsfähigkeit bewirkt. Selbstverständlich ist mit „%", wie es in dieser Spezifikation verwendet wird, „Gewichts-%" gemeint, mit Ausnahme des Flächenverhältnisses (Anteil). Wenn die Menge von diesem Cr kleiner als 1,2% ist, nimmt dadurch die Menge des ausgeschiedenen Karbids ab, wobei verhindert wird, dass die erwartete Rollermüdungslebensdauer erreicht wird. Andererseits besteht ein Risiko der Abnahme der Zerspanungsfähigkeit, wenn die Menge von diesem Cr 3,2% überschreitet. Zusätzlich ergibt sich durch gleichzeitige Zugabe von Mo und Cr eine stabile Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ. Wenn die Menge des Mo kleiner 0,25 ist, kann der Effekt der Ausscheidungsstabilisierung nicht erwartet werden. Wenn der Anteil Mo jedoch über 2% liegt, sinkt die Zerspanungsfähigkeit.
Da der S-Gehalt 0,01% oder kleiner ist, obwohl die auf MnS-basierenden Einschlüsse reduziert sind und die Bearbeitbarkeit abnimmt, wird eine stabile lange Lebensdauer im hochdruckfesten Lagerelements erreicht. Wenn die Menge von S 0,01% übersteigt, während die auf MnS basierenden Einschlüsse die Zerspanungsfähigkeit erleichtern, vergrößert sich die Wahrscheinlichkeit des Auftretens innerer Anfangsabscheidungen, die mit den auf MnS-basierenden Einschlüssen unter dem Rollkontakt beginnen, wobei das Erreichen einer stabilen Lebenslebensdauer erschwert wird.
Da die Menge der festen Nitrogenlösung zumindest im Bereich der Oberfläche bis zu der Oberfläche, die sich nach dem Schleifen gebildet hat, innerhalb eines Bereichs von 0,01 bis 0,5% liegt, und die festen Nitrogenlösungen eine Streuung der Acm-Linien in die hohen Karbonbereiche aufweisen, wird im hochdruckfesten Lagerelement der vorliegenden Erfindung das Ausscheiden des netzförmigen Karbids durch Hinzufügen von 0,01% oder mehr verhindert. Wenn jedoch der Anteil der festen Nitrogenlösung 0,5% überschreitet, nimmt die Menge der festen Nitrogenlösung in der Matrix zu und neigt zu einer Abnahme der Ausscheidungsmenge der Karbide vom M₂₃C₆-Typ.
Da das hochdruckfeste Lagerelement der vorliegenden Erfindung Karbid vom M₂₃C₆-Typ als Karbid enthält, wird dieser Karbid extrem fein im Martensit- und Bainit-Gefüge verteilt, ist beständig gegen Spannungskonzentrationsquellen, wird nicht sogar unter halbhohen bis hohen Temperaturen enthärtet und hält einen hohen Grad an Härte aufrecht.
Zusätzlich weist das hochdruckfeste Lagerelement gemäß Anspruch 6 eine ebenso hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. die Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit auf, da das Karbid in einem Oberflächen-Verhältnis (Anteil) von 0,3 bis 30% fein verteilt und mindestens an einer Stelle von der Oberfläche ausgeschieden wird, die für das Auftreten innerer Auslagerung zur Tiefe, wo die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt hervorgerufen wird, anfällig ist. Weiterhin gibt es keine Verbesserung in der Kalthärte oder Anlasshärte und die ausreichende Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit können nicht erreicht werden, wenn der ausgeschiedene Oberflächenbereich des Karbids zu dieser Zeit nicht 0,3% erreicht. Wenn der ausgeschiedene Oberflächenbereich des Karbids 30% überschreitet, ergibt sich zusätzlich zur Abnahme der Festigkeit eine Verknappung der Legierungselemente in der Matrix aufgrund des Übergangs der Legierungselemente in eine feste Lösung in den Karbiden, wobei dies zu einer Tendenz führt, um lokal eine weiche Schicht zu bilden.
Das hochdruckfeste Lagerelement der vorliegenden Erfindung zeigt seine Eigenschaften besonders bei Verwendung in Antriebskraftübertragungsteilen, die die Oberflächenermüdungsfestigkeit unter hohem Lagerdruck fordern, und in Rollkörpern von stufenlosen Toroidgetrieben, die die Rollermüdungsfestigkeit unter hohem Lagerdruck fordern, und es trägt zu kleineren Baugrößen und verbesserter Lebensdauer des Vorrichtung, in der es verwendet wird, bei.
Das folgende Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung ist für die Herstellung des obigen hochdruckfesten Lagerelements geeignet. Das Verfahren weist (a) die Durchführung der Karburierungsbehandlung auf einem Materialelements, das aus einem mechanischen Baustahl geformt wurde, der Cr enthält, so dass das Materialelement eine Oberfläche mit einer Karbondichte in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% aufweist; (b) das Ausscheiden von Karbid durch Halten des karburierten Materialelements bei einer Temperatur mit einer oberen Grenztemperatur T (°C), die sich auseiner Gleichung: T = 675 + 120Si (Gew.-%) – 27Ni (Gew.-%) + 30Cr (Gew.-%) + 215Mo (Gew.-%) – 400V (Gew.-%) berechnet; und (c) das Abschrecken des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements bei einer Temperatur, bei der die Austernitphase gebildet wird, auf. Folglich verhindert dieses Herstellverfahren die Ausscheidung von groben, netzförmigen Karbid vom M₃C-Typ im Oberflächenabschnitt, der die Stelle der maximalen Scherbeanspruchungstiefe aufweist, die durch den Rollkontakt verursacht wird, ermöglicht die Ausscheidung des feinen Karbids vom M₂₃C₆-Typ, der stabil ist, selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen, und ermöglicht der Matrix nach dem Abschrecken, ein Martensit- oder Bainitgefüge aufzuweisen. Demzufolge wird ein hochdruckfestes Lagerelement erhalten, das eine hohe Härte sogar bei halbhohen bis hohen Temperaturen ga rantiert und eine hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. die Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit, sogar unter hohem Lagerdruck aufweist, so daß örtlich der Lagerdruck 3 GPa überschreitet.
Hierbei ist es in dem Fall, dass die Oberflächenkarbondichte der karburierten Schicht kleiner als 0,6% ist, nicht möglich, die Härte zu garantieren. Umgekehrt gibt es in dem Fall, in dem die Oberflächen-Karbondichte 1,5% überschreitet, einen Anstieg der Anfälligkeit zur Ausscheidung des Karbids vom M3C-Typ und es entsteht ein netzförmiges Anwachsen bei einer Durchschnittskorngröße, die 3 μm überschreitet, wobei dies nicht wünschenswert ist. Weiterhin gibt es keine besonderen Abgrenzungen beim Verfahren der Karburierungsbehandlung und, obwohl Verfahren, wie z.B. das die feste, flüssige oder gasförmige Karburierung, angewendet werden können, ist die Vakuum- oder Plasma-Karburierung – wenn möglich – vorzuziehen. Der Grund ist, das die Vakuum-Karburierung und Plasma-Karburierung Vakuumbehandlungen sind, bei denen eine Korngrenzenoxidationsschicht nicht auf der Oberfläche gebildet wird und es keine Abnahmen in den Dichten der Karbide, die Elemente wie z.B. Cr bilden, nahe der Oberfläche gibt, wobei dem Karbid ermöglicht wird, sich zur Oberfläche abwärts auszubilden und es dadurch während der Behandlung schwierig wird, einen auf Cr basierenden Oxidfilm auf der Oberfläche zu bilden, der die Karburierung verhindert.
Wie vorher beschrieben, ist, obwohl der Cr im Rohstahlmaterial in der vorliegenden Erfindung eine wesentliche Legierungskomponente ist, die Karbid, und insbesondere Karbid vom M₂₃C₆-Typ bildet, liegt der hinzugefügte Betrag vorzugsweise bei ungefähr 1–4% vom Standpunkt der Absicherung der Wirkung, während die Zunahme der Kosten und die Abnahme der Zerspanungsfähigkeit vermieden wird.
Die obige Gleichung T, die benutzt wird, um den oberen Grenzwert der Halte-Temperatur für das Ausscheiden von Karbid zu berechnen, ist als Ergebnis von zahlreichen Experimenten bestimmt worden, und durch das Halten des Elements nach der Karburierungsbehandlung auf gleicher oder unterhalb der Temperatur T (°C), die gemäß ihrer Legierungskomponenten berechnet wurde, wird Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden. Da die Durchschnitts-Partikelgröße des Karbids vom M₂₃C₆-Typ mit 1 μm oder weniger extrem klein ist, ist ein Entstehen einer Spannungskonzentration unwahrscheinlich. Da es auch innerhalb der Kristallkörner des Martensits oder Bainits fein verteilt und ausgeschieden wird, ist es beständig gegen Enthärten bei halbhohen und hohen Temperaturen, wodurch die hohe Härte garantiert wird. Es nicht immer notwendig, bis zum Beharrungszustand bzgl. der Karbid-Ausscheidungs-Behandlungszeit zu halten, nämlich bis zur Haltezeit bei der Temperatur T, und diese Zeit wird ausgewählt, um in einer Größenordnung von ungefähr 10 Minuten bis 10 Stunden zu liege. Zusätzlich ist es vom Standpunkt der Produktivität vorzuziehen, dass die untere Grenztemperatur der Karbid-Ausscheidungsbehandlung 500°C oder höher ist.
Wenn zu diesem Zeitpunkt die Karbid-Ausscheidungsbehandlung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die höher ist als die Temperatur T (°C), die gemäß der Legierungskomponenten berechnet wurde, wird der Karbid vom M₂₃C₆-Typ nicht ausgeschieden und ein festes Lösungsgefüge führt dazu, dass das Erreichen der Härte verhindert wird. Folglich werden die Lochfraßfestigkeit und die Rollermüdungsfestigkeit unzureichend.
Wenn die Haltezeit bei der Austenitbereichstemperatur in der Abschreckstufe zu lang ist, führt dies dazu, dass ausgeschiedener Karbid in der Karbid-Ausscheidungsstufe zu einer festen Lösung zurückkehrt. Folglich ist eine Haltezeit von etwa 30 Minuten bis 2 Stunden geeignet, und es ist wünschenswert, dass eine Behandlung unter 2 Stunden vermieden wird.
Seitdem ist das folgende Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung auch für die Herstellung des obigen hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung geeignet. Das Herstellverfahren, das hauptsächlich aus einer Karburierungsstufe, einer Karbid-Ausscheidungsstufe und einer Abschreckstufe besteht, wobei die Karburierungsbehandlung auf einem Element, das mechanischen Baustahl aufweist, der 1,2 bis 3,2% Cr und 0,25 bis 2% Mo enthält, durchgeführt wird, wird die Karburierungsbehandlung so durchgeführt, dass die Oberflächenkarbondichte innerhalb eines Bereichs von 0,6 bis 1,5% liegt, und die Karbondichte an der Stelle in der Tiefe, an der die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt hervorgerufen wird, in einer Größenordnung von 0,5% und mehr liegt, wird der Karbid ausgeschieden, während das karburisierte Element bei einer Temperatur, die eine obere Grenztemperatur T (°C), wie aus der obigen Gleichung berechnet, aufweist, gehalten wird und das Abschrecken nach dem Halten bei der Austenitbereichstemperatur durchgeführt wird. Folglich wird die Ausscheidung von grobem, netzförmigem Karbid vom M₃C-Typ in dem Oberflächenschichtabschnitt, der die Stelle der maximalen Scherbeanspruchung, die durch den Rollkontakt verursacht wird, in der Tiefe aufweist, verhindert, wobei mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der sogar bei halbhohen und hohen Temperaturen stabil ist, ausgeschieden wird, und die Matrix nach dem Abschrecken zu einem Martensit- und Bainitgefüge wird, wodurch das Erhalten eines hochdruckfestes Lagerelement ermöglicht wird, das die hohe Härte selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen garantiert und die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. die Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit, selbst bei hohem Lagerdruck aufweist, so dass örtlich der Lagerdruck 3 GPa überschreitet.
An dieser Stelle kann im Fall, dass die Oberflächenkarbondichte der karburisierten Schicht kleiner als 0,6% ist, die Härte ebenso nicht garantiert werden und umgekehrt, wenn die Oberflächenkarbondichte 1,5% überschreitet, gibt es eine ansteigende Anfälligkeit zur Ausscheidung des Karbids vom M₃C-Typ, der in einer netzförmigen Form anwächst, die eine Durchschnitts-Partikelgröße von mehr als 3 μm aufweist, wobei dies unerwünscht ist. Wenn zusätzlich im Fall, dass die Karbondichte an der Stelle in der Tiefe, an der die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt verursacht wird, kleiner als 0,5% ist, kann das Karbidoberflächenverhältnis (Anteil) an dieser Stelle in der Tiefe (oder das Oberflächenverhältnis des ausgeschiedenen Karbids an der Stelle einer Tiefe von 0,1 mm, wie später erörtert) 0,3% nicht erreichen, wodurch ein Verbessern der Kalthärte oder der Anlasshärte verfehlt und das Erreichen einer ausreichenden Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit verhindert wird. Weiterhin gibt es keine besonderen Einschränkungen beim Karburierungsbehandlungsverfahren und obwohl Verfahren, wie z.B. feste Karburierung, flüssige Karburierung oder Gaskarburierung zur Anwendung kommen können, sollten vorzugsweise Vakuum-Karburierung oder Plasma-Karburierung, wenn möglich, zur Anwendung kommen.
Obwohl der Cr im Rohmaterialstahl in der vorliegenden Erfindung eine wesentliche Legierungskomponente ist, die Karbid und insbesondere den Karbid vom M₂₃C₆-Typ bildet, wie vorher erwähnt, liegt der hinzugefügte Betrag vorzugsweise bei ungefähr 1,2 bis 3,2% vom Standpunkt der Absicherung der Wirkung, während die Zunahme der Kosten und die Abnahme der Zerspanungsfähigkeit vermieden wird. Obwohl Mo hinzugefügt wird, da das Hinzufügen gleichzeitig zum Cr eine stabile Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ ermöglicht, wenn die hinzugefügten Mo-Menge kleiner als 0,25% ist, kann die stabile Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ nicht erwartet werden, und wenn die Menge 2% überschreitet, neigt die Zerspanungsfähigkeit zur Abnahme.
Im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung verschwindet der netzförmige Karbid leicht, der an der Korngrenze während der Karburierung ausgeschieden wird, da Bedingungen angewendet werden, so dass das Verhältnis (Td/Tc) der Diffusionstemperatur Td (°C), die auf die Karburierung folgt, zur Karburierungstemperatur Tc (°C), wenn die Karburierungsbehandlung durch Vakuum-Karburierung oder Plasma-Karburierung durchgeführt wird, in der Größenordnung von 1,05 bis 1,25 liegt. Es versteht sich, dass die Diffusion des Karbons bei der Diffusionstemperatur, während die Karburierung bei der Karburierungstemperatur vollendet ist. Zu diesem Zeitpunkt wird es schwierig, im Fall, dass das Verhältnis Td/Tc nicht 1,05 erreicht, diesen Effekt zu erreichen. Hinzu kommt, dass je höher die Diffusionstemperatur ist, desto größer ist der Diffusionskoeffizient von Karbon innerhalb, und obwohl dies das Verschwinden des netzförmigen Karbids erleichtert, wenn das Verhältnis Td/Tc 1,25 übersteigt, weil es da zu einem Schmelzen der Stahloberfläche kommt, ist es wünschenswert, dass der obere Grenzwert dieses Verhältnisses 1,25 ist.
Andererseits, wenn die Abkühlgeschwindigkeit bis zur Karbid-Ausscheidungsstufe, die der Karburierungsdiffusion folgt, zu langsam ist, da das übersättigte Karbon wahrscheinlich an der Korngrenze in netzförmiger Form ausgeschieden wird, ist es wünschenswert, dass die Abkühlgeschwindigkeit zu diesem Zeitpunkt 10°C/min oder mehr beträgt. Vorzuziehende Verfahren zum Erreichen einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/min oder mehr weisen die Gaskühlung bis zur Karbid-Ausscheidungstemperatur in einer Karburierungs-Diffusionskammer, das Überführen zur Abkühlkammer außerhalb der Karburierungs-Diffusionskammer und das Absenken auf die Karbid-Ausscheidungstemperatur und das vorläufige Abschrecken nach der Karburierungsdiffusion, die dem Erhitzen auf Karbid-Ausscheidungstemperatur folgt, auf.
Außerdem wird zusätzlich zu den obigen Schritten im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements die Ausscheidung des netzförmigen Karbids durch Nitrogen in fester Lösung vermieden, da das Nitrieren entweder zeitgleich zur Karburierung (Karburierungsnitrieren) oder auf die Beendigung der Karburierung folgend durchgeführt wird.
Das folgende Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung wird mit dem Ausscheiden von Karbid vorgesehen, während ein Element, das aus einem mechanischem Baustahl, der Cr und 0,6 bis 1,5% Karbon enthält, zusammengesetzt ist, bei einer Temperatur gehalten wird, die eine obere Grenztemperatur T (°C) aufweist, die sich nach oben angegebener Gleichung errechnet, wobei die Durchführung des Abschrecken nach dem Halten bei Austenittemperatur folgt. Dementsprechend wird die Ausscheidung von groben, netzförmigem Karbid vom M₃C-Typ (Zementit) an dem Oberflächenschichtabschnitt, der die Stelle der maximalen Scherbeanspruchung in der Tiefe enthält, die durch den Rollkörperkontakt verursacht wird, verhindert, der mikroskopische Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen (300°C oder weniger) stabil ist, ausgeschieden, und die Matrix zu einem Martensitgefüge wird, wodurch das Erreichen eines hochdruckfesten Lagerelements ermöglicht wird, das selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen die hohe Festigkeit zusichert und die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. Lochfraßfestigkeit und Rolllagerermüdungsfestigkeit selbst unter hohem Lagerdruck aufweist, so dass der örtliche Lagerdruck 3 GPa überschreitet, während auch niedrige Herstellkosten als Folge einer nicht notwendigen Karburierungsstufe realisiert werden.
Zusätzlich wird das folgende Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung vorgesehen, dass aus einer Karbid-Ausscheidung durch Halten eines Elements, das aus mechanischem Baustahl, der 1,2 bis 3,2% Cr, 0,25 bis 2,0% Mo und 0,6 bis 1,5% C enthält, zusammengesetzt ist, bei einer Temperatur, die eine obere Temperaturgrenze T (°C) aufweist, die sich aus obiger Gleichung errechnet, und aus dem Abschrecken durch schnelles Abkühlen nach Halten bei der Austenittemperatur besteht. Dementsprechend ist ebenso eine Karburierungsstufe nicht notwendig, wobei die Ausscheidung von grobem, netzförmigem Karbid vom M3C-Typ an dem Oberflächenschichtabschnitt, an dem sich die Stelle der maximalen Scherbeanspruchung in der Tiefe befindet, die durch den Rollkontakt verursacht wird, gleichermaßen verhindert wird, und der mikroskopische Karbide vom M₂₃C₆-Typ, der selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen (300°C oder weniger) ausgeschieden wird und die Matrix zu einem Martensit- oder Bainitgefüge wird, wodurch das Erreichen eines hochdruckfesten Lagerelements, das hohe Härte garantiert, ermöglicht wird und die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. die Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit, selbst unter hohem Lagerdruck aufweist, so dass der örtliche Lagerdruck 3 GPa überschreitet.
Im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements wird die Ausscheidung von netzförmigem Karbid auf der Elementoberfläche durch das Nitrit in fester Lösung verhindert, da das Nitrieren auf dem Element vor der Karbid-Ausscheidungsstufe durchgeführt wird. Zusätzlich kann im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements dieser Schritt im Falle, dass die Austenittemperatur mit der Karbidausscheidungstemperatur übereinstimmt, vereinfacht werden, wodurch eine Kostenreduzierung ermöglicht wird, da das Halten bei Austenittemperatur vor dem Abschrecken gleichzeitig mit der Karbid-Ausscheidungsstufe durchgeführt wird.
Ausführungsformen
Das Folgende sieht eine detaillierte Erklärung der vorliegenden Erfindung vor, die auf ihren Ausführungsformen basiert.
Ausführungsform 1
Das kleine Rollenprüfstück 1 für den Rollenlochfraßtest, wie in 1 dargestellt (Durchmesser des großen Durchmesserabschnitts D1 = 26 mm, Länge des großen Durchmesserabschnitts L1 = 28 mm, Durchmesser des kleinen Durchmesserabschnitts D2 = 24 mm, und Länge des kleinen Durchmesserabschnitts L2 = 51 mm), und das scheibenförmige Prüfstück 3 für den axialartigen Rollermüdungstest, wie in 2 (Durchmesser D = 60 mm, Dicke t2 = 5 mm) dargestellt, wurden herausgeschnitten, wobei mechanischer Baustahl jeweils mit den Zusammensetzungen, wie sie in Tabelle 1 angegeben sind, verwendet wurde. Anschließend wurde nach der Durchführung der Karburierung oder dem Karbonnitrieren, der Karbid-Ausscheidungsbehandlung, dem Abschrecken und Anlassen gemäß einer der Bedingungen, die in den 3A bis 6N dargestellt sind, die Oberfläche von jedem Prüfstück durch Schleifen endbearbeitet. Hierbei wurde die Plasma-Karburierung als Karburierungsverfahren angewendet. Tabelle 1

* Anmerkung) T = 675 + 120·Si(%) – 27·Ni(%) + 30·Cr(%) + 215·Mo(%) – 400·V(%)

Wie in 1 dargestellt, wurde ein Rollen-Lochfraßtest unter den Bedingungen, wie sie in Tabelle 2 angegeben sind, durchgeführt, wobei das kleine Rollenprüfstück 1 und das scheibenförmiges Partnermaterial 2 (Durchmesser D3 = 130 mm, Dicke t1 = 18 mm) zur Bestimmung der Rollenlochfraßzeit oder der Anzahl der Wiederholungen oder Umdrehungen (Male), bis Lochfraß auftrat, kombiniert wurden.
Tabelle 2
Anmerkung)

a) Rollen-Lochfraßprüfgerät wurde von Komatsu Engineering Corp. hergestellt
b) „SUJ2" war ein unlegierter Chrom-Wälzlagerstahl gemäß JIS G 4805
c) Das Schlupfverhältnis war eine Differenz (%) von einer Drehzahl des Rollkörperprüfstücks 1 zum scheibenförmigen Partnermaterial 2.

Zusätzlich mit Hinblick auf den Rollermüdungstest, wurden das scheibenförmige Prüfstück 3 und drei Kugeln 5 als Partnermaterialien in Schmieröl 4 kombiniert, wobei ein axialartiges Rollermüdungsprüfgerät, wie in 2 dargestellt, verwendet wurde und die Axialprüflebensdauer (L50) des scheibenförmigen Prüfstücks 3 wurde wie folgt bestimmt: 5 Rollermüdungstests wurden wiederholt, um das Testergebnis der Anzahl (Male) der Drehungen von drei Kugeln 5 entlang des Umfangs des scheibenförmigen Prüfstücks 3 bei einem Zeitpunkt zu erhalten, wenn die Abtrennung oder das Ablösen unter den Bedingungen auftrat, wie sie in Tabelle 3 dargestellt sind. Dann wurden fünf Testergebnisse auf Wiebull-Wahrscheinlichkeitspapier gezeichnet, wodurch die Schadenswahrscheinlichkeit von 50% Lebensdauer (L50), die die Lebensdauer (die obige Anzahl der Drehungen) ist bis die Abtrennung oder das Ablösen auftrat, bestimmt wurde. Tabelle 3

Anmerkung) Axialartiges Rollermüdungsprüfgerät, hergestellt von Japan Tobacco Inc.

Der Querschnitt des axialartigen Prüfstücks, wie er in der obigen Art erhalten wurde, war mit einer Alkohollösung, die 3% Salpetersäure enthielt, geätzt und danach wurden unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops Mikrofotogramme mit einer 10.000-fachen Vergrößerung vom ersten Querschnitt des Prüfstücks in einer Ausdehnung von der höchsten Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,1 mm und vom zweiten Querschnitt (des Prüfstücks) senkrecht zum ersten (vertikalen) Querschnitt aufgenommen. Als ein Beispiel wird das Mikrofotogramm der Mikro struktur des Erfindungsbeispiels 1 in 11 dargestellt. Das Mikrofotogramm der 11 wurde der Bildbearbeitung unterzogen, wodurch ein Bild, wie es in 12 dargestellt wird, erstellt wurde. Der zweite Querschnitt wurde in einer Tiefe von 0,1 mm des Prüfstücks angeordnet. Danach wurden die Durchschnitts-Partikelgröße des ausgeschiedenen Karbids des ersten Querschnitts und das Oberflächenverhältnis (Anteil) des ausgeschiedenen Karbids des zweiten Querschnitts unter Verwendung eines Bildanalysators gemessen.
Schnitte aus der höchsten Oberfläche des Prüfstücks bis zur Tiefe von 0,1 mm wurden abgetastet und die Karbondichte wurde gemäß dem Verbrennungsverfahren zur Bestimmung der Oberflächenkarbondichte gemessen. Außerdem wurde das Ausscheidungsgefüge des Karbids durch Elektronenstrahlbeugungsbilder gemäß dem Nachbildungsverfahren identifiziert. Zusätzlich wurden auch die Dichten des Karbons und des Nitrogens am oben erwähnten zweiten Querschnitt, der in einer Tiefe von 0,1 mm angeordnet ist, gemessen, wobei die Emissions-Spektrochemische Analyse angewendet wurde.
Zusätzlich wurde das Prüfstück zusammen mit dem Messen der Härteverteilung unter Benutzung eines Vickers-Härte-Prüfgeräts einer dreistündigen Anlassbehandlung bei 300°C unterzogen, gefolgt von einer Härtemessung zum Zweck der Bewertung der Anlassenthärtungsbeständigkeit.
Diese Ergebnisse sind in den Tabellen 4 und 5 dargestellt. Tabelle 4
Tabelle 5

Anmerkung) Innere Anfangsabtrennung, die bei aufgetretenen Einschlüssen beginnen

Wie aus von den Ergebnissen, die in den Tabellen 4 und 5 dargestellt sind, mit Hinblick auf die Prüfstücke (Hochdrucklagerelemente) der Erfindungsbeispiele 1 bis 9, ersichtlich wird, wurde Karbid, nachdem die Karburierungsbehandlung am Cr-haltigen Stahl durchgeführt wurde, so dass die Oberflächen-Karbondichte innerhalb des vorgeschriebenen Bereichs liegt, nämlich 0,6 bis 1,5%, durch Halten bei einer Temperatur, die die obere Grenztemperatur T (°C) aufweist, die auf der Basis der Gleichung T errechnet wird, ausgeschieden und nach dem Halten wurden bei der Austenittemperatur von 850°C das Abschrecken und Anlassen durchgeführt. Folglich wurde der mikroskopische Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der eine Durchschnitts-Partikelgröße von 0,3 μm oder weniger aufweist, bei einem Oberflächenverhältnis von ungefähr mehreren Prozent bis zu 30% ausgeschieden, was zu einem Element mit verbesserter Kalthärte und hervorragender Härte nach der Anlassbehandlung von 3 Stunden bei 300°C (Anlassenthärtungsbeständigkeit) führt, wo bei das durch die drastische Verbesserung der Lochfraß- und Rollermüdungslebensdauer bestätigt wurde.
Außerdem gab es unter den Wärmebehandlungsbedingungen, wie sie in 3C gezeigt werden, keine festgestellte Karbid-Ausscheidungsstufe, in der die Temperatur vorläufig auf einer niedrigen Temperatur gehalten wurde, die der Karburierungsbehandlung im Vergleich mit anderen Wärmebehandlungsbedingungen folgt. Jedoch lag im Erfindungsbeispiel 4 die obere Grenztemperatur T für die Karbid-Ausscheidung, wie aus Gleichung T errechnet, bei 955, 5°C, da die Stahlart des Zeichens D, wie in Tabelle 1 dargestellt wird, als Rohstahl verwendet wurde. Folglich wurde der Karbid vom M₂₃C₆-Typ (mit einigen Karbiden vom M₃C-Typ) während des Zeitpunkts fein ausgeschieden, bei der die Temperatur für das Abschrecken, das auf die Beendigung der Karburierungsbehandlung folgt, bei Austenittemperatur von 850°C gehalten wurde, wobei das Erhalten der hervorragenden Kalthärte und Anlassenthärtungsbeständigkeit sowie auch zufriedenstellende Lochfraß- und Rollermüdungslebensdauer ermöglicht wurde. Mit anderen Worten, bei der Wärmebehandlung im Erfindungsbeispiel 4 wurde die Karbid-Ausscheidungsstufe, während der die Temperatur bei einer Temperatur gehalten wird, die die obere Grenztemperatur T aufweist, durchgeführt, während sie sich mit der Abschrecktemperatur von 850°C überlappt.
Weiterhin wurde in Erfindungsbeispiel 8 das Karbid bis zum Beharrungszustand (Maximum) ausgeschieden, indem die Dauer der Karbid-Ausscheidungsstufe auf 5 Stunden ausgedehnt wurde und, da die Dauer des sich anschließenden Haltens bei Austenittemperatur (850°C) mit nur 30 Minuten relativ kurz war, wurde das Zurückkehren zu einer festen Lösung des Karbids verhindert, wodurch das Oberflächenverhältnis des Karbids vom M₂₃C₆-Typs vergrößert wurde, die Härte verbessert wurde und zu einer längeren Lebensdauer führt. Im Erfindungsbeispiel 9 wurde ein niedrigeres Oberflächenverhältnis des Karbids vom M₂₃C₆-Typ als im Erfindungsbeispiel 8 festgestellt, da die Karbid-Ausscheidungsstufe für 30 Minuten bei 650°C ausgeführt und die Haltezeit verkürzt wurde.
Im Erfindungsbeispiel 10, nach der Durchführung der Karbid-Ausscheidungsbehandlung für 5 Stunden bei 650°C auf Stahl, der einen unedlen Metallanteil C (Matrix) von 1,0% aufweist, der Karbid-Ausscheidung bis zum Beharrungszustand (Maximum), dem Halten der Temperatur bei der Austenittemperatur von 850°C für 30 Minuten, der Durchführung des Abschreckens und dann des Anlassens, wurde die Rückbildung des ausgeschiedenen Karbids zu einer festen Lösung verhindert, um das Oberflächenverhältnis des Karbids vom M₂₃C₆-Typs zu erhöhen, die Härte zu verbessern und die Lebensdauer zu erweitern. Zusätzlich stieg im Erfindungsbeispiel 11, in dem eine ähnliche Wärmebehandlung auf Stahl, der einen unedlen Metallanteil C (Matrix) von 1,3% aufweist, durchgeführt wurde, das Oberflächenverhältnis des Karbids vom M₂₃C₆-Typ an, sowohl die Kalthärte als auch die Anlasshärte wurden verbessert und die Lebensdauer verlängert, da die C-Menge des unedlen Metalls größer ist als im Erfindungsbeispiel 10. Darüber hinaus wurde im Erfindungsbeispiel 12, in dem eine ähnliche Wärmebehandlung auf Stahl, der einen unedlen Metallanteil C (Matrix) von 1,5% aufweist, durchgeführt wurde, bestätigt, dass die Lebensdauer länger ist als die Vergleichsbeispiele, die später beschreiben werden, obwohl einige Karbide vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden wurden, die eine Abnahme des Oberflächenverhältnisses des Karbids vom M₂₃C₆-Typs bewirkten, da ein Gefüge erhalten wurde, in dem mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden wurde.
Zusätzlich wurde im Erfindungsbeispiel 13, in dem die Karbidausscheidungsbehandlung während 30 Minuten bei 750°C, die einer höheren Temperatur und einer kürzeren Bearbeitungsdauer als im Erfindungsbeispiel 10 entspricht, auf Stahl durchgeführt, der einen unedlen Metallgehalt (Matrix) C von 0,83% ent hält, wobei die Ausscheidung des Karbids bis zum Beharrungszustand (Maximum) folgte und ebenso das Abschrecken und Anlassen, wobei sich das Oberflächenverhältnis des Karbids vom M₂₃C₆-Typ in der Abnahme der Kalthärte und der Anlasshärte ergab, da der unedle Metallanteil (Matrix) C kleiner ist als im Erfindungsbeispiel 10. Jedoch war die Lebensdauer länger als die der Vergleichsbeispiele, da das Gefüge Ausscheidungen des mikroskopischen Karbide vom M₂₃C₆-Typ enthielt. Im Erfindungsbeispiel 14, in dem die Wärmebehandlung für 30 Minuten bei 850°C auf Stahl, der einen unedlen Metallgehalt (Matrix) C von 0,6% aufweist, durchgeführt wurde, wobei die Temperatur während der Karbid-Ausscheidungsbehandlung am Austenitbereich gehalten wurde, obwohl das Oberflächenverhältnis Karbids vom M₂₃C₆-Typ kleiner war als beim Erfindungsbeispiel 10, führte dies zu einer niedrigeren Kalthärte und Anlasshärte aufgrund des niedrigeren Gehalts des unedlen Materials (Matrix) C, da ein Gefüge erhalten wurde, in dem mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgegeschieden wird, wurde ebenso bestätigt, dass die Lebensdauer länger ist im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen.
Ferner wurde im Erfindungsbeispiel 15 das Gefüge bei 60°C in Öl abgeschreckt, nachdem die Karbid-Ausscheidungsbehandlung für 5 Stunden bei 650°C auf Stahl, der einen unedlen Metall- (Matrix) Gehalt C von 1,0% aufweist, durchgeführt wurde und Karbid bis zu einem Beharrungszustand (Maximum) in derselben Art wie im Erfindungsbeispiel 10 ausgeschieden wurde, wobei ein Aufheizen für 8 Sekunden bei konstanter Ausgangsleistung von 200 kW und konstanter Frequenz von 10 kHz folgte, wobei ein Hochfrequenzheizgerät zum Einsatz kam. Demzufolge wurde ein Gefüge ähnlich dem in Erfindungsbeispiel 10 erhalten und eine lange Lebensdauer bewiesen. Weiterhin, da Wärme und Haltezeiten beträchtlich gekürzt werden, wenn Hochfrequenzabschrecken angewendet wird, können die Wärmebehandlungskosten im Vergleich zum Erfindungsbeispiel 10, in dem die Karburie rungsbehandlung nicht durchgeführt wird, weiter reduziert werden.
Mit Hinblick auf die Prüfstücke (hochdruckfeste Lagerelemente) bzgl, der Erfindungsbeispiele 16 und 17 wurde Karbid durch Halten bei der Temperatur ausgeschieden, die die obere Grenztemperatur T (°C) aufweist, die auf der Basis der Gleichung T errechnet wurde, nachdem die Karburierungsbehandlung auf chromhaltigem Stahl durchgeführt wurde, so dass die Oberflächenkarbondichte innerhalb der vorgeschriebenen Größenordnung von 0,6–1,5% lag und die Karbondichte an der Stelle der maximalen Scherbeanspruchung in der Tiefe (die Stelle von 0,1 mm unter der Oberfläche) 0,5% oder mehr betrug. Nach zusätzlichem Halten bei Austenittemperatur von 850°C wurde die Abschreck- und Anlassbehandlung durchgeführt. Als Folge wurde mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der eine Durchschnittspartikelgröße von 0,3 μm oder weniger aufweist, bei Oberflächenverhältnissen von 16% und 29% ausgeschieden. Da dies zu einer verbesserten Kalthärte und hervorragender Anlassenthärtungsbeständigkeit führte, wurde eine drastische Verbesserung der Lochfraßlebensdauer und der Rollermüdungslebensdauer bestätigt.
Im Erfindungsbeispiel 18, in dem die Karburierungsbehandlung unter Bedingungen durchgeführt wurde, so dass das Verhältnis (Td/Tc) der Diffusionstemperatur Td (°C) zur Karburierungstemperatur Tc (°C) 1,1 war, wobei ein vorläufiges Bewegen in einen kalten Raum folgte, um es einer Gaskühlung (Abkühlgeschwindigkeit: 80°C/min.) zu unterziehen, da der an der Korngrenze netzförmige Karbid auf der Rolloberfläche nicht ausgeschieden war und ein Gefüge erhalten wurde, in dem der Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein verteilt war, wurden eine stabile Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit erhalten. Im Erfindungsbeispiel 19 wurde die Temperatur auf die Austenittemperatur von 850°C angehoben, wobei Abschrecken und Anlassen folgten, nachdem die Karburierungsbehandlung unter Bedingungen durchgeführt wurde, so dass das Td/Tc-Verhältnis 1,18 war, gefolgt durch Abschrecken in Öl bei 60°C (Abkühlgeschwindigkeit: 33°C/min.) und dem Ausscheiden von Karbid für 5 Stunden bei 650°C.
Demzufolge wurde ein Gefüge erhalten, das ähnlich dem Fall des obigen Erfindungsbeispiels 18 war, in dem auf die Karburierung und Diffusion die Gaskühlung folgte und eine stabile Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit ebenso erhalten wurden.
Zusätzlich wurde in Erfindungsbeispiel 20 Karbonnitrieren durch Einführen von Ammoniak in den Ofen während der Karburierung durchgeführt, und nach einem vorläufigen Abschrecken in Öl bei 60°C, wurden die Ausscheidungsbehandlung, das Abschrecken und Anlassen in ähnlicher Form durchgeführt. Demzufolge wurde bewiesen, dass es ebenso keine Ausscheidung von netzförmigem Karbid an den Korngrenzen auf der Rolloberfläche gab, ein Gefüge erhalten wurde, in dem der Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein verteilt war, und eine stabile Lochfraßfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit erreicht wurden.
Im Erfindungsbeispiel 21 wurde der Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden, da die Karbid-Auscheidungsbehandlung für 5 Stunden bei 650°C in derselben Art wie im Erfindungsbeispiel 10 auf Stahl, der einen unedlen Metall-Gehalt (Matrix) C von 0,4% aufweist, durchgeführt wurde, um Karbid in einem Beharrungszustand (Maximum) auszuscheiden, wobei das Halten für 30 Minuten bei Austenittemperatur von 850°C, das Abschrecken und Anlassen folgte. Die Oberflächenkarbondichte war kleiner als 0,6% und die Karbondichte war an einer Stelle in der Tiefe der höchsten Scherbeanspruchung, kleiner als 0,5%, wobei das Karbidoberflächenverhältnis nur ungefähr 0,1% betrug, und die Härte und Rollermüdungsfestigkeit leicht gemindert wurden. Jedoch wurde gute Lochfraßfestigkeit aufgewiesen. Im Erfindungsbeispiel 22, in dem die Wärmebehandlung in derselben Weise wie im Beispiel 1 auf Stahl, der geringe Cr- und Mo-Gehalte aufweist, durchgeführt wurde, nahmen das Karbidoberflächenverhältnis und die Anlasshärte ab, und es wurde bestätigt, dass die Lochfraßfestigkeit und die Rollermüdungsfestigkeit leicht gemindert waren. Jedoch wurden im Allgemeinen gute Ergebnisse aufgewiesen.
Demgegenüber überschritt im Vergleichsbeispiel 1 die Oberflächenkarbondichte 1,5%, was sich aus dem Vorhandensein des groben Zementits ergab, der sogar in der Karbid-Auscheidungsstufe nicht in die feste Lösung an den Kristallkorngrenzen während der Karburierung überging, da die Karburierungsbehandlung während der langen Zeit von 12 Stunden, wie in 3D gezeigt wird, durchgeführt wurde. Demzufolge wurde die Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ verhindert, das Karbidoberflächenverhältnis, das Abschrecken, die Härte des Basismaterials (Matrix), die Kalthärte und die Anlasshärte verringert und die ausreichende Lochfraßlebensdauer und Rollermüdungslebensdauer konnten nicht erreicht werden.
Zusätzlich wurde trotzdem in den Vergleichsbeispielen 2 und 3 die Wärmebehandlung, wie in 3C dargestellt, ähnlich Erfindungsbeispiel 4 durchgeführt. Jedoch, abweichend von Erfindungsbeispiel 4, gab es keine Karbid-Ausscheidungsstufe und der Karbid vom M₃C-Typ wurde nur bei einem Oberflächenverhältnis von mehreren Prozent ausgeschieden, da die Stahlarten des Zeichens H (T = 97,5°C) und Zeichens I (T = 710,8°C), für die die obere Temperatur T zum Ausscheiden des Karbids, wie gemäß Gleichung T errechnet, niedrig ist, als Elemente verwendet wurden. Infolgedessen war es nicht möglich, eine Verbesserung bei der Kalthärte oder Anlasshärte zu erreichen, wobei die Lochfraßlebensdauer und die Rollermüdungslebensdauer ebenso unzureichend waren.
In den Vergleichsbeispielen 4 und 5 wurde trotzdem die Wärme behandlung unter den Bedingungen, wie sie in 3A dargestellt sind, in derselben Art wie im Erfindungsbeispiel 1 durchgeführt, da die Stahlarten J und K, die kein Cr enthalten, jeweils als die Rohmaterialien verwendet wurden, wobei der Karbid vom M₂₃C₆-Typ in der Karbid-Ausscheidungsstufe nicht ausgeschieden werden konnte, und nur der Karbid vom M₃C-Typ konnte bei einem Oberflächenverhältnis von mehreren Prozent ausgeschieden werden. Infolgedessen war es nicht möglich, eine Verbesserung der Kalthärte oder Anlasshärte zu erreichen und ebenso wurde bestätigt, dass die ausreichende Lochfraßlebensdauer und Rollermüdungslebensdauer nicht erreicht werden konnten.
Im Vergleichsbeispiel 6 wurde trotzdem eine große Menge Karbid ausgeschieden, indem die Dauer der Karbid-Ausscheidungsstufe auf 5 Stunden verlängert wurde, da die Zeit, während der die Temperatur auf Austenittemperatur (850°C) auf 3 Stunden ausgedehnt wurde, wodurch der Karbid, der in der Karbid-Ausscheidungsstufe ausgeschieden wurde, in der Rückbildung zu einer festen Lösung endete, wodurch die Verbesserung der Härte, der Lochfraß- und Rollermüdungslebensdauer verhindert wurde.
Zusätzlich wurde bestätigt, dass im Fall des Vergleichsbeispiels 7, in dem die Wärmebehandlung in derselben Weise auf Stahl mit einem unedlen Metallgehalt C (Matrix) von 1,8% durchgeführt wurde, das Karbidoberflächenverhältnis, die Kalthärte und die Anlasshärte abnahmen, und die ausreichende Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit nicht erreicht werden konnten, da der unedle Metallgehalt C (Matrix) von 1,5% überschritt, wobei grobes Zementit (Karbid vom M₃C-Typ) an den Korngrenzen vorhanden war, und die Ausscheidung Karbids vom M₂₃C₆-Typ verhindert wurde.
Außerdem hinaus gab es im Vergleichsbeispiel 8, in dem Stahl mit einem hohen S-Gehalt verwendet wurde, eine höhere Wahrscheinlichkeit des Auftretens von innerer Anfangsabspaltung, die an auf MnS-basierenden Einschlüssen in der Axialrollermüdungsprüfung begann, wodurch das Erhalten der stabilen Rollermüdungsfestigkeit verhindert wurde. Im Fall der Oberflächenanfangsabspaltung, wie der in der Rollenlochfraßprüfung, wiesen diese Einschlüsse eine kleine Wirkung auf, und die ausreichende Lochfraßfestigkeit konnte erhalten werden.
Ausführungsform 2
Schmieden, auf das die Grobbearbeitung folgt, wurde an den Stählen A, D, E, H und L der 22 Stahlarten, wie sie in Tabelle 1 gezeigt werden, durchgeführt, um somit die Eingangs- und Ausgangsscheiben 13, 14 und die Innen- und Außenringe 16 und 17 der Antriebsrolle 15 für das stufenlose Toroidgetriebe, wie in 7 und 8A und 8B gezeigt wird, zu bilden. Danach wurde die Wärmebehandlung an den geschmiedeten und grob bearbeiteten Stählen unter den Bedingungen, wie sie in 3A bis 6N gezeigt werden, durchgeführt. Das Kugelstrahlen wurde an dem rechteckförmigen Bereich der inneren Durchmesserbohrung am Scheitelpunkt der Scheiben (Bereich F in 8B) und an dem rechteckförmigen Bereich der inneren Durchmesserbohrung in der Lagerrille des Antriebsrolleninnenrings 16 (Teil D in 8A) zusammen mit dem Hochglanzschleifen an jenen Teilen durchgeführt, außer an den Stellen, die kugelgestrahlt wurden.
Als nächstes wurden diese Eingangs- und Ausgangsscheiben 13 und 14 zusammen mit den Innen- und Außenringen 16 und 17 der Antriebsrolle 15 kombiniert, und ein Dauertest wurde unter Verwendung des stufenlosen Toroidgetriebe-Gehäuses, wie in 7 gezeigt wird, durchgeführt, um die Biegeermüdungsfestigkeit der Scheiben 13 und 14 und des Antriebsrolleninnenrings 16 gemäß der Lebensdauer (Biegeermüdungslebensdauer) bis zur Abrennung oder Rissbildung, zu beurteilen. Zusätzlich wurden die Rollermüdungslebensdauer der Scheiben 13 und 14 und des Antriebsrolleninnenrings 16 von den Prüfergebnissen des oben erörterten Rollermüdungstests abgeleitet.
Demzufolge, wie in Tabelle 6 gezeigt, weisen die Rollkörper gemäß der Erfindungsbeispiele 23, 24, 25 und 26 (diese stimmen jeweils mit den Kombinationen der Stahlarten und der Wärmebehandlungsbedingungen der Erfindungsbeispiele 1, 4, 10 und 19 in Ausführungsform 1 überein) ein Gefüge auf, in dem der Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden war. Infolgedessen gibt es eine hohe Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung selbst bei hohen Lagerkontaktdrücken, da die Anlasshärte in der Rollkontaktoberfläche hoch ist. Da es eine hohe Anlasshärte sogar an der Stelle in der Tiefe gibt, an der maximale Scherbeanspruchung auftritt, gibt es zusätzlich eine kleine Anfälligkeit für das Auftreten von Gefügeveränderungen, die durch Rollermüdung hervorgerufen wird, wodurch sich eine lange Lebensdauer ergibt.
Andererseits gibt es in den Rollkörpern, mit Bezug auf die Vergleichbeispiele 9 und 10 (diese stimmen mit den Kombinationen der Stahlarten und Wärmebehandlungsbedingungen von Vergleichbeispiele 1 und 2 in Ausführungsform 1 überein) eine zunehmende Anfälligkeit für plastische Verformung bei hohen Lagerkontaktdrücken, da Karbid vom M₂₃C₆-Typ nicht ausgeschieden wird, wobei bestätigt wird, dass die Abtrennung leicht auftritt. Tabelle 6

Anmerkung) ⌾ bedeutet hervorragende Beurteilung; O bedeutet bessere Beurteilung; und Δ bedeutet gute Beurteilung.

Ausführungsform 3
Nach Durchführung der Drehbearbeitung und dem Zahnradfräsen in derselben Weise wie in Ausführungsform 2, wobei die in Tabelle 1 dargestellten Stähle A, D, E, H und L verwendet wurden, wurde die Wärmebehandlung auf jedem Stahl durch Verknüpfen derselben Bedingungen wie in Ausführungsform 2 durchgeführt, worauf das Kugelstrahlen und Schleifen folgte, um die Zahnräder mit den Spezifikationen, wie in Tabelle 7 dargestellt, zu erhalten.
Tabelle 7
Dann wurde ein Antilochfraßtest durchgeführt, wobei eine Art umlaufendes Zahnrad-Lochfraßprüfgerät benutzt wurde, das auf den Bedingungen eines Hertz'schen Lagerdrucks von 2,0 GPa an der Stelle des Zahnradlochfraßes, der Testzahnrad-Drehzahl von 1000 min^–1, des Öls für automatisches Getriebe (ATF) und einer Öltemperatur von 120°C basiert. Die Lochfraßlebensdauer wurde bezüglich der Gesamtanzahl der Umdrehungen bewertet, bis der Oberflächenbereich der Abtrennung, die durch Lochfraß, der auf den Zahnoberflächen des Testzahnrades verursacht wurde, einen Oberflächenbereich erreicht, der 3% des wirklich in Eingriff stehenden Oberflächenbereichs des gesamten Zahnrades entspricht.
Wie in Tabelle 8 dargestellt, verbesserte sich die Lochfraßlebensdauer beträchtlich in den Zahnrädern, die durch die Erfin dungsbeispiele 27, 28, 29 und 30 (entsprechend den Kombinationen der Erfindungsbeispiele 1, 4, 10 und 19 in Ausführungsform 1) hergestellt wurden, da der Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein verteilt war und die hohe Härte sogar nach dem Anlassen beibehalten wurde. Andererseits, im Fall, dass die Zahnräder gemäß der Vergleichsbeispiele 11 und 12 hergestellt wurden (entsprechend der Kombinationen der Vergleichsbeispiele 1 und 2 in Ausführungsform 1), war die Anlasshärte niedrig und Lochfraß trat leicht auf, da das Gefüge nicht die Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ enthielt. Tabelle 8

Anmerkung) Bogengröße gibt die Intensität des Kugelstrahlens an und stimmt mit der Höhe der Wölbung von Feinblech durch Kugelstrahlen überein.

Als Nächstes wird die zweite Art des hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung mit Bezug auf die 1 und 2 und 7 bis 10G erörtert.
Wie vorher beschrieben, erzeugt ein hochdruckfestes Lagerelement wie das eines stufenlosen Toroidgetriebes in der Form ei ner Scheibe und einer Antriebsrolle einen Rollkontakt bei rauer Umgebung von hoher Geschwindigkeit und hoher Temperatur, während es einer hohen Belastung ausgesetzt ist. Diese Umgebung wird zunehmend rauer, wobei dies einhergeht mit der Abnahme der Größe und höheren Übertragungskapazitäten sowie Kraftübertragungseinheiten, die derartige Hochdrucklagerelemente verwenden. Folglich wird für die Rollanteile dieser Elemente (z.B. Zugkraftoberflächen und Lagerrillen im Fall von Scheiben und Antriebsrollen) eine Beständigkeit gegen innere Anfangstrennungen verlangt, die durch Rollermüdung und auch hohe Rollermüdungsfestigkeit verursacht wird.
Im Fall, dass auf einem solchen Hochdrucklagerelement die gewöhnliche Karburierung oder Karbonnitrierung durchgeführt wird, nimmt das Basismaterial (Matrix) ein Martensit- oder Bainitgefüge an, und es ist kaum Karbid vorhanden. Demgegenüber nimmt die Härte bei Raumtemperatur des hochdruckfesten Lagerelements zu, wobei die Abnahme in der Härte unter hohen Temperaturen desselbigen verhindert und die innere Anfangs-Rollermüdungslebensdauer desselbigen verbessert wird, wenn das Basismaterial (Matrix) des hochdruckfesten Lagerelements ein Martensit- und/oder Bainitgefüge aufweist und mikroskopischen Karbid enthält, der eine Durchschnittspartikelgröße von 3 μm oder weniger aufweist, der fein verteilt und in Form von Kugeln oder Pseudokugeln in diesem Basismaterial ausgeschieden wird. Ferner ist es wünschenswert, dass das hochdruckfeste Lagerelement ein zweiphasiges Gefüge aufweist, das mit einer ersten Phase, bestehend aus Martensit und/oder Bainit, die im wesentlichen karbidfrei sind, und einer zweiten Phase versehen sind, in der mikroskopischer Karbid fein verteilt und in Form von Kugeln oder Pseudokugeln in der oben beschriebenen Weise im Basismaterial (Matrix) mit einem Martensit- und/oder Bainitgefüge ausgeschieden wird. Demzufolge weist das hochdruckfeste Lagerelement sowohl eine höhere Rollermüdungsfestigkeit als auch Biegeermüdungsfestigkeit auf, als in dem Fall, wo Karbid gleichförmig über den gesamten Bereich ausgeschieden wird. Falls jedoch die Durchschnittspartikelgröße des Karbids im zweiten Phasenbereich 3 μm überschreitet oder das Karbid in netzförmiger Form anstatt in Form von Kugeln oder Pseudokugeln ausgeschieden wird, obwohl Raumtemperaturhärte und die Beständigkeit bei Hochtemperaturenthärten verbessert werden, nimmt der Einfluss zur Verbesserung der Rollermüdungslebensdauer ab, weil ausgeschiedener Karbid wie eine Spannungskonzentrationsquelle wirkt, wobei sich eine erhöhte Anfälligkeit gegenüber der Bildung von Rissausgangspunkten und Ausbreitungswegen ergibt.
Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der Cr enthält, ist wünschenswerter zu diesem Zeitpunkt als Karbid vom M₃C-Typ für die Verwendung als Karbid, da er dazu neigt, sogar während der Rollermüdung bei hohen Temperaturen stabil zu sein, das Absinken der Härte zu verhindern und durch verzögernde Änderungen im inneren Gefüge die Rollermüdungslebensdauer zu verbessern.
Zusätzlich ist es auch wünschenswert, dass das Oberflächenverhältnis des oberen Karbids im zweiten Phasenbereich innerhalb der Größenordnung von 0,3–30%, bezüglich des Gesamtbereichs des ersten und zweiten Phasenbereichs liegt. Nämlich im Fall, dass im zweiten Phasenbereich das Oberflächenverhältnis kleiner ist als 0,3%, werden eine Verhinderung des Hochtemperatur-Enthärtens und die Wirkung der verzögerten Gefügeveränderungen unzureichend erzielt.
Umgekehrt werden im Fall, dass das Oberflächenverhältnis 30% überschreitet, Verringerungen in den Legierungselementen und der Karbondichte im Basismaterial (Matrix) erzeugt, und deswegen eine verringerte Härte des Basismaterials heraufbeschworen, wodurch die Neigung besteht, eine ausreichende Verbesserung der Rollermüdungslebensdauer zu verhindern.
Ferner ist der S-Gehalt von 0,01% oder weniger wünschenswert. Wenn dies der Fall ist, wird eine beständige, lange Lebensdauer erreicht, obwohl MnS-basierende Einschlüsse reduziert werden und die maschinelle Bearbeitbarkeit abnimmt. Wenn die Menge von S 0,1% überschreitet, obwohl MnS-basierende Einschlüsse das Spanen erleichtern, steigt die Wahrscheinlichkeit des Auftretens innerer Anfangsabtrennungen, die mit den auf MnS-basierenden Einschlüssen unter Rollkontakt beginnen, wobei das Erhalten einer beständigen Lebensdauer erschwert wird.
Im hochdruckfesten Lagerelement der vorliegenden Erfindung wird das Ausscheiden von netzförmigem Karbid durch Hinzufügen von 0,01% fester Nitrogenlösung verhindert, da die Menge der festen Nitrogenlösung in ihrer Oberfläche (nach dem letzten Schleifen) innerhalb einer Größenordnung von 0,01–0,5% liegt, wobei die festen Nitrogenlösungen den Effekt aufweisen, dass sich die Acm-Linien in hohe Karbonbereiche ausbreiten. Jedoch, wenn die Menge der festen Nitrogenlösung 0,5% überschreitet, nimmt die Menge der festen Nitrogenlösung in der Matrix zu und neigt dazu, die Menge der Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ zu verringern.
Im hochdruckfesten Lagerelement der vorliegenden Erfindung wird ein hoher Grad an Festigkeit aufrechterhalten und die Ermüdungsfestigkeit verbessert, da die Oberflächen-Karbondichte in dem Bereich in Abhängigkeit von der Rollermüdung, die durch den Rollkontakt verursacht wird, in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5% liegt. Im Fall, dass die Karbondichte zu diesem Zeitpunkt kleiner ist als 0,6%, da das Karbidoberflächenverhältnis in der zweiten Phase nicht zugesichert werden kann, kann die Härte nicht länger beibehalten werden. Andererseits, wenn die Oberflächen-Karbondichte 1,5% überschreitet, liegt eine größere Anfälligkeit zur Ausscheidung des Karbids vom M₃C-Typ vor, und dieser neigt dazu, in netzförmiger Form bei einer Durchschnittspartikelgröße von über 3 μm zu wachsen.
Das hochdruckfeste Lagerelement der vorliegenden Erfindung wird entsprechend in den Rollelementen eines stufenlosen Toroidgetriebes, nämlich den Scheiben oder Antriebsrollen eine stufenlosen Toroidgetriebes, verwendet und trägt zu reduzierter Größe, erhöhter Kapazität und Erweiterung der Lebensdauer des stufenlosen Toroidgetriebes bei.
Wie vorher beschrieben, ist es wünschenswert, dass sowohl die Rollermüdungsfestigkeit als auch die Biegeermüdungsfestigkeit in den Scheiben und Antriebsrollen des stufenlosen Torroidgetriebes umgesetzt werden. Ferner sind jene Eigenschaftsforderungen nicht notwendigerweise einheitlich und jede unterscheidet sich abhängig vom Einsatzort jedes Rollelements. Dies wird detailliert bezüglich 7, 8A und 8B erörtert.
Bezüglich jener Einsatzorte ist es gemäß der Rollermüdung, die durch wiederholte Scherbeanspruchungsbelastung wie in der Zugkraftoberfläche der Eingangs- und Ausgangsscheiben (Ausschnitt E in 8B), der Zugkraftoberfläche der Antriebsrollen (Ausschnitt A in 8A) und Lagerrillen (Ausschnitte B und C in 8A) hervorgerufen werden, wünschenswert, dass das Oberflächenverhältnis der zweiten Phase, in der Karbid fein verteilt und ausgeschieden wird, 3% oder mehr beträgt, und wünschenswerterweise 50% oder mehr mindestens im Oberflächenausschnitt an dem Einsatzort unten in der Tiefe beträgt, an der die maximale Scherbeanspruchung auftritt. Demzufolge wird die innere Anfangsrollermüdungsfestigkeit verbessert und die Rollermüdungslebensdauer ausgedehnt. Außerdem ist es Wünschenswert, dass die Karbondichte 0,5% oder mehr am oben erwähnten Einsatzort beträgt, da dies eine ausreichende Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit ergibt. Darüber hinaus ist es im Fall, dass die Karbondichte kleiner ist als 0,5%, nicht möglich, das Karbidoberflächenverhältnis an der Stelle in der Tiefe, an der die maximale Scherbeanspruchung, die durch den Rollkontakt verursacht wird, sicherzustellen, und dies neigt dazu, die Verbesserung der Kalthärte und der Anlasshärte zu erschweren.
Zusätzlich ist es wünschenswert mit Hinblick auf jene Einsatzorte, die widerstandsfähig gegenüber dem Eindringen von Fremdkörpern aufgrund der Empfindlichkeit gegenüber den Ausgangspunkten von Oberflächeneindrücken sind, die durch das Eindringen von Fremdkörpern verursacht werden, da die Kontaktellipse kleiner wird als die Zugkraftoberfläche, wie in den Lagerrillen der Antriebsrollen (Ausschnitte B und C von 8A), dass das Oberflächenverhältnis der zweiten Phase, in der Karbid fein verteilt und ausgeschieden wird, 3–100 an der höchsten Oberfläche beträgt, wobei eine Größenordnung von 50–80% wünschenswerter ist. Demzufolge mindert die erste Phase, die die niedrigere Härte und eine größere Menge an Restaustenit. als die zweite Phase aufweist, die Spannungskonzentration der Eindrücke an der höchsten Oberfläche und verbessert den Widerstand gegenüber dem Eindringen von Fremdkörpern.
Weiterhin ist es wünschenswert mit Hinblick auf jene Einsatzorte, die, obwohl kein Rollkontakt erzeugt wird, durch Biegeermüdung infolge von wiederholter Belastung durch Biegebeanspruchung wie in dem rechteckförmigen Ausschnitt der inneren Durchmesserbohrung an der Spitze der Eingangs- und Ausgangsscheiben (Ausschnitt F in 8B) und dem rechteckförmigen Ausschnitt der inneren Durchmesserbohrung der Lagerrillen des Antriebsrolleninnenrings (Ausschnitt D in 8A) beansprucht werden, dass das Oberflächenverhältnis der obigen zweiten Phase 90% oder weniger ist, wobei 30% oder weniger an der höchsten Oberfläche wünschenswerter sind, und das das Kugelstrahlen durchgeführt wird. Demzufolge treten bearbeitungsbedingte Umwandlungen und Restdruckspannungen der ersten Phase an den Einsatzorten auf, wobei dies zu verbesserter Biegeermüdungsfestigkeit führt. Weiterhin wird die bearbeitungsbedingte Um wandlung der ersten Phase unzureichend, und die Anfälligkeit zur Bildung von mikroskopischen Rissen während des Kugelstrahlens erhöht sich, woraus sich eine Neigung ergibt, dass der Beitrag zur Verbesserung der Biegeermüdungsfestigkeit verringert wird, wenn das Oberflächenverhältnis der zweiten Phase zu diesem Zeitpunkt 90% überschreitet, was es zusätzlich dem Karbid, der in der zweiten Phase verteilt ist, erleichtert, als Ausgangspunkt oder Ausbreitungswege für Risse zu wirken.
Im hochdruckfesten Lagerelement der vorliegenden Erfindung wird das zweiphasige Gefüge, das die erste Phase, die ein Martensit- und/oder Bainitgefüge aufweist, das im Wesentlichen frei von Karbidausscheidung ist, und die zweite Phase umfasst, in der Karbid im Basismaterial (Matrix), das ein Martensit- und/oder Bainitgefüge aufweist, fein verteilt und ausgeschieden wird, durch Ausscheiden von Karbid, indem es bei einer vorgeschriebenen Temperatur für eine vorgeschriebene Zeitspanne entweder nach der Durchführung der Karburierungsbehandlung auf mechanischem Baustahl, der Karbid-bildende Elemente wie Cr und Mo enthält, oder ohne Durchführung der Karburierungsbehandlung, wobei mechanischer Baustahl, der eine vorgeschriebene Menge an Cr enthält, verwendet wird, und dann das Aushärten durch Erwärmen und Halten bei einer Austenitbereichstemperatur und schließlich die Durchführung der Anlassbehandlung erreicht wird. Zu diesem Zeitpunkt kann das Oberflächenverhältnis der zweiten Phase durch Einstellen der Oberflächen-Karbondichte durch Karburierungsbehandlung, Einstellen der Haltetemperatur und Haltezeit in der Karbidausscheidungsstufe und Einstellen der Haltetemperatur und Haltezeit in der Austenitbereichstemperatur gesteuert werden. Der Oberflächenbereich der zweiten Phase wird größer, da die Oberflächen-Karbondichte durch die Karburierungsbehandlung höher wird, da die Haltetemperatur der Karbidausscheidungsstufe höher wird, da die Verlängerung der Haltetemperatur höher wird, oder da die Haltetemperatur im Austenitbereich vor dem Abschrecken niedriger wird.
Das folgende Herstellverfahren des hochdruckfesten Lagerelements ist nämlich für die Herstellung des hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung geeignet. Das Herstellungsverfahren weist auf: (a) die Durchführung einer Karburierungsbehandlung auf einem Materialelement, das aus einem mechanischen Baustahl, der Cr enthält, gebildet ist, so dass eine Oberflächen-Karbondichte des mechanischen Baustahlelements in der Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% liegt; (b) die Karbidausscheidung durch Halten des karburierten Materialelements bei einer Ausscheidungstemperatur Tp (°C), die eine obere Grenztemperatur T (°C) aufweist, die gemäß einer ersten Gleichung: T = 675 + 120Si (%) – 27Ni (%) + 30Cr (%) + 215Mo (%) – 400V (%) auf der Basis der Komponenten des Materialelements für eine Zeit berechnet wird, die kürzer ist als eine Zeit t (Std.), die gemäß einer zweiten Gleichung: t = 10^{(19.000/(Tp+273)-20)} auf der Basis der Ausscheidetemperatur Tp (°C) berechnet wird und (c) das Abschrecken de Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Elements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements bei mindestens einer von einer Ac1-Umwandlungstemperatur und einer Temperatur (Austenittemperatur), bei der die Austenitphase gebildet wird.
Folglich verhindert dieses Herstellverfahren des hochdruckfesten Lagerelements die Ausscheidung des groben, netzförmigen Karbid vom M₃C-Typ im Oberflächenausschnitt, der die Stelle der maximalen Scherbeanspruchungstiefe aufweist, die durch den Rollkontakt verursacht wird, ermöglicht das Erreichen einer ersten Phase, in der Karbid im Wesentlichen nicht ausgeschieden wird, und einer zweiten Phase, in der feiner Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der stabil ist selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen, ausgeschieden wird, wobei die Matrix nach dem Abschrecken ein Martensit- und/oder Bainitgefüge aufweist. Dem zufolge wird das hochdruckfeste Lagerelement erhalten, das hohe Härte selbst bei halbhohen bis hohen Temperaturen garantiert und die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit selbst unter hohem Lagerdruck aufweist, so dass der örtliche Lagerdruck 3 GPa überschreitet.
Zu diesem Zeitpunkt, falls die Oberflächen-Karbondichte der karburierten Schicht kleiner ist als 0,6%, ist es nicht möglich, die Härte sicherzustellen. Umgekehrt liegt im Fall, dass die Oberflächenkarbondichte 1,5% überschreitet, erhöhte Anfälligkeit zur Ausscheidung des Karbids vom M₃C-Typ und netzförmiges Wachstum bei einer Durchschnittspartikelgröße vor, die 3 μm überschreitet, wodurch dies unerwünscht ist. Weiterhin gibt es keine besonderen Einschränkungen beim Verfahren der Karburierungsbehandlung und obwohl Verfahren, wie z.B. die feste Karburierung, flüssige Karburierung oder Gaskarburierung verwendet werden können, ist, wenn möglich, die Vakuumkarburierung oder Plasmakarburierung vorzuziehen. Dies deswegen, weil die Vakuumkarburierung und Plasmakarburierung Vakuumbehandlungen sind, eine Korngrenzenoxidationsschicht an der Oberfläche nicht gebildet wird und es nahe der Oberfläche keine Abnahmen in den Dichten der Karbid-bildenden Elemente wie, z.B. Cr gibt, wodurch diese Behandlungen günstig durchgeführt werden, da sie es ermöglichen, dass Karbid abwärts zur Oberfläche gebildet wird.
Obwohl der Cr, wie vorher beschrieben, im Rohstahl (oder Materialelement) in der vorliegenden Erfindung eine wesentliche Legierungskomponente ist, die Karbid, und insbesondere Karbid vom M₂₃C₆-Typ bildet, beträgt die zugefügte Menge vom Standpunkt der Gewährleistung der Wirkung vorzugsweise etwa 1 bis 4%, während Zunahmen der Kosten und die abnehmende Zerspanungsfähigkeit vermieden werden.
Die obige Gleichung T, die angewendet wird, um den oberen Grenzwert der Haltetemperatur für das Ausscheiden des Karbids zu berechnen, wurde als ein Ergebnis von mehreren Versuchen und durch Halten des (Material) Elements nach der Karburierungsbehandlung bis zur Temperatur Tp (°C), die gleich oder unterhalb der Temperatur T (°C) ist, die gemäß der Legierungskomponenten des Elements berechnet wurde, bestimmt, wobei Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden wird. Da die Durchschnittspartikelgröße des Karbids vom M₂₃C₆-Typ bei 1 μm oder weniger äußerst klein ist, ist eine Spannungskonzentrationsquelle unwahrscheinlich. Da er auch innerhalb der Kristallkörner des Martensits und/oder Bainits fein verteilt und ausgeschieden wird, ist er beständig gegen Enthärten bei halbhohen und hohen Temperaturen, wodurch die hohe Härte gesichert wird. Indem die Zeit der Karbidausscheidungsbehandlung, nämlich die Haltezeit bei der Temperatur Tp (°C), kürzer als die Zeit t ist, wie sie gemäß der Gleichung t entsprechend der oben erwähnten Ausscheidungstemperatur Tp (°C) berechnet wurde, wird die Ausscheidung vor dem Erreichen des Beharrungszustandes abgebrochen. Zusätzlich ist es vorzuziehen, dass die untere Grenztemperatur der Karbidausscheidungsbehandlung 550°C oder höher vom Gesichtspunkt der Produktivität beträgt.
Wenn zu diesem Zeitpunkt die Karbidausscheidungsbehandlung bei einer Temperatur, die höher als die Temperatur T (°C) ist, die entsprechend der Legierungskomponenten berechnet wurde, durchgeführt wird, wird der Karbid vom M₂₃C₆-Typ nicht ausgeschieden und es ergibt sich ein festes Lösungsgefüge, das das Erreichen der Härte verhindert. Infolge dessen werden die Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit unzureichend. Weiterhin wird die obere Grenze t der Haltetemperatur während der Karbidausscheidungsbehandlung entsprechend der obigen zweiten Berechnungsgleichung berechnet, so dass zum Beispiel t annähernd 58 Stunden beträgt, wenn die Haltetemperatur T 600°C ist, t annähernd 3,85 Stunden beträgt, wenn T 650°C ist, t annähernd 0,34 Stunden (annähernd 20 Minuten) beträgt, wenn T 700°C ist, und t annähernd 0,037 Stunden (annähernd 2,5 Minuten) beträgt, wenn T 750°C ist.
Wenn die Haltezeit bei Austenittemperatur in der Abschreckstufe zu lang ist, führt dies dazu, dass das ausgeschiedene Karbid zu einer festen Lösung in der Karbidausscheidungsstufe zurückkehrt. Folglich ist eine Haltetemperatur von etwa 30 Minuten bis 2 Stunden geeignet und vorzugsweise die Behandlung jenseits von 2 Stunden zu vermeiden ist.
Da das Herstellungsverfahren des hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung auch für die Herstellung des obigen hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung geeignet ist, die hauptsächlich aus einer Karburierungsstufe, einer Karbidausscheidungsstufe und Abschreckstufe besteht, wobei die Karburierungsbehandlung an einem Element ausgeführt wird, das mechanischen Baustahl aufweist, der 1,2 bis 3,2% Cr und 0,25 bis 2,0% Mo enthält, wobei die Karburierungsbehandlung so durchgeführt wird, dass die Karbonoberflächendichte in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5% und die Karbondichte an der Stelle in der Tiefe, an der die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt verursacht wird, in einer Größenordnung von 0,5% oder mehr liegt, wird Karbid ausgeschieden, während das karburierte Element bei einer Ausscheidungstemperatur Tp (°C) mit ihrer oberen Grenztemperatur T (°C), wie sie aus der obigen ersten Gleichung berechnet wurde, für einen Zeitbetrag gehalten wird, der kürzer als die Zeit t (Std.) ist, die sich aus der obigen zweiten Gleichung berechnet, und das Abschrecken nach Halten bei der Austenittemperatur durchgeführt wird, wobei sich ein gleichartiges zweiphasiges Gefüge ergibt, das sich aus einer ersten Phase und einer zweiten Phase zusammensetzt, und wobei ein hochdruckfestes Lagerelement ähnlich erreicht wird, das die hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit sowie Lochfraßfes tigkeit und Rollermüdungsfestigkeit aufweist.
Hierbei kann im Falle, dass die Oberflächenkarbondichte der karburierten Schicht kleiner als 0,6% ist, die Härte ebenso nicht zugesichert werden, und umgekehrt, wenn die Oberflächen-Karbondichte 1,5% überschreitet, gibt es eine ansteigende Anfälligkeit zur Ausscheidung des Karbids vom M₃C-Typ, der in einer netzförmigen Form wächst, die eine Durchschnittspartikelgröße von höchstens 3 μm aufweist, wobei dies nicht wünschenswert ist. Zusätzlich ist im Fall, dass die Karbondichte an der tiefen Stelle der maximalen Scherbeanspruchung, die durch den Rollkontakt verursacht wird, kleiner als 0,5%, das Karbidoberflächenverhältnis an dieser tiefen Stelle 0,3% nicht erreichen kann, wodurch das Verbessern der Kalthärte oder Anlasshärte verfehlt und das Erreichen einer ausreichenden Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit verhindert wird.
Außerdem gibt es keine besonderen Einschränkungen beim Karburierungsbehandlungs-Verfahren und obwohl Verfahren wie z.B. feste Karburierung, flüssige Karburierung oder Gaskarburierung angewendet werden können, ist es vorzuziehen, die Vakuumkarburierung oder Plasmakarburierung, wenn möglich, einzusetzen.
Obwohl der Cr im Rohmaterialstahl der vorliegenden Erfindung eine wesentliche Legierungskomponente ist, die Karbid und besonders Karbid vom M₂₃C₆-Typ, wie vorher erwähnt, bildet, beträgt seine hinzuzufügende Menge vorzugsweise etwa 1,2 bis 3,2% vom Gesichtspunkt der Gewährleistung seiner Wirkung, während Kostenzunahmen und abnehmende Zerspanungsfähigkeit vermieden werden. Obwohl Mo hinzugefügt wird, weil gleichzeitiges Hinzufügen von Cr das stabile Ausscheiden des Karbids vom M₂₃C₆-Typ ermöglicht, wenn die Menge von hinzugefügtem Mo kleiner ist als 0,25%, kann das stabile Ausscheiden von Karbid vom M₂₃C₆-Typ nicht erwartet werden, und wenn die Menge 2% überschreitet, neigt die Zerspanungsfähigkeit zur Abnahme.
Im Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung verschwindet netzförmiger Karbid, der an den Korngrenzen während der Karburierung ausgeschieden wurde, leicht, da Bedingungen vorzugsweise angewendet werden, so dass das Verhältnis Td/Tc) von Diffusionstemperatur Td (°C), die der Karburierung folgt, zur Karburierungstemperatur Tc (°C), wenn die Karburierungsbehandlung durch Vakuumkarburierung oder Plasmakarburierung durchgeführt wird, innerhalb der Größenordnung von 1,05 bis 1,25 liegt. Im Fall, dass das Verhältnis Td/Tc 1,05 nicht erreicht, wird es zu diesem Zeitpunkt schwierig, diesen Effekt zu erreichen. Zusätzlich ist die Diffusionstemperatur umso höher, je größer der Diffusionskoeffizient des Karbons im Innern ist. Dies erleichtert das Verschwinden des netzförmigen Karbids. Jedoch im Fall, dass das Verhältnis Td/tc 1,25 überschreitet, ergibt dies ein Schmelzen der Stahloberfläche und deshalb ist es vorzuziehen, dass die obere Grenze des Verhältnisses 1,25 ist.
Andererseits, wenn die Abkühlgeschwindigkeit bis zur Zwischenhaltestufe (Karbidausscheidungsstufe), die der Karburierungsdiffusion folgt, zu langsam ist, ist es wahrscheinlich, dass das übersättigte Karbon in netzförmiger Form an der Korngrenze ausgeschieden wird. Folglich ist es wünschenswert, dass die Abkühlgeschwindigkeit zu diesem Zeitpunkt 10°C/Minute oder mehr beträgt. Vorzuziehende Verfahren für das Erreichen einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/Minute oder mehr umfassen die Gaskühlung bis zur Zwischenhaltetemperatur in einer Karburierungsdiffusionskammer, das Überführen zu einer Abkühlkammer außerhalb der Karburierungdiffusionskammer, und das Absenken bis zur Zwischenhaltetemperatur und das vorläufige Abschrecken nach der Karburierungsdiffusion, gefolgt von der Erwärmung bis zur Zwischenhaltetemperatur.
Außerdem wird im Herstellverfahren des hochdruckfesten hager elements zusätzlich zu den obigen Schritten das Nitrieren entweder zeitgleich zur Karburierung (Karburierungsnitrieren) oder nachfolgend auf die Beendigung der Karburierung durchgeführt, und dadurch wird die Ausscheidung von netzförmigem Karbid durch das Nitrogen in fester Lösung verhindert.
Weil der Herstellprozess des hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung vorzugsweise das Ausscheiden des Karbids aufweist, während ein Element (Materialelement), das aus einem mechanischen Baustahl besteht, der Cr und 0,6 bis 1,5% Karbon bei einer Ausscheidungstemperatur Tp (°C) enthält, die für ihre obere Grenztemperatur T (°C) aufweist, die aus der oberen ersten Gleichung berechnet wird, für einen Zeitbetrag gehalten wird, der kürzer als die Zeit t (Std.) ist, die sich entsprechend der oberen zweiten Gleichung berechnet, gefolgt durch die Durchführung des Abschreckens nach dem Halten bei der Austenittemperatur. Demzufolge wird die Ausscheidung von grobem, netzförmigem Karbid vom M₃C-Typ (Zementit) am Oberflächenschichtausschnitt, der die Stelle in der Tiefe der maximalen Scherbeanspruchung enthält, die durch den Rollkontakt verursacht wird, verhindert, so dass mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der auch bei halbhohen bis hohen Temperaturen (300°C oder weniger) stabil ist, ausgeschieden wird und die Matrix zu einem Martensitgefüge wird. Dies ermöglicht das Erreichen eines ähnlichen zweiphasigen Gefüges und das Erreichen des hochdruckfesten Lagerelements, das hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit aufweist, während auch niedrige Produktionskosten aufgrund der nicht geforderten Karburierungsstufe erreicht werden.
Weil das Herstellverfahren des hochdruckfesten Lagerelements der vorliegenden Erfindung vorzugsweise das Ausscheiden des Karbids durch Halten eines Elements, das sich aus mechanischem Baustahl zusammensetzt, mit 1,2 bis 3,2% Cr, 0,25 bis 2,0% Mo und 0,6 bis 1,5% C bei einer Ausscheidungstemperatur Tp mit ihrer oberen Grenztemperatur T (°C), die sich aus der ersten oberen Gleichung für eine Zeit berechnet, die kürzer ist als die Zeit t (Std.), die sich gemäß der obigen zweiten Gleichung berechnet, und das Abschrecken durch schnelles Abkühlen nach dem Halten bei Austenittemperatur aufweist. In diesem Herstellverfahren ist eine ähnliche Karburierungsstufe nicht notwendig, und die Ausscheidung von grobem, netzförmigem Karbid vom M₃C-Typ wird am Oberflächenschichtausschnitt, der die Stelle in der Tiefe der maximalen Scherbeanspruchung enthält, die durch Rollkontakt verursacht wird, ebenso verhindert. Zusätzlich wird ein zweiphasiges Gefüge erreicht, das aus einer ersten Phase, die nicht Karbid enthält, und einer zweiten Phase besteht, in der mikroskopisches Karbid in einer Matrix, die aus Martensit und/oder Bainit besteht, ausgeschieden wird. Folglich kann ein hochdruckfestes Lagerelement kostengünstig erreicht werden, das hohe Härte gewährleistet und hervorragende Oberflächenermüdungsfestigkeit, wie z.B. Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit auch unter hohem Lagerdruck aufweist.
Im Herstellverfahren des hochdruckfesten Lagerelements wird die Ausscheidung von netzförmigem Karbid auf der Elementoberfläche durch Nitrogen in fester Lösung verhindert, da vorzugsweise das Nitrieren auf dem Element (Materialelement) zusätzlich zu dem Obigen durchgeführt wird. Weiterhin kann zu diesem Zeitpunkt die Nitrierbehandlung vor oder nach der Karbidausscheidungsstufe durchgeführt werden. Im Herstellverfahren des hochdruckfesten Lagerelements kann dieser Schritt im Fall, dass die Austenittemperatur mit der Karbidausscheidungstemperatur übereinstimmt, vereinfacht werden, wobei eine Reduzierung der Kosten ermöglicht wird, da das Halten bei der Austenittemperatur vor dem Abschrecken vorzugsweise gleichzeitig zur Karbidausscheidungsstufe durchgeführt wird.
Ausführungsformen
Das Folgende sieht eine detaillierte Erklärung der vorliegenden Erfindung, die auf ihren Ausführungsformen basiert, vor.
Ausführungsform 4
Das kleine Rollenprüfstück 1 für den Rollenlochfrasstest, wie in 1 gezeigt (Durchmesser des großen Durchmesserabschnitts D1 = 26 mm, Länge des großen Durchmesserabschnitts L1 = 28 mm, Durchmesser des kleinen Durchmesserabschnitts D2 = 24 mm und Länge des kleinen Durchmesserabschnitts L2 = 51 mm), und das scheibenförmige Teststück 3 für den axialartigen Rollermüdungstest, wie in 2 dargestellt (Durchmesser D4 = 60 mm, Stärke t2 = 5 mm) wurden herausgeschnitten, wobei mechanischer Baustahl von jeder der Anordnungen, wie in Tabelle 9 gezeigt, verwendet wurde. Dann wurde nach der Durchführung der Karburierung oder Karbonnitrierung, der Karbidausscheidungsbehandlung, dem Abschrecken und dem Anlassen gemäß einer von den Konditionen, die in 9A bis 10G dargestellt sind, die Oberfläche eines jeden Teststücks durch Schleifen endbearbeitet. Die Plasmakarburierung wurde für das Karburierungsverfahren zu diesem Zeitpunkt angewendet. Tabelle 9

Anmerkung) T = 675 + 120Si (%) – 27Ni (%) + 30Cr (%) + 215Mo (%) – 400V (%) Wie in 1 dargestellt, wurde der Lochfraßtest unter den Bedingungen, wie sie in Tabelle 2 dargestellt werden, ausgeführt, wobei das kleine Rollenprüfstück 1 und das scheibenförmige Partnermaterial 2 (Durchmesser D3 = 130 mm, Dicke t1 = 18 mm) zusammengebracht wurden, um die Rollenlochfraßzeit oder die Anzahl der Wiederholungen oder Umdrehungen (Male), bis der Lochfraß auftrat, zu bestimmen.

Zusätzlich wurden mit Hinblick auf den Rollermüdungstest das scheibenförmige Teststück 3 und drei Kugeln 5 als Partnermaterial im Schmieröl 4 zusammengebracht, wobei das axialartige Rollermüdungsprüfgerät, wie in 2 dargestellt, verwendet wurde, und die Axialtestlebensdauer (L50) des scheibenförmigen Teststücks 3 wurde wie folgt bestimmt: Fünf Rollermüdungstests wurden wiederholt, um das Testresultat der Anzahl (Male) der Umdrehungen der drei Kugeln 5 entlang des Umfangs des scheibenförmigen Teststücks 3 zu einer Zeit zu erhalten, wenn die Abtrennung oder Ablösen unter den Bedingungen gemäß Tabelle 3 auftraten. Dann wurden fünf Testresultate auf einem Wiebull-Wahrscheinlichkeitspapier aufgezeichnet, um dadurch die Lebensdauer (L50), die die Lebensdauer (die obige Anzahl der Umdrehungen) bis zum Auftreten der Abtrennung oder Ablösen war, bei einer Schadenswahrscheinlichkeit von 50% zu bestimmen.
Der Querschnitt des axialartigen Teststücks, der in der obigen Weise erreicht wurde, war mit einer Alkohollösung, die 3% Salpetersäure enthielt, geätzt und danach wurden Mikrofotogramme mit 10.000-fachen Vergrößerungen des ersten Querschnitts des Teststücks, das sich von der höchsten Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,1 mm erstreckt, und des zweiten Querschnitts (des Teststücks) senkrecht zum ersten (vertikalen Querschnitt, wobei ein elektronisches Rastermikroskop benutzt wurde, aufgenommen. Der zweite Querschnitt war in einer Tiefe von 0,1 mm des Teststücks angeordnet. Danach wurden die Durchschnitts- Partikelgröße des ausgeschiedenen Karbids am ersten Querschnitt und das Oberflächenverhältnis (Anteil) des ausgeschiedenen Karbids am zweiten Querschnitt unter Verwendung eines Bildanalysators gemessen. Weiterhin wurde das Oberflächenverhältnis (Anteil, %) der zweiten Phase und das Oberflächenverhältnis (Anteil, %) des Karbons in der zweiten Phase gemessen.
Späne von der obersten Oberfläche des Teststücks bis zu einer Tiefe von 0,1 mm wurden abgetastet und die Karbondichte wurde gemäß des Verbrennungsverfahrens gemessen, um die Oberflächen-Karbondichte zu bestimmen. Ferner wurde das ausgeschiedene Gefüge des Karbids durch Elektronenstrahl-Beugungsbilder entsprechend des Aufdampfverfahrens ermittelt. Zusätzlich wurde auch die Karbondichte an dem oben erwähnten zweiten Querschnitt, der in einer Tiefe von 0,1 mm angeordnet ist, unter Anwendung der Emissions-spektrochemischen Analyse gemessen. Zusätzlich wurde das Gefüge des Basismaterials (Matrix) bestätigt. Diese Ergebnisse werden in den Tabellen 10 und 11 dargestellt.
Tabelle 10
Tabelle 11
Wie aus den Ergebnissen ersichtlich wird, die in den Tabellen 10 und 11 dargestellt sind, wurde nach der Durchführung der Karburierungsbehandlung auf dem Cr-haltigen Stahl, so dass die Oberflächendichte innerhalb der vorgeschriebenen Größenordnung, nämlich 0,6 bis 1,5%, liegt, mit Hinblick auf das Teststück (Hochdrucklagerelement) des Erfindungsbeispiels 31, und nach der Nichtdurchführung der Karburierungsbehandlung auf Stahl, der die vorgeschriebenen Cr- und C-Gehalte mit Hinblick auf die Teststücke der Erfindungsbeispiele 32 und 33 enthält, der Karbid durch Halten bei einer Temperatur mit ihrer oberen Grenztemperatur T (°C), die auf der Basis der Gleichung T berechnet wurde, und nach dem Halten bei der Austenittemperatur von 850°C ausgeschieden, wurde das Abschrecken und Anlassen durchgeführt, wobei als Folge davon ein zweiphasiges Gefüge gebildet wurde, in dem eine zweite Phase in einer Größenordnung von 20 bis 80% gebildet wurde, wobei mikroskopischer Karbid vom M₂₃C₆-Typ, der eine mittlere Partikelgröße von 0,3 μm oder weniger aufweist, bei einem Oberflächenverhältnis von etwa 10 bis 20% ausgeschieden wurde, wobei bestätigt wurde, dass sowohl die Lochfraßlebensdauer und Rollermüdungslebensdauer drastisch verbessert werden.
Weiterhin wurde unter den Wärmebehandlungsbedingungen, wie sie in 9D dargestellt sind und beim Erfindungsbeispiel 33 angewendet wurden, keine Karbidaushärtungsstufe beobachtet, in der die Temperatur zeitweise auf einer niedrigen Temperatur gehalten wird, worauf die Karburierungsbehandlung im Vergleich mit anderen Wärmebehandlungsbedingungen folgt. Jedoch war im Erfindungsbeispiel 33 die obere Grenztemperatur T für die Karbidausscheidung, wie aus Gleichung T berechnet, mit 1062,9°C hoch, da die Stahlart des Zeichens 1D, dargestellt in Tabelle 9, als Rohstahlmaterial verwendet wurde. Infolgedessen wurde der Karbid vom M₂₃C₆-Typ (mit einigem Karbid vom M₃C-Typ) fein verteilt, während der Zeit wurde die Temperatur auf Austenittemperatur von 850°C für das Abschrecken gehalten, wobei das Erreichen einer hervorragenden Kalthärte und Anlassenthärtungsbeständigkeit wie auch zufriedenstellende Lochfraßlebensdauer und Rollermüdungslebensdauer ermöglicht wurde. Mit anderen Worten, die Karbidausscheidungsstufe wurde bei der Wärmebehandlung im Erfindungsbeispiel 4 durchgeführt, während der die Temperatur bei einer Temperatur gehalten wird, deren obere Grenztemperatur T ist, während sie sich mit der Abschrecktemperatur von 850°C überlappt.
Zusätzlich wurde im Erfindungsbeispiel 34 korngrenzennetzförmiger Karbid auf der Rolloberfläche nicht ausgeschieden und ein Gefüge gebildet, in dem Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein ver teilt war, wobei sich ergab, dass stabile Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit erreicht wurden, da die Karburierungsbehandlung unter Bedingungen durchgeführt wurde, so dass das Verhältnis (Td/Tc) der Diffusionstemperatur Td (°C) zur Karburierungstemperatur Tc (°C) 1,1 war, gefolgt durch vorläufiges Umziehen zu einem kalten Raum, um der Gaskühlung (Abkühlgeschwindigkeit: 80°C/min.) unterzogen zu werden. Im Erfindungsbeispiel 35 wurde, nachdem die Karburierungsbehandlung unter Bedingungen durchgeführt wurde, so dass das Td/Tc-Verhältnis 1,18 war, worauf ein vorläufiges Abschrecken in Öl bei 60°C (Abkühlgeschwindigkeit: 2000°C/min.) und das Ausscheiden des Karbids für fünf Stunden bei 650°C folgte, die Temperatur zur Austenittemperatur von 850°C angehoben, gefolgt vom Abschrecken und Anlassen. Demzufolge wurde ein Gefüge erhalten, das ähnlich dem Fall des obigen Erfindungsbeispiels 34 war, in dem der Karburierung und Diffusion die Gaskühlung folgte, wobei eine stabile Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit gleicher Anteilen erreicht wurden.
Zusätzlich wurde im Erfindungsbeispiel 36 das Karbonnitrieren durch Einführen von Ammoniak in den Ofen während der Karburierung und danach in der gleichen Weise das vorläufige Abschrecken in Öl bei 60°C, die Ausscheidungsbehandlung, das Abschrecken und Anlassen durchgeführt. Demzufolge wurde nachgewiesen, dass es in ähnlicher Weise keine Ausscheidung von Korngrenzennetzförmigem Karbid auf der Rolloberfläche gab, dass ein Gefüge, in dem Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein verteilt war, und dass eine stabile Lochfraßfestigkeit und Rollermüdungsfestigkeit erreicht wurden.
Ausführungsform 5
Das Schmieden, auf das die Grobbearbeitung folgt, wurde an den Stählen 1A, 1B und 1F von Stählen, die in Tabelle 9 dargestellt sind, durchgeführt, um somit die Eingangs- und Aus gangsscheiben 13, 14 und Innen- und Außenringe 16 und 17 der Antriebsrolle 15 für das stufenlose Toroidgetriebe, wie es in 7 und 8A und 8B dargestellt ist, zu bilden. Danach wurde die Wärmebehandlung an den geschmiedeten und grob bearbeiteten Stählen unter den Bedingungen, wie sie in 9A bis 10G dargestellt sind, durchgeführt. Das Kugelstrahlen wurde am senkrechten Ausschnitt der inneren Durchmesserbohrung an der Kante der Scheiben (Ausschnitt F in 8B) und am senkrechten Ausschnitt des inneren Bohrungsdurchmessers in der Lagerrille des Antriebsrolleninnenrings 16 (Ausschnitt D in Fig. A) zusammen mit dem Hochglanzschleifen an jenen Abschnitten, mit Ausnahme der Bereiche, an denen Kugelstrahlen vorgenommen wurde, durchgeführt.
Als Nächstes wurden die Eingangs- und Ausgangsscheiben 13 und 14 zusammen mit den Innen- und Außenringen 16 und 17 der Antriebsrolle 15 zusammengebracht und ein Dauertest wurde unter Verwendung des stufenlosen Toroidgetriebegehäuses, wie in 7 dargestellt, durchgeführt, um die Biegeermüdungsfestigkeit der Scheiben 13 und 14 und des Antriebsrolleninnenrings 16 entsprechend der Lebensdauer (Biegeermüdungslebensdauer) zu bewerten, bis Abtrennung oder Rissbildung auftrat. Zusätzlich wurde die Rollermüdungslebensdauer der Scheiben 13 und 14 und der Antriebsrolleninnenring 16 von den Testergebnissen des oben erörterten Rollermüdungstests abgeleitet.
Demzufolge wiesen, wie in Tabelle 12 dargestellt, die Wälzkörper in den Erfindungsbeispielen 38, 39 und 40 (diese stimmen jeweils mit den Kombinationen der Stahlarten und den Wärmebehandlungsbedingungen der Erfindungsbeispiele 31, 34 und 36 in Ausführungsform 4 überein) ein Gefüge auf, in dem Karbid vom M₂₃C₆-Typ ausgeschieden wurde. Infolgedessen gibt es eine Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung sogar bei hohen Lagerkontaktdrücken, da die Anlasshärte an der Rollkontaktoberfläche hoch ist. Zusätzlich gibt es eine kleine Anfällig keit gegenüber dem Auftreten von Gefügeänderungen, die durch Rollermüdung verursacht wurde, wobei sich eine lange Lebensdauer ergibt, da die hohe Anlasshärte sogar an der Stelle der maximalen Scherbeanspruchung in der Tiefe vorliegt.
Andererseits liegt in den Wälzkörpern, die die Vergleichsbeispiele 23 und 24 betreffen (diese stimmen mit den Stahlkombinationen und Wärmebehandlungsbedingungen der Vergleichsbeispiele 31 und 32 in Ausführungsform 4 überein) eine erhöhte Anfälligkeit gegenüber plastischer Verformung bei hohen Lagerkontaktdrücken vor, und es wurde bestätigt, dass Abtrennungen leicht auftreten, da Karbid vom M₂₃C₆-Typ nicht ausgeschieden ist. Tabelle 12

Anmerkung) ⌾ weist auf hervorragende Bewertung hin; O weist auf bessere Bewertung hin; und Δ weist auf gute Bewertung hin.

Ausführungsform 6
Nach Durchführung der Drehmaschinenbearbeitung und dem Verzahnen, bei denen die Stähle 1A, 1B und 1F, wie in Tabelle 9 dargestellt, in derselben Weise wie in Ausführungsform 5 verwendet wurden, wurde die Wärmebehandlung an jedem Stahl durch Kombination mit denselben Bedingungen wie in Ausführungsform 5 durchgeführt, worauf das Kugelstrahlen und Schleifen erfolgte, um zu erreichen, dass die Zahnräder die Spezifikationen, wie in Tabelle 7 dargestellt, aufweisen.
Dann wurde ein Antilochfraßtest durchgeführt, der ein Energiezirkulierendes Zahnradlochfraßprüfgerät verwendet, das auf den Bedingungen eines Hertz'schen Lagerdrucks von 2,0 GPa an der Zahnradlochfraßstelle der Zahnradtestdrehzahl von 1000 min^–1, dem Öl für automatisches Getriebe für den Öltyp und eine Öltemperatur von 120°C basiert. Die Lochfraßlebensdauer wurde bezüglich der Gesamtanzahl der Umdrehungen bewertet, bis die Abtrennung des Oberflächenbereichs, der durch Lochfraß, der an den Zahnoberflächen des Testzahnrades auftrat, verursacht wurde, einen Oberflächenbereich erreicht, der 3% des tatsächlich in Eingriff stehenden Oberflächenbereichs des gesamten Zahnrades entspricht.
Demzufolge, wie in Tabelle 13 dargestellt, verbesserte sich die Lochfraßlebensdauer in den Zahnrädern beträchtlich, die gemäß der Erfindungsbeispiele 41, 42 und 43 (entsprechend der Kombinationen der Erfindungsbeispiele 31, 34 und 36 in der Ausführungsform 4) hergestellt wurden, da der Karbid vom M₂₃C₆-Typ fein verteilt war und die hohe Härte selbst nach dem Anlassen erreicht wurde. Andererseits war im Fall, dass die Zahnräder gemäß der Vergleichsbeispiele 25 und 26 (entsprechend den Kombinationen der Vergleichsbeispiele 31 und 32 in der Ausführungsform 4) hergestellt wurden, die Anlasshärte niedrig und der Lochfraß trat leicht auf, da das Gefüge nicht die Ausscheidung des Karbids vom M₂₃C₆-Typ enthielt. Tabelle 13

Anmerkung) Die Bogengröße bezeichnet die Intensität des Kugelstrahlens und entspricht der Höhe der Wölbung von Feinblech durch Kugelstrahlung.

Der gesamte Inhalt der japanischen Patentanmeldungen P11-206552 (eingereicht am 21. Juli 1999) und P11-208959 (eingereicht am 23. Juli 1999) wird hiermit durch Bezugnahme zum Offenbarungsgehalt vorliegender Anmeldung gemacht.
Obwohl die Erfindung oben unter Bezug auf bestimmte Ausführungsformen der Erfindung beschrieben wurde, ist diese Erfindung nicht auf die Ausführungsformen, die oben beschrieben wurden, begrenzt. Abänderungen und Abweichungen von den Ausführungsformen, die oben beschrieben sind, erscheinen den Durchschnittsfachleuten im Licht der oben genannten Lehre. Der Schutzumfang der Erfindung ist mit Bezug auf die folgenden Ansprüche definiert.

Claims

Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements, das folgendes aufweist: – Durchführen einer Karburierungsbehandlung auf einem Materialelement eines chromhaltigen mechanischen Baustahls, so dass eine Oberflächen-Karbondichte des mechanischen Baustahls im Bereich von 0,6 bis 1,5 Gew.-% liegt; – Ausscheiden von Karbid durch Halten des karburierten Baustahls bei einer Ausscheidetemperatur Tp (°C) mit einer oberen Grenztemperatur T (°C), die gemäß einer ersten Gleichung: T = 675 + 120·Si (%) – 27Ni (%) + 30Cr (%) + 215Mo (%) – 400V (%) auf der Basis der Komponenten des Materialelements für eine Zeit berechnet wird, die kürzer als eine Zeit t (Std.) ist, die gemäß einer zweiten Gleichung: t = 10^{(19000/Tp+273)-20)} auf der Basis der Ausscheidetemperatur Tp (°C) berechnet wird; und Abschrecken des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Elements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements bei mindestens einer von einer Ac₁-Umwandlungstemperatur und einer Temperatur, bei der Austenit gebildet wird.
Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei das Materialelement Cr in einer Größenordnung von 1,2 bis 3,2 Gew.-% und Mo in einer Größenordnung von 0,25 bis 2 Gew.-% enthält, um somit eine Oberflächen-Karbondichte in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% aufzuweisen, wobei die durchgeführte Karburierungsbehandlung das Erreichen einer Karbondichte innerhalb einer Größenordnung von 0,5 Gew.-% oder mehr an einer Stelle der Tiefe umfasst, bei der die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt bewirkt wird.
Verfahren gemäß Anspruch 2, wobei ein Verhältnis (Td/Tc) einer Diffusionstemperatur Td (°C) nach der Karburierungsbehandlung zu einer Karburierungstemperatur Tc (°C) während der Karburierungsbehandlung innerhalb einer Größenordnung von 1,05 bis 1,25 auftritt.
Verfahren gemäß Anspruch 3, wobei eine Abkühlgeschwindigkeit in einer Übergangszeit von der Beendigung der Karburierungsbehandlung bis zum Ausscheiden des Karbids 10° pro Minute oder mehr beträgt.
Verfahren gemäß Anspruch 4, wobei das Nitrieren auf dem Materialelement zeitgleich oder nach Beendigung der Karburierungsbehandlung durchgeführt wird.
Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der mechanische Baustahl Cr und Karbon in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% enthält.
Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der mechanische Baustahl Cr in einer Größenordnung von 1,2 bis 3,2 Gew.-%, Mo in einer Größenordnung von 0,25 bis 2,0 Gew.-%, und C in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% enthält.
Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei das Halten des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements bei mindestens einer von einer Ac₁-Umwandlungstemperatur und einer Temperatur, bei der Austenit gebildet wird, ebenfalls zum Ausscheiden des Karbids dient.
Herstellverfahren eines hochdruckfesten Lagerelements, das folgendes aufweist: – Durchführen einer Karburierungsbehandlung auf einem Materialelement, das aus einem chromhaltigen, mechanischen Baustahl gebildet wird, so dass das Materialelement eine Oberflächen-Karbondichte im Bereich von 0,6 bis 1,5 Gew.-% aufweist; – Ausscheiden von Karbid durch Halten des karburierten Materialelements bei einer Temperatur mit einer oberen Grenztemperatur T (°C), die gemäß einer Gleichung: T = 675 + 120Si (Gew.-%) – 27Ni (Gew.-%) + 30Cr (Gew.-%) + 215Mo (Gew.-%) – 400V (Gew.-%) berechnet wird, und – Abschrecken des Karbid-ausgeschiedenen Materialelements durch schnelles Abkühlen des Karbid-ausgeschiedenen Elements nach Halten des Karbid-ausgeschiedenen Elements bei einer Temperatur, bei der Austenit gebildet wird.
Verfahren gemäß Anspruch 9, wobei der mechanische Baustahl Cr in einer Größenordnung von 1,2 bis 3,2 Gew.-% und Mo in einer Größenordnung von 0,25 bis 2,0 Gew.-% enthält, wobei die Durchführung der Karburierungsbehandlung die Ursache umfaßt, dass das Materialelement eine Karbondichte von nicht weniger als 0,5 Gew.-% an einer Stelle der Tiefe aufweist, bei der die maximale Scherbeanspruchung auftritt, die durch den Rollkontakt bewirkt wird.
Verfahren gemäß Anspruch 9, wobei der mechanische Baustahll Cr in einer Größenordnung von 1,2 bis 3,2 Gew.-%, Mo in einer Größenordnung von 0,25 bis 2,0 Gew.-% und C in einer Größenordnung von 0,6 bis 1,5 Gew.-% enthält.
Verfahren gemäß Anspruch 9, wobei das Durchführen der Karburierungsbehandlung das Nitrieren des Materialelements umfaßt.