DE69526645T2

DE69526645T2 - Langlebiger induktionsgehärteter lagerstahl

Info

Publication number: DE69526645T2
Application number: DE69526645T
Authority: DE
Inventors: Yuji Kawauchi; Tatsuro Ochi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-11-24
Filing date: 1995-11-24
Publication date: 2002-11-28
Anticipated expiration: 2015-11-25
Also published as: EP0742288A4; WO1996016195A1; US5725690A; KR970700782A; CN1061699C; EP0742288A1; CA2181918A1; JP3512873B2; DE69526645D1; CA2181918C; JPH08144014A; EP0742288B1; KR100208677B1; CN1139458A

Description

BEREICH DER ERFINDUNG

Diese Erfindung betrifft einen langlebigen induktionsgehärteten Lagerstahl. Genauer betrifft die vorliegende Erfindung einen Stahl, der durch einen Schritt der Kontrolle der Oxideinschlüsse und einen Induktionshärtungsschritt hergestellt wird und der für Lagerteile, wie äußere Ringe, innere Ringe, Walzen usw., geeignet ist, die unter Hochlastbedingungen verwendet werden.

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Eine Verbesserung der Wälzermüdungsbeständigkeit von Lagerteilen ist wegen der größeren Kraft der Automotoren und den strengeren Umweltschutzbestimmungen in den letzten Jahren sehr notwendig geworden. Um einer solchen Anforderung gerecht zu werden, wurde eine längere Lebensdauer durch das Erreichen einer größeren Reinheit des Stahls angestrebt, da angenommen wurde, daß das Versagen der Lagerteile durch Wälzermüdung von nichtmetallischen Einschlüssen als Ausgangspunkten verursacht wird. Zum Beispiel berichtet Japan Institute of Metals, Bd. 32, Nr. 6, S. 411-443, daß die Mengen der Einschlüsse vom Oxidtyp durch die Kombination eines Exzenterofenbodenabstichverfahrens, eines RH-Vakuumentgasungsverfahrens usw. verringert werden können und die Wälzermüdungsbeständigkeit so verbessert werden kann. Die längere Lebensdauer durch dieses Verfahren ist jedoch nicht immer ausreichend, und besonders wenn das Lager unter einer Hochlastbedingung verwendet wird, ist die Entwicklung eines Stahls mit einer längeren Lebensdauer sehr notwendig.
Als Stahlart in diesem Bereich wurde zum Beispiel SUJ 2 (gemäß JIS) häufig als Stahl verwendet, der eine verbesserte Wälzermüdungsbeständigkeit aufweist. Da in dieser Stahlart der C- und Cr-Gehalt hoch ist, werden Carbide mit hohem Eutektikum gebildet, so daß für diese eutektischen Carbide eine lange Temperzeit notwendig ist. Um die Schneidbarkeit dieses Lagerstahls zu verbessern, offenbart die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 55-145158 einen Te enthaltenden Lagerstahl, und die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 1-255651 offenbart einen Lagerstahl, dem REM zugefügt wird. Es besteht jedoch immer noch eine große Nachfrage nach einer längeren Lebensdauer dieser Stähle unter einer Hochlastbedingung.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung beschrieben dagegen in der japanischen Patentanmeldung Nr. 6-134535 einen kohlenstoffreichen Lagerstahl vom Chromtyp, der geeignete Mengen Mg und Mo enthielt. Durch die Verwendung dieses Stahls können ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften erhalten werden. Um aus dem kohlenstoffreichen Lagerstahl vom Chromtyp Lagerteile herzustellen, sind ein Weichglühschritt und ein Härtungs-/Temperschritt notwendig, und die Herstellungskosten werden hoch. Deshalb werden bei der Verwendung des Mg- und Mo-haltigen kohlenstoffreichen Lagerstahls vom Chromtyp die gesamten Herstellungskosten der Lagerteile einschließlich der Erhöhung der Materialkosten bemerkenswert hoch. Aus diesem Grund besteht auch ein großer Bedarf an niedrigen Kosten während der Herstellung der Lagerteile.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen induktionsgehärteten Lagerstahl bereitzustellen, der verwendet werden kann, um Lagerteile mit niedrigen Kosten herzustellen, und der in den Lagerteilen ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften zeigt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung berücksichtigten besonders die Induktionshärtung, die den Härtungs-/Temperschritt des herkömmlichen kohlenstoffreichen Lagerstahls von Chromtyp oder einen Karburierungsschritt eines Stahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt ersetzt. Da in der Oberflächenschicht des induktionsgehärteten Materials eine große Druckrestspannung auftritt, kann effektiv eine längere Lebensdauer erreicht werden. Um einen induktionsgehärteten Lagerstahl zu erhalten, der sogar unter hoher Belastung ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften zeigen kann, haben die Erfinder ihre Studien ausgedehnt und die folgende Beobachtung gemacht.
(1) Beim Versagen durch Wälzermüdung unter einer Hochlastbedingung geht ein Versagen durch Wälzermüdung von einem nichtmetallischen Einschluß aus, den eine weiße Struktur begleitet, wobei sich an seinem Rand eine Carbidstruktur befindet. Die weiße Struktur und die Carbidstruktur verursachen eine Verminderung der Härte. Die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur wird verhindert, indem die nichtmetallischen Einschlüsse feinkörnig gemacht werden.
(2) Wie vorstehend beschrieben, ist das Feinkörnigmachen der nichtmetallischen Einschlüsse wirksam bei der Verlängerung der Lebensdauer des Stahls. (Das Feinkörnigmachen der nichtmetallischen Einschlüsse hat die folgenden zwei Vorteile: (i) Verringerung der Spannungskonzentration, von der bisher angenommen wurde, daß sie die Rißbildung verursacht, und (ii) Verhinderung der Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur, die kürzlich gefunden wurden.) Außerdem wird es wichtig, die Entstehung der weißen Strukturen und der Carbidstrukturen am Rand der nichtmetallischen Einschlüsse im Vorgang der Wälzermüdung zu verhindern und die Abnahme der Härte dadurch zu verhindern.
(3) Die Zugabe von Mg in einer geeigneten Menge ist verwendbar, um die nichtmetallischen Einschlüsse feinkörnig zu machen, wie in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 7-54103 von den Erfindern der vorliegenden Erfindung beschrieben wird. Das grundlegende Konzept dieses Verfahrens ist folgendes: Mg wird zu einem praktischen Kohlenstoffstahl gegeben, der Al enthält, und die Oxidzusammensetzung wird von Al&sub2;O&sub3; in MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO umgewandelt; als Ergebnis werden Oxidaggregate verhindert, und das Oxid wird in feinkörniger Form dispergiert. Da MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO im Vergleich zu Al&sub2;O&sub3; eine niedrige Oberflächenenergie haben, wenn sie in Kontakt mit geschmolzenem Stahl sind, werden die nichtmetallischen Einschlüsse nicht leicht zu Aggregaten, und es wird eine feinkörnige Dispersion davon erreicht. Die nichtmetallischen Einschlüsse feinkörnig zu machen, hat zwei Vorteile, wie vorstehend beschrieben, nämlich die Verringerung der Spannungskonzentration, die die Rißbildung verursacht, und die Verhinderung der Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur. Die Zugabe von Mg ist daher sehr wirksam bei der Verlängerung der Lebensdauer der aus dem Stahl hergestellten Lager.
(4) Um die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur zu verhindern und um eine Verringerung der Härte zu verhindern, ist eine Erhöhung des Si-Gehalts wirksam, und auch die Zugabe von Mo ist wirksam.
(5) Zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Wirkungen werden die Wirkungen der Verhinderung der Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur und der Verhinderung der Verminderung der Härte größer durch die zusätzliche Zugabe von Cr, Ni, V, Nb und B.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der vorstehend beschriebenen neuen Feststellung fertiggestellt, und ihre Grundlage besteht aus den folgenden Punkten.
Die Erfindung der Ansprüche 1 bis 4 stellt einen langlebigen induktionsgehärteten Lagerstahl bereit, der in Gewichtsprozent umfaßt: 0,45 bis 0,70% C, 0,05 bis 1,70% Si, 0,35 bis 2,0% Mn, 0,001 bis 0,03% S, 0,010 bis 0,07% Al, 0,003 bis 0,015% N, insgesamt 0,0005 bis 0,0300% Mg; oder außerdem ein oder mindestens zwei Elemente, ausgewählt aus den folgenden Elementen in den folgenden Mengen: 0,03 bis 1,50% Cr, 0,10 bis 2,00% Ni, 0,03 bis 0,7% V, 0,005 bis 0,3% Nb, 0,0005 bis 0,005% B; und außerdem nicht mehr als 0,025% P, nicht mehr als 0,0040% Ti, insgesamt nicht mehr als 0,0020% O und den Rest, der aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Wie in den Erfindungen, die in den Ansprüchen 1 bis 4 bekanntgemacht sind, betrifft die Erfindung des Anspruchs 5 den langlebigen induktionsgehärteten Lagerstahl, wobei das Zahlenverhältnis der im Stahl enthaltenen Oxide die folgende Formel erfüllt:
(Zahl des MgO·Al&sub2;O&sub3; + Zahl des MgO)/Zahl der gesamten Einschlüsse vom Oxidtyp ≥ 0,80.

BESTES VERFAHREN ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung berücksichtigt besonders die Induktionshärtung als Schritt, der die Härtung/das Tempern eines herkömmlichen kohlenstoffreichen Lagerstahls vom Chromtyp oder einen Karburierungsschritt eines Stahls mit mittlerem Kohlenstoffgehalt ersetzt, um Lagerteile mit niedrigen Kosten herzustellen, und liefert einen Lagerstahl. Da in der Oberflächenschicht eines induktionsgehärteten Materials eine große Druckrestspannung auftritt, kann die Lebensdauer wirksam verbessert werden, und außerdem können sogar unter einer Hochlastbedingung ausgezeichnete Wälzermüdungseigenschaften erhalten werden.
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend ausführlich erklärt. Gründe für eine Einschränkung des Bereichs der chemischen Zusammensetzung des Stahls der vorliegenden Erfindung werden nachstehend erklärt.
Kohlenstoff ist ein geeignetes Element, um eine Wälzermüdungsbeständigkeit und eine Abnutzungsbeständigkeit zu erhalten, die für Lagerteile als Endprodukte notwendig sind. Im Fall von induktionsgehärtetem Stahl ist die Wirkung von C nicht ausreichend, wenn sein Gehalt niedriger als 0,45% ist, und wenn der Gehalt 0,70% übersteigt, wird die Zähigkeit verschlechtert, und es tritt im Gegenteil eine Verschlechterung der Festigkeit auf. Deshalb ist der C-Gehalt zwischen 0,45 bis 0,70 % definiert.
Silicium wird zum Zweck der Reduktion und der Verlängerung der Lebensdauer der Endprodukte durch die Verhinderung der Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur und durch die Verhinderung der Verringerung der Härte im Vorgang der Wälzermüdung zugegeben. Die Wirkungen werden jedoch ungenügend, wenn der Si-Gehalt geringer als 0,05% ist. Wenn der Gehalt dagegen 1,70% übersteigt, werden diese Wirkungen gesättigt, und die Zähigkeit der Endprodukte wird eher verschlechtert. Dementsprechend ist der Si-Gehalt von 0,05 bis 1,70% definiert.
Mangan ist ein geeignetes Element, um die Lebensdauer der Endprodukte durch die Verbesserung der Induktionshärtbarkeit zu erhöhen. Wenn sein Gehalt jedoch geringer als 0,35% ist, ist diese Wirkung nicht ausreichend, und wenn er dagegen 2,0% übersteigt, sind die Wirkungen gesättigt, und die Verschlechterung der Zähigkeit der Endprodukte wird begünstigt. Deshalb ist der Mn-Gehalt auf 0,35 bis 2,0% beschränkt.
Schwefel ist im Stahl als MnS vorhanden und trägt dazu bei, seine Bearbeitbarkeit zu verbessern und die Struktur feinkörnig zu machen. Wenn der S-Gehalt aber geringer als 0,001% ist, sind die Wirkungen nicht ausreichend. Die Wirkungen sind dagegen gesättigt und die Wälzermüdungseigenschaften werden eher verschlechtert, wenn der S-Gehalt 0,03% übersteigt. Aus dem vorstehend beschriebenen Grund ist der S-Gehalt von 0,001 bis 0,03% definiert.
Aluminium wird als Element zur Reduktion und zur Verfeinerung der Körner zugegeben; die Wirkungen werden ungenügend, wenn der Al-Gehalt geringer als 0,010% ist. Andererseits sind die Wirkungen gesättigt und die Zähigkeit wird eher vermindert, wenn der Al-Gehalt 0,07% übersteigt. Dementsprechend ist der Al-Gehalt von 0,010 bis 0,07% definiert.
Stickstoff trägt durch das Fällungsverhalten von AIN dazu bei, Austenitkörner feinkörnig zu machen. Die Wirkungen werden jedoch ungenügend, wenn der N-Gehalt geringer als 0,003% ist. Andererseits werden die Wirkungen gesättigt und die Zähigkeit wird eher vermindert, wenn der N- Gehalt 0,015% übersteigt. Dementsprechend ist der N-Gehalt von 0,003 bis 0,015% definiert.
Magnesium ist ein stark reduzierendes Element und wird mit Al&sub2;O&sub3; im Stahl umgesetzt. Es wird zugegeben, um dem Al&sub2;O&sub3; O zu entziehen und um MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO zu bilden. Deshalb bleibt nicht umgesetztes Al&sub2;O&sub3; ungünstigerweise zurück, wenn nicht mindestens eine vorher festgelegte Menge Mg entsprechend der Al&sub2;O&sub3;-Menge, das heißt entsprechend T. O Gew.-%, zugegeben wird. Als Ergebnis einer Reihe von Experimenten in diesem Zusammenhang wurde herausgefunden, daß ein Rückstand von nicht umgesetztem Al&sub2;O&sub3; vermieden werden kann und die Oxide vollständig in MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO umgesetzt werden können, wenn die gesamten Gew.-% Mg auf mindestens 0,0005% beschränkt werden. Wenn Mg jedoch in einer Menge zugegeben wird, die insgesamt 0,0300 Gew.-% Mg übersteigt, werden Mg-Carbide und Mg-Sulfide gebildet, und die Entstehung solcher Verbindungen ist vom Materialaspekt nicht erwünscht. Deshalb wird der Mg- Gehalt auf 0,0005 bis 0,0300% beschränkt. Übrigens stellt der Begriff "gesamter Mg-Gehalt" hier die Summe des Gehalts an im Stahl löslichem Mg, des Gehalts an Mg, das die Oxide bildet, und weiterer Mg-Verbindungen (die unvermeidlich gebildet werden) dar.
Phosphor verursacht eine Korngrenzentrennung und eine Mittellinientrennung im Stahl und führt zu einer Verminderung der Festigkeit der Endprodukte. Besonders wenn der P-Gehalt 0,025% übersteigt, wird die Verminderung der Festigkeit bemerkbar. Deshalb werden 0,025% als Obergrenze für P festgesetzt.
Titan bildet ein hartes Fällungsprodukt TiN, das die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur auslöst. In anderen Worten, es wirkt aus Ausgangspunkt für das Versagen durch Wälzermüdung und führt zur Verminderung der Wälzbeständigkeit der Endprodukte. Besonders wenn der Ti-Gehalt 0,0040% übersteigt, wird die Verminderung der Lebensdauer bemerkbar. Deshalb werden 0,0040% als Obergrenze für Ti festgesetzt.
In der vorliegenden Erfindung ist der gesamte O-Gehalt die Summe des Gehalts an O, der im Stahl gelöst ist, und des Gehalts an O, der im Stahl Oxide (hauptsächlich Aluminiumoxid) bildet.
Der gesamte O-Gehalt stimmt jedoch ungefähr mit dem Gehalt an O, der die Oxide bildet, überein. Dementsprechend ist die Menge an Al&sub2;O&sub3; im Stahl, das umgewandelt werden muß, größer, wenn der gesamte O-Gehalt höher ist. Die Grenze des gesamten O-Gehalts, ab der die Wirkungen der vorliegenden Erfindung im induktionsgehärteten Material erwartet werden können, wurde untersucht. Als Ergebnis wurde gefunden, daß, wenn der gesamte O-Gehalt 0,0020 Gew.-% übersteigt, die Menge an Al&sub2;O&sub3; zu groß wird und als Ergebnis nicht die gesamte Menge an Al&sub2;O&sub3; im Stahl in MgO·Al&sub2;O&sub3; oder MgO umgewandelt werden kann, wodurch Aluminiumoxid im Stahl zurückbleibt, wenn Mg zugegeben wird. Deshalb muß der gesamte O-Gehalt im Stahl der vorliegenden Erfindung auf bis zu 0,0020 Gew.-% beschränkt werden.
Als nächstes enthält der Stahl nach Anspruch 2 Mo, um die Verminderung der Härte im Wälzermüdungsvorgang zu verhindern und um die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur zu verhindern.
Mo wird zugegeben, um die Induktionshärtbarkeit zu verbessern und um die Lebensdauer der Endprodukte zu verbessern, indem die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur im Wälzennüdungsvorgang verhindert wird. Wenn der Mo-Gehalt jedoch geringer als 0,05% ist, ist diese Wirkung nicht ausreichend, und wenn er andererseits 1, 2% übersteigt, ist die Wirkung gesättigt und begünstigt eher die Verschlechterung der Zähigkeit des Endprodukts. Deshalb wird der Mo-Gehalt auf 0,05 bis 1,20% beschränkt.
Als nächstes wird dem Stahl nach den Ansprüchen 3 und 4 mindestens eines aus der Gruppe Cr, Ni, V, Nb und B zugesetzt, um die Induktionshärtbarkeit zu verbessern, um die Verminderung der Härte im Wälzennüdungsvorgang zu verhindern und um die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur zu verhindern.
Cr: 0,03 bis 1,50%,
Ni: 0,10 bis 2,00%,
V: 0,03 bis 0,7%,
Nb: 0,005 bis 0,3%,
B: 0,0005 bis 0,005%.
Alle diese Elemente verbessern die Härtbarkeit und verhindern wirksam die sich wiederholende Erweichung durch eine Beschränkung des Abfalls der Fehlordnungsdichte im Wälzvorgang oder durch eine Beschränkung der Entstehung von Cementit im Wiederholungsvorgang. Diese Wirkung ist nicht ausreichend, wenn C weniger als 0,03%, Ni weniger als 0,10%, V weniger als 0,03%, Nb weniger als 0,005% und B weniger als 0,005% beträgt. Wenn diese Elemente andererseits die Bereiche von Cr: 1,50%, Ni: 2,00%, V: 0,7%, Nb: 0,3% und B: 0,005% überschreiten, ist die Wirkung gesättigt und begünstigt eher die Verschlechterung der Zähigkeit der Endprodukte. Deshalb ist der Gehalt auf den vorstehend beschriebenen Bereich beschränkt.
Als nächstes werden die Gründe für die Beschränkung des Zahlenverhältuisses der Oxideinschlüsse im Stahl nach Anspruch 5 erklärt. Im Raffinationsverfahren von Stahl liegen Oxideinschlüsse außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, das heißt, andere Oxideinschlüsse als MgO·Al&sub2;O&sub3; und MgO, aufgrund eines unvermeidbaren Gemisches vor. Wenn die Mengen dieser Einschlüsse auf weniger als 20% der Gesamtmenge, ausgedrückt als Zahlenverhältnis, festgesetzt werden, kann eine feinkörnige Dispersion der Oxideinschlüsse hochstabil gemacht werden, und weitere Verbesserungen in den Materialien sind zu erkennen. Deshalb wird das Zahlenverhältnis beschränkt auf
(Zahl des MgO·Al&sub2;O&sub3; + Zahl des MgO)/Zahl der gesamten Einschlüsse vom Oxidtyp ≥ 0,8.
Um das Zahlenverhältnis der Oxideinschlüsse in den Bereich der vorliegenden Erfindung zu bringen, ist es übrigens ein wirksames Verfahren, die Beimischung von Oxiden aus einem externen System, wie die aus feuerfesten Materialien, zu verhindern, aber die vorliegende Erfindung beschränkt die Herstellungsbedingung bezüglich dieser Anforderung nicht besonders.
Das Herstellungsverfahren für Stahl nach der vorliegenden Erfindung ist nicht besonders beschränkt. In anderen Worten, das Schmelzen eines geschmolzenen Grundstahls kann durch ein Hochofenkonverterverfahren oder ein Elektroofenverfahren durchgeführt werden. Das Verfahren der Zugabe der Komponenten zu dem geschmolzenen Mutterstahl ist auch nicht besonders beschränkt, und ein Metall, das die Komponente, die jeweils zugegeben werden soll, oder seine Legierung enthält, kann zu dem geschmolzenen Mutterstahl gegeben werden. Das Zugabeverfahren kann auch ein Zugabeverfahren sein, das natürliches Zutropfen verwendet, ein Blasverfahren, das ein Inertgas verwendet, ein Verfahren, das einen Eisendraht, in den eine Mg-Quelle gefüllt wird, in den geschmolzenen Stahl einbringt, und so weiter. Außerdem ist das Verfahren zur Herstellung eines Stahlgußblocks aus dem geschmolzenen Mutterstahl und zum Walzen des Stahlgußblocks auch nicht besonders beschränkt.
Obwohl die vorliegende Erfindung den Stahl für Lagerteile betrifft, der durch das Induktionshärtungsverfahren hergestellt wird, ist die Induktionshärtungsbedingung, das Tempern, die Bedingung für das Tempern, wenn es durchgeführt wird, usw. nicht besonders beschränkt.
Nachstehend werden die Wirkungen der vorliegenden Erfindung in den Beispielen genauer beschrieben.

BEISPIELE

Stahlwalzblöcke, die jeweils die in Tabelle 1 oder 2 angegebene chemische Zusammensetzung besitzen, wurden durch ein Hochofenkonverter-Stranggußverfahren hergestellt. Mg wurde durch ein Verfahren zugegeben, das in einer Gießpfanne, die aus dem Konverter entnommen wurde, einen Eisendraht, der mit einem Gemisch aus metallischen Mg-Partikeln und Fe- Si-Legierungspartikeln gefüllt war, in den geschmolzenen Stahl einbrachte.
Danach wurden Rundstäbe mit einem Durchmesser von 65 mmφ durch Vorwalzen und Stabwalzen hergestellt. Das Zahlenverhältnis der Oxide im Schnitt der Stahlmaterialien in der Walzrichtung und die Korngrößen der Oxide wurden gemessen. Als Ergebnis lagen alle Stähle der vorliegenden Erfindung im geeigneten Bereich, wie in den Tabellen 3 und 4 angegeben. Aus jedem Stahlmaterial der vorliegenden Erfindung wurde ein Teststück für den Wälzermüdungstest entnommen und vorbereitet, dann bei einer Frequenz von 100 kHz und einer Tiefe der gehärteten Schicht von 2 bis 3 mm induktionsgehärtet und danach bei 160ºC getempert. Die Wälzermüdungsbeständigkeit wurde bewertet, indem ein Mori-Schubkontaktrollermüdungstestgerät (maximale Herzsche Kontaktbeanspruchung von 540 kgf/mm²) und ein Punktkontaktrollermüdungstestgerät (maximale Herzsche Kontaktbeanspruchung von 600 kg/mm²) mit zylindrischen Wälzermüdungsteststücken verwendet wurde. Als Skala der Ermüdungsbeständigkeit wird im allgemeinen "die Zahl der Wiederholungen der Beanspruchung bis zum Versagen durch Ermüdung bei einer kumulativen Zerstörungswahrscheinlichkeit von 10%, erhalten durch Auftragen der Testergebnisse in einem Weibull-Diagramm" als L&sub1;&sub0;-Beständigkeit verwendet. In den Tabellen 3 und 4 wurde auch ein relativer Wert dieser L&sub1;&sub0;-Beständigkeit jedes Stahlmaterials angegeben, wenn die L&sub1;&sub0;-Beständigkeit des Vergleichsbeispiels Nr. 34 auf 1 gesetzt wurde. Die Stähle der vorliegenden Erfindung wiesen mehr ausgezeichnete Ermüdungseigenschaften auf als die Vergleichsstähle. Außerdem wurde in jedem Teststück nach 10&sup8; Wälzermüdungsvorgängen das Vorhandensein der weißen Struktur und der Carbidstruktur überprüft, und das Ergebnis wurde auch in den Tabellen 3 und 4 angegeben.
Im Vergleichsbeispiel 34 betrug der Anteil des Oxids vom MgO-Typ 0, und die Korngröße der Oxide betrug maximal 20 um und war grobkörnig. Im Gegensatz dazu zeigte das Vergleichsbeispiel 37 das Material, bei dem ähnlichen Komponenten wie denen des Vergleichsbeispiels 34 eine geeignete Menge Mg beigefügt wurde. Der Anteil des Oxids vom MgO- Typ betrug 0,76, und die Korngröße der Oxide wurde auf maximal 7 um verringert. Als Ergebnis wurden die Partikel feinkörniger als im Vergleichsbeispiel 34, obwohl im Wälzermüdungsvorgang die weiße Struktur und die Carbidstruktur gebildet wurden. Im Vergleich mit dem Vergleichsbeispiel 34 waren die Wälzermüdungseigenschaften im Mori-Schubkontaktrollermüdungstest und die Punktkontakt-Wälzermüdungseigenschaften weniger als 6mal so gut und nicht ausreichend. Das war so, weil die zugegebene Menge Si im Vergleichsbeispiel 37 geringer war als der Bereich der vorliegenden Erfindung und die weiße Struktur und die Carbidstruktur im Wälzermüdungsvorgang gebildet wurden, obwohl die Menge gering war.
Danach zeigen die Vergleichsbeispiele 35 und 36 die Fälle, in denen das von Mg verschiedene Komponentensystem im Bereich der vorliegenden Erfindung lag, aber die zugegebene Menge an Mg im Vergleichsbeispiel 35 kleiner als der Bereich der vorliegenden Erfindung war, während sie im Vergleichsbeispiel 36 größer war. Im Vergleichsbeispiel 35 war der Anteil der Oxide vom MgO-Typ nicht größer als 0,48, und die Korngröße der Oxide war maximal so grobkörnig wie 14 um. Im Vergleichsbeispiel 36 war der Anteil der Oxide vom MgO-Typ hoch, aber durch die Zugabe von Mg im Überschuß wurde grobkörniges MgO gebildet, und die Korngröße war auch maximal so grobkörnig wie 14 um. Im Vergleich mit Vergleichsbeispiel 34 wurde die weiße Struktur und die Carbidstruktur im Wälzermüdungsvorgang gebildet, obwohl begrenzt. Als Ergebnis waren die Wälzermüdungseigenschaften dieser Vergleichsbeispiele im Mori- Schubkontaktrollermüdungstest und im Punktkontaktrollermüdungstest weniger als 5mal so gut wie im Vergleichsbeispiel 34, und die Wälzermüdungseigenschaften waren nicht ausreichend.
Im Gegensatz dazu betrug der Anteil der Oxide vom MgO-Typ in den Stählen der vorliegenden Erfindung mindestens 0,7, und die Korngröße der Oxide war nicht gröber als maximal 9 um. Außerdem wurde die Entstehung der weißen Struktur und der Carbidstruktur durch die Optimierung des Anteils von Si und anderen beschränkt. Dementsprechend wiesen die Stähle der vorliegenden Erfindung im Vergleich mit dem Vergleichsbeispiel 34 aus dem Stand der Technik überaus hervorragende Ermüdungseigenschaften von etwa 6 bis etwa 11 im Mori- Schubkontaktrollermüdungstest und etwa 6 bis etwa 15 im Punktkontaktrollermüdungstest auf. Besonders das Beispiel 5 der vorliegenden Erfindung wies im Vergleich mit den Stählen aus dem Stand der Technik eine außerordentlich hervorragende Wälzbeständigkeit von mindestens etwa 8 im Mori-Schubkontaktrollermüdungstest und mindestens etwa 9 im Punktkontaktrollermüdungstest auf. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3

Anmerkung:

1. Die Korngröße der Oxide bezeichnet gleich große Kugeldurchmesser, die pro mm einer Fläche vorhanden sind.
2. Das Zahlenverhältnis der Oxide: (Zahl des MgO·Al&sub2;O&sub3; + Zahl des MgO pro 1 mm²)/ Gesamtzahl aller Oxideinschlüsse, unter der Voraussetzung, daß sich die Zahlen auf mm² beziehen.
3. L&sub1;&sub0;: relativer Wert auf der Basis von L10, das in Vergleichsbeispiel 17 definitionsgemäß 1 ist. Tabelle 4

INDUSTRIELLE VERWENDBARKEIT

Wie vorstehend beschrieben, kann der induktionsgehärtete Lagerstahl der vorliegenden Erfindung die Entstehung von feinkörnigen Oxideinschlüssen, die Verhinderung der Entstehung von weißen Strukturen und Carbidstrukturen und die Verhinderung einer Verminderung der Härte bewirken. Als Ergebnis wurde es möglich, einen Lagerstahl bereitzustellen, der die Wälzermüdungsbeständigkeit in Lagerteilen unter hoher Belastung stark verbessern kann. Dementsprechend sind die Wirkungen der vorliegenden Erfindung in der Industrie sehr wichtig.

Claims

1. Langlebiger induktionsgehärteter Lagerstahl, der in Gewichtsprozent umfaßt:

C: 0,45 bis 0,70%,

Si: 0,05 bis 1,70%,

Mn: 0,35 bis 2,0%,

S: 0,001 bis 0,03%,

Al: 0,010 bis 0,07%,

N: 0,003 bis 0,015%,

Mg insgesamt: 0,0005 bis 0,0300%,

P: nicht mehr als 0,025%,

Ti: nicht mehr als 0,0040%,

O insgesamt: nicht mehr als 0,0020% und

den Rest, der aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

2. Langlebiger induktionsgehärteter Lagerstahl, der in Gewichtsprozent umfaßt:

C: 0,45 bis 0,70%,

Si: 0,05 bis 1,70%,

Mn: 0,35 bis 2,0%,

Mo: 0,05 bis 1,20%,

S: 0,001 bis 0,03%,

Al: 0,010 bis 0,07%,

N: 0,003 bis 0,015%,

Mg insgesamt: 0,0005 bis 0,0300%,

P: nicht mehr als 0,025%,

Ti: nicht mehr als 0,0040%,

O insgesamt: nicht mehr als 0,0020% und

den Rest, der aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

3. Langlebiger induktionsgehärteter Lagerstahl, der in Gewichtsprozent umfaßt:

C: 0,45 bis 0,70%,

Si: 0,05 bis 1,70%,

Mn: 0,35 bis 2,0%,

S: 0,001 bis 0,03%,

Al: 0,010 bis 0,07%,

N: 0,003 bis 0,015%,

Mg insgesamt: 0,0005 bis 0,0300%,

mindestens eines aus der Gruppe:

Cr: 0,03 bis 1,50%,

Ni: 0,10 bis 2,00%,

V: 0,03 bis 0,7%,

Nb: 0,005 bis 0,3%,

B: 0,0005 bis 0,005%; und

P: nicht mehr als 0,025%,

Ti: nicht mehr als 0,0040%,

O insgesamt: nicht mehr als 0,0020% und

den Rest, der aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

4. Langlebiger induktionsgehärteter Lagerstahl, der in Gewichtsprozent umfaßt:

C: 0,45 bis 0,70%,

Si: 0,05 bis 1,70%,

Mn: 0,35 bis 2,0%,

Mo: 0,05 bis 1,20%,

S: 0,001 bis 0,03%,

Al: 0,010 bis 0,07%,

N: 0,003 bis 0,015%,

Mg insgesamt: 0,0005 bis 0,0300%,

mindestens eines aus der Gruppe:

Cr: 0,03 bis 1,50%,

Ni: 0,10 bis 2,00%,

V: 0,03 bis 0,7%,

Nb: 0,005 bis 0,3%,

B: 0,0005 bis 0,0050%; und

P: nicht mehr als 0,025%,

Ti: nicht mehr als 0,0040%,

O insgesamt: nicht mehr als 0,0020% und

den Rest, der aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

5. Langlebiger induktionsgehärteter Lagerstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei das Zahlenverhältnis der im Stahl enthaltenen Oxide die folgende Formel erfüllt:

(Zahl des MgO·Al&sub2;O&sub3; + Zahl des MgO)/Zahl der gesamten Einschlüsse vom Oxidtyp ≥ 0,80.