EP4486925A1 - Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten - Google Patents

Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Info

Publication number
EP4486925A1
EP4486925A1 EP22826337.2A EP22826337A EP4486925A1 EP 4486925 A1 EP4486925 A1 EP 4486925A1 EP 22826337 A EP22826337 A EP 22826337A EP 4486925 A1 EP4486925 A1 EP 4486925A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
rolling bearing
bearing component
weight
steel material
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP22826337.2A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Markus Dinkel
Toni BLAß
Werner Trojahn
Andreas Bierlein
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Schaeffler Technologies AG and Co KG
Original Assignee
Schaeffler Technologies AG and Co KG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from DE102022131948.2A external-priority patent/DE102022131948A1/de
Application filed by Schaeffler Technologies AG and Co KG filed Critical Schaeffler Technologies AG and Co KG
Priority to EP25168439.5A priority Critical patent/EP4578963A3/de
Publication of EP4486925A1 publication Critical patent/EP4486925A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/10—Making other particular articles parts of bearings; sleeves; valve seats or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C23/00—Bearings for exclusively rotary movement adjustable for aligning or positioning
    • F16C23/06—Ball or roller bearings
    • F16C23/08—Ball or roller bearings self-adjusting
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
    • F16C33/58—Raceways; Race rings
    • F16C33/62—Selection of substances
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
    • F16C33/58—Raceways; Race rings
    • F16C33/64—Special methods of manufacture
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing high-strength roller bearing components, in particular for the production of roller bodies or roller bearing rings.
  • roller bearings such as ball bearings or spherical roller bearings
  • requirements in terms of rolling resistance and performance are constantly increasing.
  • An increase in performance is relevant, especially with regard to fatigue life and tolerance to contamination as well as with regard to adverse operating conditions.
  • roller bearings or roller bearing components such as roller bodies and roller bearing rings, in particular inner bearing rings or outer bearing rings, are primarily made from hypereutectoid roller bearing steels in accordance with DIN EN ISO 683-17 (2015 edition). These are either martensitic or bainitic hardened to a hardness of more than 58 HRC.
  • the surface-induced damage or the pit-like fractures limit the load-bearing capacity and the service life, i.e. the service life of a rolling bearing and its rolling bearing components.
  • the higher the rolling pressure the more likely it is that pit-like breakouts will occur and the lower the so-called pit load-bearing capacity.
  • the tolerable rolling pressure as a function of the service life i.e. the number of overruns up to the formation of pits (so-called “pitting”), is known from running tests on rolling bearings. Wöhler curves of the pit load-bearing capacity describe this relationship for certain materials.
  • roller bearings from materials with high toughness, such as roller bearing steels or roller bearing steel alloys in accordance with DIN EN ISO 683-17 (edition 2015), which tend to form fewer pit-like fractures and thus have a lower profile than roller bearings made of other materials have a longer service life. But even with this, premature failures still occur.
  • a first aspect of the present invention includes a method for producing high-toughness rolling bearing components. Because highly tough rolling bearing components tend to form less pit-like breakouts, so they have a high Pit load capacity, so that the service life of a rolling bearing component, preferably a rolling bearing, in particular a spherical roller bearing, can be increased.
  • the method includes providing at least one rolling bearing component made of a steel material, the steel material having a degree of purity such that when stainless steels are examined microscopically for non-metallic inclusions in accordance with DIN 50602 (1998 edition), there are on average fewer than 100 non-metallic inclusions per 1000 mm 2 ground surface occur, and wherein the steel material 0.70 - 1, 1 wt .-% carbon and a mixture of alloying elements of more than 1, 75 wt .-% and less than 3.4 wt .-%, wherein the Mixture of alloying elements includes manganese, chromium and silicon.
  • the subsequent step includes austenitizing or austenitizing the at least one rolling bearing component in a temperature range such that austenite and carbides are present side by side in the structure of the steel material.
  • the austenitizing can be carried out above the so-called austenitizing temperature Ac1 of the steel material of the at least one rolling bearing component.
  • austenitizing can take place in a temperature range from 835 °C to 870 °C or in a temperature range from 845 °C to 860 °C.
  • quenching a targeted quenching (so-called “quenching”) of the at least one rolling bearing component as a method step, so that residual austenite that has not been converted is retained.
  • quenching cooling takes place to a temperature that is 10 to 20 Kelvin below a martensite start temperature of the steel material used, in that the rolling bearing component is transferred to a hot bath with a temperature in the range from 170 to 220 °C and is held there for 14 to 25 minutes, whereby martensite is formed and untransformed residual austenite is retained, and carbon migrates from the formed martensite to the untransformed residual austenite.
  • the warm bath is in particular a warm salt bath.
  • the warm bath preferably has a temperature in the range from 190.degree. C. to 210.degree.
  • martensite is formed in the holding stage at a temperature in the range of 170 °C to 220 °C, for example at a temperature in Range from 190 °C to 210 °C.
  • the carbon is separated from the newly formed martensite and some of the carbon can migrate into residual austenite that is still present. This is further stabilized against transformation because the supersaturation increases and the martensite start temperature of this retained austenite drops significantly.
  • the carbon from the first martensite needles formed migrates into the residual austenite that is still present.
  • a reduction in the carbon content has a positive effect on the toughness of the martensite.
  • a further reduction of the matrix carbon cannot be achieved before the quenching process, for example by targeted under-austenitization of the material, since otherwise the workpieces cannot be sufficiently hardened.
  • quenching is followed by a step of cooling the at least one rolling bearing component to room temperature.
  • the step of tempering takes place at least one rolling bearing component to a material structure with a martensitic matrix, possibly with portions of bainite, and with a specific to obtain residual austenite content. Tempering is accomplished by heating the rolling bearing component to a temperature in the range of 220 to 245°C and holding it for a period of 1 to 4 hours. Redistribution of carbon during tempering further lowers the resulting carbon in the martensite matrix, which in turn increases toughness.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component is characterized by a martensitic matrix, optionally with portions of bainite, and a residual austenite content in the range from 15% by volume to 25% by volume.
  • Increased residual austenite content meets higher requirements with regard to the tolerance of a rolling bearing when used in polluted environmental conditions.
  • the retained austenite can be formed in an exceptionally stable manner and can no longer be transformed - or only to a small extent - even at increased application temperatures in the range of 150 °C to 180 °C or with increased surface pressures.
  • This stable retained austenite gives a rolling bearing component increased toughness in conjunction with a reduced carbon content in the martensite matrix.
  • the quenching is followed by a step of heating the at least one rolling bearing component indicates a temperature above the martensite start temperature of the steel material used.
  • the at least one rolling bearing component is transferred to a hot bath, in particular a hot salt bath, with a temperature in the range from 220 to 240°C and is kept there for a period of 3 to 24 hours in order to create a material structure with a bainitic matrix, in particular containing carbides, and with a certain residual austenite content. So bainite is formed and untransformed residual austenite remains. A redistribution of the carbon into the retained austenite during the course of heating further reduces the resulting carbon content in the bainite matrix, which in turn increases toughness.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component is obtained with a bainitic matrix, in particular containing carbides, and with a residual austenite content in the range from 2% by volume to 18% by volume.
  • Increased residual austenite content in rolling bearing components meets higher requirements with regard to the tolerance of a rolling bearing when used in polluted ambient conditions. Due to the thermal stabilization of the component using the treatment described above, the retained austenite can be formed in an exceptionally stable manner and can no longer be transformed - or only to a small extent - even at increased application temperatures in the range of 150 °C to 180 °C or with increased surface pressures. This stable residual austenite gives a rolling bearing component increased toughness in conjunction with a reduced carbon content in the bainite matrix.
  • the holding time in the hot bath can depend on the size of the rolling bearing components and batch as well as the batch structure. However, a person of ordinary skill in the art can adapt them accordingly.
  • the at least one rolling bearing component is additionally placed in a low-temperature furnace or in another hot bath, such as a hot salt bath, with a rising or elevated temperature compared to the hot bath, in particular with a temperature in the range from 220 °C to 280 °C until the specified retained austenite content is reached.
  • the holding time is in the range from 0.5 to 10 hours. This is followed by cooling to room temperature as the last step in the second alternative of the method.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component can contain 0.7 to 1.05% by weight of carbon and a mixture of alloying elements of more than 3.05% by weight.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component preferably includes the following components:
  • the steel material of the at least one rolling bearing component can have at most 0.10% by weight or at most 0.15% by weight or between 0.50% by weight and 0.6% by weight molybdenum.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component preferably includes the following components:
  • the maximum amount of the aforementioned elements within the composition of the steel material of the at least one rolling bearing component has little or no influence on the material properties and to such a small extent that these components are acceptable individually or in total within the aforementioned limits or in the aforementioned concentration.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component can have a rolling bearing steel alloy.
  • the roller bearing steel alloy can be selected from DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) or from the older DIN 17230 (1980 edition).
  • the roller bearing steel alloy is preferably the alloy with the designation 100CrMnSi4-4 or with the material designation 1.3518.
  • the rolling bearing steel alloy can be the alloy with the designation 100CrMnSi6-6 or with the material designation 1.3519.
  • the roller bearing steel alloy can be the alloy with the designation 100CrMnSi6-4 or with the material designation 1.3520.
  • the roller bearing steel alloy can also be the alloy with the designation 100CrMnMoSi8-4-6 or with the material designation 1.3539.
  • the aforementioned rolling bearing steel alloys increase the toughness of the at least one rolling bearing component. This applies all the more when using the process for the production of high-toughness rolling bearing components.
  • the process steps of the first or second alternative of the present invention in combination with the aforementioned roller bearing steel alloys bring about a significant increase in the toughness of the steel material compared to the prior art.
  • the increase in toughness leads to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the at least one rolling bearing component, for example for the use of the aforementioned rolling bearing steel alloys in combination with the process steps of the first or second alternatives of the process for rolling bearings, especially spherical roller bearings.
  • a roller bearing steel alloy according to DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) can show fewer inclusions than required in DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) in a microscopic examination of stainless steel for non-metallic inclusions.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component has a higher level of purity than DIN EN ISO 683-17 (2015 edition).
  • the aforementioned roller bearing steel alloy according to DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) in combination with an increased purity or an increased degree of purity and in combination with the process steps of the first or second alternative of the process bring about an increase in the toughness of the at least one roller bearing component.
  • the increase in toughness leads to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the at least one roller bearing component, for example for the use of the aforementioned roller bearing steel alloy according to DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) in combination with the Method steps of the first or second alternatives of the method for rolling bearings in the form of spherical roller bearings.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component has, according to the invention, less than 100 non-metallic inclusions per 1000 mm 2 (square millimeters) of ground surface or less than 0 .1 non-metallic inclusions per 1 mm 2 (square millimeter) ground surface.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component therefore has a high degree of purity or a high degree of purity, for example in comparison to the reference values of DIN EN ISO 683-17 (2015 edition).
  • the small number of non-metallic inclusions for the steel material of the at least one rolling bearing component in combination with the corresponding steel material of the at least one rolling bearing component and also in combination with the method steps of the first or second alternative of the method cause an increase in the toughness of the at least one rolling bearing component.
  • the increase in toughness leads to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the at least one roller bearing component, for example for the use of the steel material of the at least one roller bearing component in combination with the method steps of the first or second alternatives of the method for roller bearings , especially spherical roller bearings.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component preferably has no type 4 inclusions or no inclusions with the size index 4 or larger of oxides (OA (“dissolved lines”), OS (“line-shaped lines”), OG (“globular inclusions”)). and/or sulphides (SS (“dashed lines”)). It does not matter whether the inclusion lines are thin or thick, or whether there are multiple lines relating to inclusion types OA and OS, as dealt with in DIN 50602 (1998 edition).
  • the steel material of the at least one rolling bearing component therefore has a high degree of purity or a high degree of purity, for example in comparison to the reference values of DIN EN ISO 683-17 (2015 edition).
  • the increase in toughness leads to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the at least one rolling bearing component, for example for the use of the steel material of the at least one rolling bearing component in combination with the process steps of the first or second alternatives of the process at Wälzla - preferably in the form of spherical roller bearings.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component has a microscopic examination of stainless steels for non-metallic inclusions according to DIN 50602 (1998 edition), with regard to type 1 inclusions of sulfides (SS) or with regard to inclusions of sulfides (SS) with a size index of 1 or smaller Total characteristic value, in particular on average or averaged, of at most 100 per 1000 mm 2 (square millimeter) cut area or at most 0.1 non-metallic inclusions per 1 mm 2 (square millimeter) cut area.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component therefore has a high degree of purity or a high degree of purity, for example in comparison to the reference values of DIN EN ISO 683-17 (2015 edition).
  • the steel material of the at least one rolling bearing component preferably has non-metallic inclusions in accordance with DIN 50602 (1998 edition) in the microscopic examination of stainless steels, with regard to type 1 inclusions of oxides (OA (“dissolved lines”), OS (“line-shaped lines”), OG (“globular inclusions”)) or with regard to inclusions of oxides (OA (“dissolved lines”), OS (“line-shaped lines”), OG (“globular inclusions”)) with a size index of 1 or less, a cumulative index, in particular on average or averaged, out of a maximum of 10 per 1000 mm 2 (square millimeter) ground surface or a maximum of 0.01 non-metallic inclusions per 1 mm 2 (square millimeter) ground surface.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component therefore has a high degree of purity or a high degree of purity, for example in comparison to the reference values of DIN EN ISO 683-17 (2015 edition).
  • an increase in the toughness of the at least one rolling bearing component is brought about .
  • the increase in toughness leads - as already described several times - to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the at least one rolling bearing component, for example for the use of the steel material of the at least one rolling bearing component in combination with the method steps of the first or second alternatives of the method for rolling bearings, in particular spherical roller bearings.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component can be obtained by a melting process or by remelting or by melting.
  • the smelting or remelting or smelting process may include conventional air smelting, vacuum treatment in secondary metallurgy and/or vacuum melting such that a high purity or high purity steel is producible.
  • the steel material of the at least one rolling bearing component can be obtained by a remelting process under protective gas or under vacuum, so that a steel with a high degree of purity or high purity can be produced.
  • the at least one roller bearing component can be a roller body or a roller bearing ring, in particular in the form of an inner and/or an outer bearing ring.
  • the at least one rolling bearing component can also roll on the rolling element, at least part of a ball bearing and/or a roller bearing and/or a spherical roller bearing and/or a transmission bearing and/or a transmission bearing and/or a wheelset bearing for railway applications and/or a bolt for rocker arm applications , be.
  • the at least one rolling bearing component can be used according to the method presented generally in industry and/or in the automotive sector.
  • the at least one rolling bearing component can be a stationary component or housing part or a rotating component or a shaft on which rolling elements roll.
  • a second aspect of the present invention includes a use of the method for the production of high-strength rolling bearing components, specifically a use for the production of rolling bodies and/or rolling bearing rings. Furthermore, the method can be used to produce shafts, bolts or housing parts on which rolling bodies roll, for the production of transmission bearings and/or for the production of wheelset bearings for railway applications and/or bolts for rocker arm applications.
  • the process for the production of high-strength rolling bearing components can be used for the production of rolling elements and/or rolling bearing rings, in particular inner and/or outer bearing rings, and/or for the production of shafts or housing parts on which rolling elements roll, and/or for the production of transmission bearings and/or for the manufacture of wheelset bearings for railway applications and/or for the manufacture of pins for rocker arm applications on which rolling elements roll.
  • the roller bearing components can be components of a ball bearing, a roller bearing and/or a spherical roller bearing.
  • a rolling bearing component of a rolling bearing according to the invention is produced by the method according to the invention.
  • a rolling bearing component can be rolling bodies and/or rolling bearing rings, in particular inner and/or outer bearing rings.
  • the roller bearing component can be part of a ball bearing and/or a roller bearing and/or a spherical roller bearing.
  • this idea relates to increasing the load-bearing capacity, service life or service life of rolling bearings as a necessary further development with regard to improved sustainability of such machine elements.
  • thermomechanically stable microstructure is regarded as a necessary condition for rolling resistance, since operational residual austenite degradation can be regarded as part of the rolling fatigue process.
  • An increase in the performance of a rolling bearing component can be achieved by heat treatment if the basis is sufficiently good steel cleanliness that does not lead to premature failure due to inclusions.
  • the inventive idea can be seen in a combination of a heat treatment and an extraordinarily high microscopic degree of purity in an area close to the raceway at the level of remelted steel grades and in a combination for certain compositions of a steel material.
  • a steel material with the following composition has proven itself for a process for the production of high-strength rolling bearing components:
  • the sum of manganese, chromium and silicon can be greater than 2.95% by weight, in particular more than 3.05% by weight.
  • the steel material can also have a microscopic purity with an average inclusion density of 0.1 inclusions / mm 2 (square millimeter) ground area related to monovalent sulfides and 0.01 inclusions / mm 2 (square millimeter) ground area related to monovalent oxides.
  • 4-valent inclusions should be avoided (compare DIN 50602 (1998 edition)).
  • a particularly high degree of cleanliness can be achieved through conventional air melting, vacuum treatment in secondary metallurgy or vacuum melting and/or remelting processes under protective gas or vacuum for the highest rolling strength or for the highest Stribeck rolling pressure or for the highest dimple load capacity.
  • the microstructure of the steel material can be stabilized by using an adapted austenitization in conjunction with a targeted heat treatment plus subsequent bainitis or martensitic hardening.
  • a low austenitization temperature preferably in a temperature range from 835 °C to 870 °C, preferably in a temperature range from 845 °C to 860 °C, can result in a reduced carbon content in the matrix well below the nominal 1% by weight of carbon, especially when steel material 100CrMnSi6-4. This has a positive effect on the basic toughness of the matrix.
  • steel materials or steel alloys, as described above, can also be used.
  • a redistribution of the carbon in the course of the heat treatment can further reduce the resulting carbon in the martensite or bainite matrix, which in turn can increase toughness.
  • a further reduction in the matrix carbon cannot be achieved before the quenching process, in particular by targeted under-austenitization of the material, since otherwise the workpieces cannot be sufficiently hardened.
  • the workpiece is characterized by a martensitic matrix, possibly with portions of bainite, and a residual austenite content of 15% by volume to 25% by volume.
  • this residual austenite can be formed in an exceptionally stable manner and can no longer be transformed - or only to a small extent - even at increased application temperatures in the range of 150 °C to 180 °C or with increased surface pressure.
  • This stable residual austenite gives the component increased toughness in connection with the reduced carbon content in the martensite matrix.
  • the rolling bearing component can be characterized by a bainitic matrix, in particular comprising carbides, and a remaining retained austenite according to the desired degree of transformation. This is in the range from 2% by volume to 18% by volume.
  • roller bearings which, for example in the case of spherical roller bearings, are inherently both have higher slip percentages, i.e. the contact partners do not roll off cleanly, and also often experience mixed friction states due to the prevailing operating conditions.
  • the material resilience can be significantly increased and the service life of a roller bearing component can be significantly improved compared to the prior art, since the increased toughness counteracts damage to the roller bearing component.
  • the reduction in the number of non-metallic inclusions can further reduce the risk of damage caused by the effect of these as the starting point of damage.
  • toughness-optimized material properties can be helpful for the tolerance against surface-induced damage. This also applies in the case of contamination of rolling bearings, since the increased toughness, both through the retained austenite and through the carbon-reduced martensite or bainite matrix, effectively enables the necessary adaptation deformation in the contact gap when foreign material is rolled over, without leading to rapid crack formation.
  • a method for producing high-strength roller bearing components comprises, as a first step, providing a roller bearing component made from a suitable steel material, which is austenitized in a next step.
  • Austenitizing or austenitizing takes place in a temperature range so that austenite and carbides are present side by side.
  • the austenitizing is carried out above the austenitizing temperature Ac1 of the steel material of the rolling bearing component. This takes place in particular in a temperature range from 845 °C to 860 °C.
  • the rolling bearing component is then selectively quenched so that the residual austenite that has not been converted is retained. In this case, cooling takes place to a temperature of 10 to 20 K below the martensite start temperature of the steel material used.
  • the rolling bearing component is transferred here to a hot salt bath with a temperature in the range of 190 °C to 210 °C.
  • the rolling bearing component remains in the hot bath for 14 to 25 minutes.
  • quenching is followed by a step of cooling the rolling bearing component to room temperature.
  • the rolling bearing component After cooling, the rolling bearing component is tempered in order to obtain a material structure with a martensitic matrix (possibly with portions of bainite) with a certain retained austenite content. Tempering is carried out below the austenitization temperature Ac1 of the steel material of the rolling bearing component at a temperature in the range from 220 to 240° C. over a period in the range from 1 to 4 hours.
  • the retained austenite content obtained is in the range of 15% by volume and 25% by volume.
  • the tempering time depends on the size of the rolling bearing components and batch as well as the batch structure if several rolling bearing components are treated at the same time.
  • the rolling bearing component is cooled to room temperature.
  • the roller bearing component is heated to a temperature above the martensite start temperature of the steel material used.
  • the rolling bearing component in a hot salt bath in order to obtain a material structure with a bainitic matrix (with carbides) and with a certain residual austenite content.
  • the heating is performed so that the determined retained austenite content is in the range of 2% by volume to 18% by volume.
  • the warm salt bath has a temperature in the range of 220 °C to 240 °C.
  • the rolling bearing component is left in the hot salt bath for a holding period of 6 to 24 hours in order to obtain the specified residual austenite content.
  • the holding period depends on the size of the rolling bearing components and batch as well as the batch structure if several rolling bearing components are treated at the same time.
  • the rolling bearing component is transferred to a low-temperature furnace with a rising or elevated temperature compared to the salt bath with a temperature in the range of 220 °C to 280 °C and held for a period of 0.5 to 10 hours until the specified retained austenite content is reached.
  • the rolling bearing component is cooled to room temperature.
  • the steel material of the rolling bearing component preferably comprises 0.7-1.05% by weight of carbon and a mixture of alloying elements of more than 3.05% by weight, the mixture of alloying elements having manganese, chromium and silicon.
  • the steel material of the rolling bearing component has the following components:
  • the steel material of the rolling bearing component preferably includes the following components:
  • the maximum amount of the aforementioned elements within the composition of the steel material of the rolling bearing component has little or no influence on the material properties to such a small extent that these components are acceptable individually or in total within the aforementioned limits or in the aforementioned concentration.
  • the steel material of the rolling bearing component has a rolling bearing steel alloy selected from DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) (formerly DIN 17230 (1980 edition)).
  • roller bearing steel alloy with the designation 100CrMnSi6-4 or with the material designation 1.3520.
  • roller bearing steel alloy according to DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) required fewer inclusions than in DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) in a microscopic examination of stainless steels for non-metallic inclusions.
  • the steel material of the rolling bearing component has less than 100 non-metallic inclusions per 1000 mm 2 (square millimeter) ground surface on average or averaged in a microscopic examination of stainless steel for non-metallic inclusions according to DIN 50602 (1998 edition).
  • the steel material of the rolling bearing components has no type 4 inclusions of oxides (OA, OS, OG) and sulfides (SS).
  • the steel material of the rolling bearing component has a cumulative value on average or averaged at most 100 per 1000 mm 2 ( square millimeter) grinding surface.
  • the steel material of the rolling bearing component has a cumulative value on average or averaged at most 10 per 1000 mm in the microscopic examination of stainless steel for non-metallic inclusions according to DIN 50602 (1998 edition), with regard to type 1 inclusions of oxides (OA, OS, OG). 2 (square millimeter) grinding surface.
  • the steel material of the rolling bearing component is obtained by a melting process or by remelting or by melting.
  • the smelting or remelting or melting process is carried out using vacuum melting, so that a high-purity or high-purity steel can be produced.
  • the steel material of the rolling bearing component it is also possible for the steel material of the rolling bearing component to be obtained by a remelting process under protective gas or under vacuum.
  • the roller bearing component is preferably a roller body and/or a roller bearing ring, in particular an inner and/or outer bearing ring.
  • the roller bearing component is in particular a component of a spherical roller bearing.
  • roller bearing component is at least part of a transmission bearing or wheel set bearing for railway applications and/or a bolt for a rocker arm application.
  • the presented method for the production of high-strength rolling bearing components is used for the production of rolling elements and/or roller bearing rings.
  • the method presented can also be used to manufacture shafts or housing parts on which rolling elements roll, or to manufacture transmission bearings, or to manufacture wheelset bearings for railway applications, or to manufacture pins for rocker arm applications.
  • the above-mentioned rolling bearing steel alloy selected as an example with the designation 100CrMnSi6-4 or with the material designation 1.3520 according to DIN EN ISO 683-17 (2015 edition) in combination with an increased purity or an increased degree of purity and in combination with the process steps cause the first or second alternative of the present invention to increase the toughness of the rolling bearing component.
  • the increase in toughness leads to a higher pit load capacity or to a higher rolling resistance and thus to an increase in the service life of the rolling bearing components, for example for the use of the aforementioned rolling bearing steel alloy in combination with the process steps of the first or second alternatives of the process for rolling bearings, such as spherical roller bearings .

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Rolling Contact Bearings (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten aufweisend die Schritte: Bereitstellen wenigstens einer Wälzlagerkomponente aus einem Stahlwerkstoff, wobei der Stahlwerkstoff einen Reinheitsgrad aufweist derart, dass bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998) im Mittel weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 Schlifffläche auftreten, und wobei der Stahlwerkstoff 0,70 - 1,1 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 1,75 Gew.-% und weniger als 3,4 Gew.-% umfasst, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium umfasst. Weiterhin erfolgt in einer ersten Verfahrensvariante ein Austenitisieren, Abschrecken, Abkühlen, Anlassen und abschließendes Abkühlen auf Raumtemperatur, wobei in einer erhaltenen martensitischen Matrix Restaustenit-Gehalte zwischen 15 Vol.-% und 25 Vol.-% erzeugt werden. Alternativ erfolgt in einer zweiten Verfahrensvariante ein Austenitisieren, Abschrecken, Erwärmen und Abkühlen auf Raumtemperatur, wobei in einer erhaltenen bainitischen Matrix Restaustenit-Gehalte zwischen 2 Vol.-% und 18 Vol.-% erzeugt werden.

Description

Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlaqerkomponenten
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten, insbesondere für die Herstellung von Wälzkörpern oder Wälzlagerringen.
Beispielsweise auf dem Gebiet der Wälzlager, wie Kugellager oder Pendelrollenlager, steigen die Anforderungen im Hinblick auf Wälzfestigkeit und Performance stetig. Speziell im Hinblick auf Ermüdungslebensdauer und auch auf Toleranz gegen Verschmutzungen sowie auch im Hinblick auf widrige Betriebsbedingungen ist eine Leistungssteigerung relevant.
Dabei werden Wälzlager beziehungsweise Wälzlagerkomponenten, wie Wälzkörper und Wälzlagerringe, insbesondere Innenlagerringe oder Außenlagerringe, nach heutigem Stand der Technik vornehmlich aus übereutektoiden Wälzlagerstählen gemäß DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) hergestellt. Diese werden entweder martensi- tisch oder bainitisch auf eine Härte von mehr als 58 HRC gehärtet.
Des Weiteren ist es bekannt, dass bei gleichbleibender äußerer Last, insbesondere bei Pendelrollenlagern, höhere Belastungen im Betrieb auftreten als dies bei Kugellagern der Fall ist. Dies liegt unter anderem daran, dass Pendelrollenlager im Vergleich zu Kugellagern am Kontakt zwischen Wälzkörper und Lagerring einen erhöhten Schlupfanteil aufweisen, wodurch Pendelrollenlager anfälliger für oberflächeninduzierte Schädigung oder für grübchenartige Ausbrüche und für Ermüdungsschäden sind.
Die oberflächeninduzierte Schädigung beziehungsweise die grübchenartigen Ausbrüche begrenzen die Tragfähigkeit sowie die Standzeit, also die Lebensdauer eines Wälzlagers und seiner Wälzlagerkomponenten. Dabei gilt, je höher die Wälzpressung desto eher treten grübchenartige Ausbrüche auf und desto geringer ist die sogenannte Grübchentragfähigkeit. In diesem Zusammenhang ist über Laufversuche von Wälzlagern die ertragbare Wälzpressung in Abhängigkeit von der Lebensdauer, das heißt von der Anzahl der Überrollungen bis zur Grübchenbildung (sogenanntes „pitting“) bekannt. Diesen Zusammenhang für bestimmte Werkstoffe beschreiben Wöhlerlinien der Grübchentragfähigkeit. Des Weiteren ist bekannt, dass verschmutzte Schmierstoffe sowie die Schmierfilmdicke und die Oberflächenbeschaffenheit der Wälzlagerkomponenten die Lebensdauer eines Wälzlagers herabsetzen können, sodass schneller mit grübchenartigen Ausbrüchen zu rechnen ist. Denn Verschmutzungen, Oberflächenbeschaffenheit und Schmierungszustand beeinträchtigen den Kontakt zwischen Wälzkörper und Wälzlagerring. So kann ein in die Laufbahn eingedrückter Partikel zu einer veränderten Kontaktfläche zwischen Wälzkörper und Wälzlagerring und somit zu einer erhöhten Flächenpressung führen. Dadurch kann die Oberfläche der Wälzlagerrings einen grübchenartigen Ausbruch erfahren, wodurch das Wälzlager eine geringere Lebensdauer hat.
In diesem Zusammenhang ist es bekannt, Wälzlager aus Werkstoffen mit hoher Zähigkeit, wie Wälzlagerstähle beziehungsweise Wälzlagerstahl-Legierungen gemäß DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015), auszubilden, die zu einer geringen Ausbildung von grübchenartigen Ausbrüchen neigen und somit eine im Vergleich zu Wälzlagern aus anderen Werkstoffen höhere Lebensdauer aufweisen. Aber auch damit treten noch vorzeitige Ausfälle auf.
Daher ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten anzugeben, welches die Tragfähigkeit, die Standzeit und damit die Lebensdauer einer Wälzlagerkomponente sowie eines Wälzlagers erhöht, sodass grübchenartige Ausbrüche vermieden werden können und die Grübchentragfähigkeit und die Lebensdauer einer Wälzlagerkomponente oder eines damit gebildeten Wälzlagers gesteigert werden kann. Ferner ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Verwendung des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten eines Wälzlagers anzugeben.
Diese Aufgaben werden erfindungsgemäß durch die Merkmale der unabhängigen Patentansprüche gelöst. Weitere vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche.
Ein erster Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten. Denn hochzähe Wälzlagerkomponenten neigen zu geringer Ausbildung von grübchenartigen Ausbrüchen, haben also eine hohe Grübchentragfähigkeit, sodass die Lebensdauer einer Wälzlagerkomponente, hier vorzugsweise eines Wälzlagers, insbesondere eines Pendelrollenlagers, gesteigert werden kann.
Dabei umfasst das Verfahren als ersten Schritt ein Bereitstellen wenigstens einer Wälzlagerkomponente aus einem Stahlwerkstoff, wobei der Stahlwerkstoff einen Reinheitsgrad aufweist derart, dass bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998) im Mittel weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 Schlifffläche auftreten, und wobei der Stahlwerkstoff 0,70 - 1 ,1 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 1 ,75 Gew.-% und weniger als 3,4 Gew.-% umfasst, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium umfasst.
Der darauffolgende Schritt umfasst ein Austenitisieren beziehungsweise die Austenitisierung der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in einem Temperaturbereich derart, dass im Gefüge des Stahlwerkstoffs Austenit und Karbide nebeneinander vorliegen. Das Austenitisieren kann oberhalb der sogenannten Austenitisierungstemperatur Ac1 des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente durchgeführt werden. Zudem kann das Austenitisieren in einem Temperaturbereich von 835 °C bis 870 °C oder in einem Temperaturbereich von 845 °C bis 860 °C stattfinden.
Im Anschluss daran schließt sich als Verfahrensschritt ein gezieltes Abschrecken (sogenanntes „Quenching“) der wenigstens einen Wälzlagerkomponente an, sodass nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt. Beim Abschrecken wird auf eine Temperatur, die 10 bis 20 Kelvin unterhalb einer Martensitstarttemperatur des verwendeten Stahlwerkstoffs liegt, gekühlt, indem die Wälzlagerkomponente in ein Warmbad mit einer Temperatur im Bereich von 170 bis 220 °C umgelagert wird und dort 14 bis 25 min gehalten wird, wodurch Martensit gebildet und nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt, und wobei Kohlenstoff aus dem gebildeten Martensit in den nicht umgewandelten Restaustenit wandert.
Das Warmbad ist insbesondere ein Salzwarmbad. Das Warmbad weist bevorzugt eine Temperatur im Bereich von 190 °C bis 210 °C auf. In der Haltestufe bei einer Temperatur im Bereich von 170 °C bis 220 °C, beispielsweise bei einer Temperatur im Bereich von 190 °C bis 210 °C, wird Martensit gebildet. Dabei wird in der genannten Haltestufe der Kohlenstoff aus dem neu gebildeten Martensit ausgeschieden und der Kohlenstoff kann teilweise in einen noch vorliegenden Restaustenit wandern. Dieser wird hierdurch weiter gegen eine Umwandlung stabilisiert, da die Übersättigung ansteigt und damit die Martensitstarttemperatur dieses Restaustenits deutlich absinkt. Der Kohlenstoff aus den ersten gebildeten Martensitnadeln wandert in den noch vorliegenden Restaustenit. Eine Reduktion des Kohlenstoffanteils hat einen positiven Effekt auf die Zähigkeit des Martensits. Eine weitere Reduktion des Matrixkohlenstoffs kann nicht vor dem Abschreckvorgang, beispielsweise durch eine gezielte Unteraustenitisierung des Materials, erzielt werden, da sonst keine ausreichende Durchhärtung der Werkstücke erzielt werden kann.
Bevorzugt ist hier weiterhin ein Stahlwerkstoff mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,70 bis 1 ,05 Gew.-%, insbesondere von 0,80 bis 1 ,05 Gew.-%, weiterhin bevorzugt von 0,89 bis 1 ,05 Gew.-%, sowie einer Mischung an Legierungselementen von mehr als 1 ,75 Gew.-% und weniger als 3,4 Gew.-%, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium umfasst.
Alle genannten Temperaturen und/oder Zeitangaben sind abhängig von der Wälzlagerkomponenten- und Chargengröße und der Anzahl an Wälzlagerkomponenten sowie von dem Chargenaufbau. Ein Durchschnittsfachmann kann diese aber entsprechend anpassen.
Im Anschluss an das Abschrecken sind für den weiteren Verfahrensverlauf zwei Alternativen denkbar.
Alternative 1 gemäß Anspruch 1 :
So schließt sich in einer ersten Alternative der vorliegenden Erfindung nach dem Abschrecken ein Schritt des Abkühlens der wenigstens einen Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur an.
Nach dem Abkühlen erfolgt der Schritt des Anlassens (sogenanntes „Partitioning“) der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, um ein Werkstoffgefüge mit einer martensiti- schen Matrix, eventuell mit Anteilen an Bainit, und mit einem bestimmten Restaustenit-Gehalt zu erhalten. Das Anlassen erfolgt, indem die Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur im Bereich von 220 bis 245°C erwärmt und auf dieser über einen Zeitraum von 1 bis 4 h gehalten wird. Eine Umverteilung des Kohlenstoffs im Zuge des Anlassens senkt den resultierenden Kohlenstoff in der Martensitmatrix weiterhin ab, wodurch die Zähigkeit wiederum gesteigert wird.
Der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente zeichnet sich durch eine martensitische Matrix, optional mit Anteilen an Bainit, und einen Restaustenit-Gehalt im Bereich von 15 Vol.-% bis 25 Vol.-% aus.
Erhöhte Restaustenit-Gehalte erfüllen höhere Anforderungen im Hinblick auf die Toleranz eines Wälzlagers beim Einsatz in verschmutzten Umgebungsbedingungen.
Durch die thermische Stabilisierung des Bauteils mithilfe der oben dargestellten Behandlung kann der Restaustenit außergewöhnlich stabil ausgebildet werden und selbst bei erhöhten Anwendungstemperaturen im Bereich von 150 °C bis 180 °C oder bei erhöhten Flächenpressungen nicht mehr - oder nur in geringem Maße - umwandeln. Dieser stabile Restaustenit verleiht einer Wälzlagerkomponente eine erhöhte Zähigkeit in Verbindung mit einem reduzierten Kohlenstoffgehalt in der Martensitmatrix.
Anschließend schließt sich als letzter Schritt der ersten Alternative des Verfahrens ein Abkühlen auf Raumtemperatur an.
Wie bereits erwähnt, sind alle genannten Temperaturen und/oder Zeitangaben abhängig von der Wälzlagerkomponenten- und Chargengröße und der Anzahl an Wälzlagerkomponenten sowie von dem Chargenaufbau. Ein Durchschnittsfachmann kann diese aber entsprechend anpassen.
Wie oben ausgeführt, sind im Anschluss an das Abschrecken für den weiteren Verfahrensverlauf zwei Alternativen denkbar. Während die erste Alternative bereits geschildert wurde, findet sich nachstehend die zweite Alternative.
Alternative 2 gemäß Anspruch 2:
In einer zweiten Alternative der vorliegenden Erfindung schließt sich nach dem Abschrecken ein Schritt des Erwärmens der wenigstens einen Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur oberhalb der Martensitstart-Temperatur des verwendeten Stahlwerkstoffs an. Dazu wird die wenigstens eine Wälzlagerkomponente in ein Warmbad, insbesondere ein Salzwarmbad, mit einer Temperatur im Bereich von 220 bis 240°C umgelagert und dort über einen Zeitraum von 3 bis 24 Stunden gehalten, um ein Werkstoffgefüge mit einer bainitischen Matrix, insbesondere enthaltend Karbide, und mit einem bestimmten Restaustenit-Gehalt zu erhalten. Es wird also Bainit gebildet und nicht umgewandelter Restaustenit bleibt erhalten. Eine Umverteilung des Kohlenstoffs in den Restaustenit im Zuge des Erwärmens senkt den resultierenden Kohlenstoffgeh- alt in der Bainitmatrix weiterhin ab, wodurch die Zähigkeit wiederum gesteigert wird.
Der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente wird mit einer bainitischen Matrix, insbesondere enthaltend Karbide, und mit einen Restaustenit-Gehalt im Bereich von 2 Vol.-% bis 18 Vol.-% erhalten.
Erhöhte Restaustenitgehalte ein Wälzlagerkomponenten erfüllen höhere Anforderungen im Hinblick auf die Toleranz eines Wälzlagers beim Einsatz in verschmutzten Umgebungsbedingungen. Durch die thermische Stabilisierung des Bauteils mithilfe der oben beschriebenen Behandlung kann der Restaustenit außergewöhnlich stabil ausgebildet werden und selbst bei erhöhten Anwendungstemperaturen im Bereich von 150 °C bis 180 °C oder bei erhöhten Flächenpressungen nicht mehr - oder nur in geringem Maße - umwandeln. Dieser stabile Restaustenit verleiht einer Wälzlagerkomponente eine erhöhte Zähigkeit in Verbindung mit einem reduzierten Kohlenstoffgehalt in der Bainitmatrix.
Die Haltedauer im Warmbad kann abhängig von der Wälzlagerkomponenten- und Chargengröße sowie von dem Chargenaufbau sein. Ein Durchschnittsfachmann kann diese aber entsprechend anpassen.
Nach dem Warmbad wird die wenigstens eine Wälzlagerkomponente ergänzend in einen Niedertemperaturofen oder in ein weiteres Warmbad, wie beispielsweise in ein Salzwarmbad, mit ansteigender oder erhöhter Temperatur im Vergleich zum Warmbad, insbesondere mit einer Temperatur im Bereich von 220 °C bis 280 °C, umgesetzt, bis der bestimmte Restaustenit-Gehalt erreicht ist. Die Haltedauer liegt hierbei im Bereich von 0,5 bis 10 Stunden. Anschließend schließt sich als letzter Schritt der zweiten Alternative des Verfahrens ein Abkühlen auf Raumtemperatur an.
Alle nachfolgenden Merkmale können sowohl auf die erste Alternative als auch die zweite Alternative des Verfahrens zutreffen und für diese angewendet werden.
So kann der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente 0,7 bis 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 3,05 Gew.-%, umfassen.
Außerdem umfasst der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente bevorzugt folgende Bestandteile:
- 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff,
- 0,50 - 0,90 Gew.-% oder 0,40 - 0,75 Gew.-% Silizium,
- 0,90 - 1 ,30 Gew.-% oder 0,80 - 1 ,70 Gew.-% Mangan,
- 1 ,3 - 1 ,75 Gew.-% oder 0,90 - 2,05 Gew.-% Chrom, und
- Rest Eisen sowie nicht vermeidbare Spurenelemente bzw. Verunreinigungen (wie Antimon (Sb), Zinn (Sn), Arsen (As) und dergleichen).
Ferner kann der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente höchstens 0,10 Gew.-% oder höchstens 0,15 Gew.-% oder zwischen 0,50 Gew.-% und 0,6 Gew.-% Molybdän aufweisen.
Die vorgenannten Elemente innerhalb der geschilderten Zusammensetzungen des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente bewirken in ihrer Kombination eine Steigerung der Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente.
Dies gilt unter Einsatz des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten umso mehr. So haben im Speziellen die Verfahrensschritte der ersten oder zweiten Alternative des Verfahrens in Kombination mit der vorgenannten Zusammensetzung der Elemente für einen Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine im Vergleich zum Stand der Technik deutliche Erhöhung der Zähigkeit des Stahlwerkstoffs zur Folge. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente.
Vorzugsweise umfasst der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente folgende Bestandteile:
- max. 0,35 Gew.-% Nickel,
- max. 0,10 Gew.-% Vanadium,
- max. 0,060 Gew.-% Aluminium,
- max. 0,08 Gew.-% Schwefel,
- max. 0,025 Gew.-% Phosphor,
- max. 0,003 Gew.-% Titan,
- max. 0,015 Gew.-% Stickstoff,
- max. 0,007 Gew.-% Sauerstoff,
- max. 0,0035 Gew.-% Kalzium,
- max. 0,30 Gew.-% Kupfer.
Das Höchstmaß der vorgenannten Elemente innerhalb der Zusammensetzung des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente beeinflusst wenig bis gar nicht und in einem so geringen Maße die Matenaleigenschaften, dass diese Bestandteile einzeln oder in Summe innerhalb der vorgenannten Grenzen beziehungsweise in der vorgenannten Konzentration hinnehmbar sind.
Des Weiteren kann der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine Wälzlagerstahl-Legierung aufweisen.
Die Wälzlagerstahl-Legierung kann aus der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) oder aus der älteren DIN 17230 (Ausgabe 1980) gewählt sein.
Bevorzugt ist die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi4-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3518.
Als Alternative zum vorgenannten kann die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-6 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1.3519 sein.
Als weitere Alternative kann die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1.3520 sein. Auch kann alternativ die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnMoSi8-4-6 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3539 sein.
Die vorgenannten Wälzlagerstahl-Legierungen bewirken eine Steigerung der Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente. Dies gilt unter Einsatz des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten umso mehr. So bewirken im Speziellen die Verfahrensschritte der ersten oder zweiten Alternative der vorliegenden Erfindung in Kombination mit den vorgenannten Wälzlagerstahl-Legierungen eine im Vergleich zum Stand der Technik deutliche Erhöhung der Zähigkeit des Stahlwerkstoffs. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, beispielsweise für die Verwendung der vorgenannten Wälzlagerstahl-Legierungen in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzlagern, insbesondere Pendelrollenlagern.
Außerdem kann eine Wälzlagerstahl-Legierung nach DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse weniger Einschlüsse aufweisen als in der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) gefordert. Erfindungsgemäß weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente im Vergleich zur DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) eine höhere Reinheit auf. Die vorgenannte Wälzlagerstahl-Legierung nach DIN EN ISO 683- 17 (Ausgabe 2015) in Kombination mit einer erhöhten Reinheit oder einem erhöhten Reinheitsgrad und in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternative des Verfahrens bewirken eine Steigerung der Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, beispielsweise für die Verwendung der vorgenannten Wälzlagerstahl-Legierung nach DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzlagern in Form von Pendelrollenlagern. Der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente weist bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstahlen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), insbesondere im Mittel oder gemittelt, erfindungsgemäß weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schliffflä- che beziehungsweise weniger als 0,1 nichtmetallische Einschlüsse pro 1 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche auf. Somit weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine hohe Reinheit beziehungsweise einen hohen Reinheitsgrad auf, beispielsweise im Vergleich zu den Referenzwerten der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015).
Die geringe Anzahl an nichtmetallischen Einschlüssen für den Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit dem korrespondierenden Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente und ferner in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternative des Verfahrens bewirken eine Steigerung der Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, beispielsweise für die Verwendung des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzlagern, insbesondere Pendelrollenlagern.
Bevorzugt weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente keine Typ-4-Einschlüsse beziehungsweise keine Einschlüsse mit der Größenkennziffer 4 oder größer von Oxiden (OA („aufgelöste Zeilen“), OS („strichförmige Zeilen“), OG („globulare Einschlüsse“)) und/oder von Sulfiden (SS („strichförmige Zeilen“)) auf. Dabei spielt es keine Rolle, ob es sich um dünne und dickere Einschlusszeilen sowie Mehrfachzeilen betreffend die Einschlusstypen OA und OS handelt, wie in der DIN 50602 (Ausgabe 1998), behandelt. Somit weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine hohe Reinheit beziehungsweise einen hohen Reinheitsgrad auf, beispielsweise im Vergleich zu den Referenzwerten der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015). Die Vermeidung von oben genannten Typ-4-Einschlüssen bzw. Einschlüssen mit der Größenkennziffer 4 oder größer nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), ist ebenfalls eine Angabe der Reinheit beziehungsweise des Reinheitsgrades. Dabei gilt, je höher der Reinheitsgrad beziehungsweise die Reinheit im Zusammenhang für den Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit dem korrespondierenden Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente und ferner in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternative des Verfahrens, desto höher die Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, beispielsweise für die Verwendung des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzla- gernin Form von Pendelrollenlagern.
Insbesondere weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente bei der mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), hinsichtlich Typ-1 -Einschlüssen von Sulfiden (SS) beziehungsweise hinsichtlich Einschlüssen von Sulfiden (SS) der Größenkennziffer 1 oder kleiner einen Summenkennwert, insbesondere im Mittel oder gemittelt, von höchstens 100 pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche beziehungsweise von höchstens 0,1 nichtmetallische Einschlüssen pro 1 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche auf. Somit weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine hohe Reinheit beziehungsweise einen hohen Reinheitsgrad auf, beispielsweise im Vergleich zu den Referenzwerten der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015).
Bevorzugt weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente bei der mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), hinsichtlich Typ-1 -Einschlüssen von Oxiden (OA („aufgelöste Zeilen“), OS („strichförmige Zeilen“), OG („globulare Einschlüsse“)) beziehungsweise hinsichtlich Einschlüssen von Oxiden (OA („aufgelöste Zeilen“), OS („strichförmige Zeilen“), OG („globulare Einschlüsse“)) der Größenkennziffer 1 oder kleiner einen Summenkennwert, insbesondere im Mittel oder gemittelt, von höchstens 10 pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche beziehungsweise von höchstens 0,01 nichtmetallische Einschlüssen pro 1 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche auf. Somit weist der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine hohe Reinheit beziehungsweise einen hohen Reinheitsgrad auf, beispielsweise im Vergleich zu den Referenzwerten der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015).
Betreffend die oben genannten geringen Zahlen an nichtmetallischen Einschlüssen für den Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit dem korrespondierenden Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente und ferner in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternative des Verfahrens wird eine Steigerung der Zähigkeit der wenigstens einen Wälzlagerkomponente bewirkt. Die Erhöhung der Zähigkeit führt - wie bereits mehrfach geschildert - zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der wenigstens einen Wälzlagerkomponente, beispielsweise für die Verwendung des Stahlwerkstoffs der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzlagern, insbesondere Pendelrollenlagern.
Des Weiteren kann der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente durch ein Schmelzverfahren oder durch Umschmelzen oder durch Erschmelzen gewonnen werden.
Das Erschmelzen oder Umschmelzen oder das Schmelzverfahren kann eine konventionelle Lufterschmelzung, Vakuumbehandlung in der Sekundärmetallurgie und/oder eine Vakuumerschmelzung umfassen, sodass ein Stahl mit hohem Reinheitsgrad oder hoher Reinheit erzeugbar ist.
Zusätzlich oder alternativ kann der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente durch ein Umschmelzverfahren unter Schutzgas oder unter Vakuum gewonnen werden, sodass ein Stahl mit hohem Reinheitsgrad oder hoher Reinheit erzeugbar ist.
Die wenigstens eine Wälzlagerkomponente kann ein Wälzkörper oder ein Wälzlagerring sein, insbesondere in Form eines Innen- und/oder eines Außenlagerrings. Auch kann die wenigstens eine Wälzlagerkomponente zumindest ein Teil eines Kugellagers und/oder eines Rollenlagers und/oder eines Pendelrollenlagers und/oder eines Getriebelagers und/oder eines Getriebelagers und/oder eines Radsatzlagers für Bahnanwendungen und/oder eines Bolzens für Schlepphebelanwendungen, auf dem Wälzkörper abrollen, sein. Eingesetzt kann die wenigstens eine Wälzlagerkomponente nach dem vorgestellten Verfahren allgemein in der Industrie und/oder im Automobil- Bereich werden.
Zudem kann die wenigstens eine Wälzlagerkomponente ein stehendes Bauteil oder Gehäuseteil oder ein drehendes Bauteil oder eine Welle sein, auf denen Wälzkörper abrollen.
Ein zweiter Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst eine Verwendung des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten, und zwar eine Verwendung zur Herstellung von Wälzkörpern und/oder Wälzlagerringen. Weiterhin ist eine Verwendung des Verfahrens zur Herstellung von Wellen, Bolzen oder Gehäuseteilen, auf denen Wälzkörper abrollen, für die Herstellung von Getriebelagern und/oder für die Herstellung von Radsatzlagern für Bahnanwendungen und/oder von Bolzen für Schlepphebelanwendungen.
Es wird ausdrücklich darauf hingewiesen, dass die Merkmale des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten, einzeln oder miteinander kombinierbar Anwendung finden können.
Anders ausgedrückt, die Merkmale betreffend das Verfahren können auch hier mit weiteren Merkmalen kombiniert werden.
Das Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten kann für die Herstellung von Wälzkörpern und/oder Wälzlagerringen, insbesondere Innen- und/oder Außenlagerringe, und/oder für die Herstellung von Wellen oder Gehäuseteilen, auf denen Wälzkörper abrollen, und/oder für die Herstellung von Getriebelagern und/oder für die Herstellung von Radsatzlagern für Bahnanwendungen und/oder für die Herstellung von Bolzen für Schlepphebelanwendungen, auf denen Wälzkörper abrollen, verwendet werden. Dabei können die Wälzlagerkomponenten Komponenten eines Kugellagers, eines Rollenlagers und/oder eines Pendelrollenlagers sein.
Es wird ausdrücklich darauf hingewiesen, dass die Merkmale des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten, einzeln oder miteinander kombinierbar Anwendung finden können.
Anders ausgedrückt, die Merkmale betreffend das Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten können auch hier mit weiteren Merkmalen kombiniert werden.
So wird eine erfindungsgemäße Wälzlagerkomponente eines Wälzlagers hergestellt durch das erfindungsgemäße Verfahren.
Bei einer Wälzlagerkomponente kann es sich um Wälzkörper und/oder Wälzlagerringe, insbesondere Innen- und/oder Außenlagerringe, handeln.
Konkret kann die Wälzlagerkomponente ein Teil eines Kugellagers und/oder eines Rollenlagers und/oder eines Pendelrollenlagers sein.
Nachfolgend wird der oben dargestellte Erfindungsgedanke nochmals und ergänzend mit anderen Worten ausgedrückt.
Dieser Gedanke betrifft - vereinfacht dargestellt - die Erhöhung von Tragfähigkeit, Standzeiten beziehungsweise Lebensdauern von Wälzlagern als notwendige Weiterentwicklung im Hinblick auf eine verbesserte Nachhaltigkeit von solchen Maschinenelementen.
Um höheren Anforderungen im Hinblick auf die Toleranz eines Wälzlagers beim Einsatz in verschmutzten Umgebungsbedingungen zu erfüllen, werden erhöhte Restaustenitgehalte als hilfreich angesehen. Des Weiteren wird eine thermomechanisch stabile Mikrostruktur als notwendige Bedingung für Wälzfestigkeit angesehen, da ein betriebsbedingter Restaustenitabbau als Teil des Wälzermüdungsprozesses angesehen werden kann.
Darüber hinaus kann für höchste Standzeiten von Wälzlagern ein besonders guter mikroskopischer und makroskopischer Reinheitsgrad notwendig sein, da dies die Basis der Wälzfestigkeit darstellt. Hierbei kann speziell im Hinblick auf Pendelrollenlager bemerkt werden, dass alle Faktoren gleichzeitig auftreten können, da erhöhte Schlupfanteile im Betrieb zu einer erhöhten Temperatur im Kontakt führen können und die randnahe Beanspruchung eine ausgeprägte Sensitivität gegenüber oberflächennahen Einschlüssen zur Folge haben kann.
Eine Leistungssteigerung einer Wälzlagerkomponente, wie der eines Pendelrollenlager, kann durch eine Wärmebehandlung erzielt werden, wenn als Basis eine hinreichend gute Stahlreinheit vorliegt, die nicht für einen verfrühten einschlussbedingten Ausfall sorgt.
Im Grunde genommen kann der erfinderische Gedanke in einer Kombination einer Wärmebehandlung und eines außergewöhnlich hohen mikroskopischen Reinheitsgrads in einem laufbahnnahen Bereich auf dem Niveau von umgeschmolzenen Stahlgüten und in einer Kombination für bestimmte Zusammensetzungen eines Stahlwerkstoffs angesehen werden.
Dazu kann eine konventionelle Lufterschmelzung in Verbindung mit hohen Umformgraden und einer neuartigen Wärmebehandlung dienen, die in dieser Art bisher nicht im Bereich der Wälzlager Anwendung findet.
Für ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten hat sich ein Stahlwerkstoff nachfolgender Zusammensetzung bewährt:
- 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff,
- 0,50 - 0,9 Gew.-% Silizium,
- 0,9 - 1 ,3 Gew.% Mangan,
- 1 ,3 - 1 ,75 Gew.-% Chrom,
- max. 0,35 Gew.-% Nickel,
- max. 0,15 Gew.-% Molybdän,
- max. 0,1 Gew. -% Vanadium,
- max. 0,060 Gew.-% Aluminium,
- max. 0,08 Gew.-% Schwefel,
- max. 0,025 Gew.-% Phosphor,
- max. 0,003 Gew.-% Titan, - max. 0,015 Gew.-% Stickstoff,
- max. 0,007 Gew.-% Sauerstoff,
- max. 0,0035 Gew.-% Kalzium,
- max. 0,30 Gew.-% Kupfer, und
- Rest Eisen sowie nicht vermeidbare Spurenelemente bzw. Verunreinigungen, wie Antimon (Sb), Zinn (Sn), Arsen (As) und dergleichen.
Dabei kann die Summe aus Mangan, Chrom und Silizium größer 2,95 Gew.-%, insbesondere mehr als 3,05 Gew.-% betragen.
Der Stahlwerkstoff kann darüber hinaus eine mikroskopische Reinheit mit einer mittleren Einschlussdichte von 0,1 Einschlüsse / mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche bezogen auf 1 -wertige Sulfide und 0,01 Einschlüsse / mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche bezogen auf 1 -wertige Oxide aufweisen. In jedem Fall sollen 4-wertige Einschlüsse (Oxide und Sulfide) vermieden werden (vergleiche DIN 50602 (Ausgabe 1998)).
Darüber hinaus kann für höchste Wälzfestigkeiten beziehungsweise für höchste Stri- becksche Wälzpressung beziehungsweise für höchste Grübchentragfähigkeit ein besonders hoher Reinheitsgrad durch konventionelle Lufterschmelzung, Vakuumbehandlung in der Sekundärmetallurgie oder Vakuumerschmelzung und/oder Umschmelzverfahren unter Schutzgas oder Vakuum erzeugt werden. Die Gefügestabilisierung des Stahlwerkstoffs kann durch die Verwendung einer angepassten Austenitisierung in Verbindung mit einer gezielten Wärmebehandlung plus einer nachfolgenden Bainitisierung oder martensitischen Härtung erzeugt werden.
Eine niedrige Austenitisierungstemperatur, bevorzugt in einem Tempertaturbereich von 835 °C bis 870 °C, bevorzugt in einem Temperaturbereich von 845 °C bis 860 °C, kann einen reduzierten Kohlenstoffgehalt in der Matrix deutlich unterhalb des nominell 1 Gew.-% Kohlenstoff, insbesondere beim Stahlwerkstoff 100CrMnSi6-4, zur Folge haben. Dies wirkt sich positiv auf die Grundzähigkeit der Matrix aus. Selbstverständlich sind auch andere Stahlwerkstoffe bzw. Stahllegierungen, wie oben beschrieben, verwendbar. Eine Umverteilung des Kohlenstoffs im Zuge der Wärmebehandlung kann den resultierenden Kohlenstoff in der Martensit- bzw. Bainitmatrix weiterhin absenken, wodurch die Zähigkeit wiederum gesteigert werden kann.
In der Haltestufe gemäß Alternative 1 im Bereich von 170 °C bis 220 °C wird Kohlenstoff aus dem neu gebildeten Martensit ausgeschieden und der Kohlenstoff wandert teilweise in den noch vorliegenden Restaustenit. Dieser wird hierdurch weiter gegen eine Umwandlung stabilisiert, da die Übersättigung ansteigt und damit die Martensitstarttemperatur dieses Restaustenits deutlich absinkt. Der Kohlenstoff aus den ersten gebildeten Martensitnadeln wandert in den noch vorliegenden Restaustenit. Eine Reduktion des Kohlenstoffs kann einen positiven Effekt auf die Zähigkeit des Martensits zur Folge haben.
Eine weitere Reduktion des Matrixkohlenstoffs kann nicht vor dem Abschreckvorgang, insbesondere durch eine gezielte Unteraustenitisierung des Materials, erzielt werden, da sonst keine ausreichende Durchhärtung der Werkstücke erzielt werden kann.
In der martensitischen Ausführung, also der ersten Alternative der vorliegenden Erfindung, zeichnet sich das Werkstück durch eine martensitische Matrix, eventuell mit Anteilen an Bainit, und einen Restaustenit-Gehalt von 15 Vol.-% bis 25 Vol.-% aus.
Durch die thermische Stabilisierung des Bauteils mithilfe der Wärmebehandlung kann dieser Restaustenit außergewöhnlich stabil ausgebildet werden und selbst bei erhöhten Anwendungstemperaturen im Bereich von 150 °C bis 180 °C oder bei erhöhten Flächenpressungen nicht mehr - oder nur in geringem Maße - umwandeln. Dieser stabile Restaustenit verleiht dem Bauteil eine erhöhte Zähigkeit in Verbindung mit dem reduzierten Kohlenstoffgehalt in der Martensitmatrix.
In der bainitischen Ausführung, also der zweiten Alternative der vorliegenden Erfindung, kann sich die Wälzlagerkomponente durch eine bainitische Matrix, insbesondere umfassend Karbide, und einen verbleibenden Restaustenit gemäß dem gewünschten Umwandlungsgrad auszeichnen. Dieser liegt im Bereich von 2 Vol.-% bis 18 Vol.-%.
Speziell von Vorteil sind die damit erzielten Werkstoffeigenschaften für die Anwendung in Wälzlagern, die beispielsweise bei Pendelrollenlagern prinzipbedingt sowohl höhere Schlupfanteile, das heißt kein sauberes Abrollen der Kontaktpartner, aufweisen, als auch durch die vorliegenden Betriebsbedingungen oftmals Mischreibungszustände erfahren.
Durch letztere kann in der Kontaktfläche höhere Reibung entstehen, wodurch höhere Tangentialspannungen resultieren, die die Materialbelastung an der Wälzlagerkompo- nenten-Oberfläche ansteigen lassen. Zusätzlich kann die prinzipbedingte Schlupfbelastung noch weiter die Gefahr von oberflächeninduzierten Schäden erhöhen. Durch den Einsatz des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten kann die Werkstoffbelastbarkeit signifikant gesteigert werden und die Lebensdauer einer Wälzlagerkomponente deutlich gegenüber dem Stand der Technik verbessert werden, da die gesteigerte Zähigkeit einer Schadensentstehung an der Wälzlagerkomponente entgegenwirkt.
Durch die Reduktion der Anzahl an nichtmetallischen Einschlüssen kann weiterhin das Schadensrisiko, bedingt durch die Wirkung dieser als Schadensausgangspunkt, reduziert werden. Generell können zähigkeitsoptimierte Werkstoffeigenschaften hilfreich für die Toleranz gegen oberflächeninduzierte Schäden sein. Dies gilt auch im Fall von Verschmutzung von Wälzlagern, da die gesteigerte Zähigkeit sowohl über den Restaustenit als auch durch die kohlenstoffreduzierte Martensit- bzw. Bainitmatrix wirksam die notwendige Anpassungsverformung im Kontaktspalt bei der Überrollung von Fremdmaterial ermöglicht, ohne dass es zu zügiger Rissentstehung führt.
Nachstehend wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels näher erläutert.
Ein Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten umfasst als ersten Schritt das Bereitstellen einer Wälzlagerkomponente aus einem geeigneten Stahlwerkstoff, welcher in einem nächsten Schritt austenitisiert wird.
Das Austenitisieren beziehungsweise die Austenitisierung erfolgt in einem Temperaturbereich, so dass Austenit und Karbide nebeneinander vorliegen. Das Austenitisieren wird dabei oberhalb der Austenitisierungstemperatur Ac1 des Stahlwerkstoffs der Wälzlagerkomponente durchgeführt. Dies findet insbesondere in einem Tempertaturbereich von 845 °C bis 860 °C statt. Danach wird gezielt die Wälzlagerkomponente abgeschreckt, sodass nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt. Dabei wird auf eine Temperatur von 10 bis 20 K unterhalb der Martensitstarttemperatur des verwendeten Stahlwerkstoffs gekühlt.
Konkret wird die Wälzlagerkomponente hier in ein Salzwarmbad umgelagert, das eine Temperatur im Bereich von 190 °C bis 210 °C hat. Die Wälzlagerkomponente verbleibt im Warmbad für 14 bis zu 25 Minuten.
Nachstehend wird nun im Anschluss an das Abschrecken die erste Alternative zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten geschildert.
So schließt sich bei der ersten Alternative nach dem Abschrecken ein Schritt des Abkühlens der Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur an.
Nach dem Abkühlen folgt der Schritt des Anlassens der Wälzlagerkomponente, um ein Werkstoffgefüge mit einer martensitischen Matrix (eventuell mit Anteilen an Bainit) mit einem bestimmten Restaustenit-Gehalt zu erhalten. Dabei wird das Anlassen unterhalb der Austenitisierungstemperatur Ac1 des Stahlwerkstoffs der Wälzlagerkomponente bei einer Temperatur im Bereich von 220 bis 240 °C über einen Zeitraum im Bereich von 1 bis 4 h durchgeführt.
Der erhaltene Restaustenit-Gehalt liegt im Bereich von 15 Vol.-% und 25 Vol.-%.
Die Anlassdauer ist abhängig von der Wälzlagerkomponenten- und Chargengröße sowie von dem Chargenaufbau, wenn mehrere Wälzlagerkomponenten gleichzeitig behandelt werden.
Anschließend beziehungsweise abschließend wird die Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachstehend wird die zweite Alternative zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten geschildert, die sich ebenso wie die erste Alternative an das oben beschriebene Abschrecken anschließt.
So wird nach dem Abschrecken in der zweiten Alternative in einem weiteren Schritt die Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur oberhalb der Martensitstart-Tempera- tur des verwendeten Stahlwerkstoffs erwärmt. Dazu wird die Wälzlagerkomponente in ein Salzwarmbad umgesetzt, um ein Werkstoffgefüge mit einer bainitischen Matrix (mit Karbiden) und mit einem bestimmten Restaustenit-Gehalt zu erhalten.
Das Erwärmen wird so durchgeführt, dass der bestimmte Restaustenit-Gehalt im Bereich von 2 Vol.-% bis 18 Vol.-% liegt.
Um dies zu erreichen, weist das Salzwarmbad eine Temperatur im Bereich von 220 °C bis 240 °C auf. Ferner wird die Wälzlagerkomponente über eine Haltedauer im Bereich von 6 bis 24 Stunden innerhalb des Salzwarmbads belassen, um den bestimmten Restaustenit-Gehalt zu erhalten. Dabei ist die Haltedauer abhängig von der Wälzlagerkomponenten- und Chargengröße sowie von dem Chargenaufbau, wenn mehrere Wälzlagerkomponenten gleichzeitig behandelt werden.
Nach der Haltedauer im Warmbad wird die Wälzlagerkomponente in einen Niedertemperaturofen mit ansteigender oder erhöhter Temperatur im Vergleich zum Salzwarmbad mit einer Temperatur im Bereich von 220 °C bis 280 °C umgesetzt und über einen Zeitraum von 0,5 bis 10 h gehalten, bis der bestimmte Restaustenit-Gehalt erreicht ist.
Anschließend beziehungsweise abschließend wird die Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur abgekühlt.
Alle nachfolgenden Ausführungen treffen auf die erste Alternative und zweite Alternative der vorliegenden Erfindung zu.
Der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente umfasst bevorzugt 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 3,05 Gew.-%, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium aufweist.
Insbesondere hat der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente folgende Bestandteile:
- 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff,
- 0,50 - 0,90 Gew.-% Silizium,
- 0,90 - 1 ,30 Gew.-% Mangan,
- 1 ,3 - 1 ,75 Gew.-% Chrom, und
- Rest Eisen sowie nicht vermeidbare Spurenelemente beziehungsweise Verunreinigungen (wie Sb, Sn, As und dergleichen). Bevorzugt umfasst der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente folgende Bestandteile:
- max. 0,35 Gew.-% Nickel,
- max. 0,10 Gew.-% Vanadium,
- max. 0,060 Gew.-% Aluminium,
- max. 0,08 Gew.-% Schwefel,
- max. 0,025 Gew.-% Phosphor,
- max. 0,003 Gew.-% Titan,
- max. 0,015 Gew.-% Stickstoff,
- max. 0,007 Gew.-% Sauerstoff,
- max. 0,0035 Gew.-% Kalzium,
- max. 0,30 Gew.-% Kupfer.
Das Höchstmaß der vorgenannten Elemente innerhalb der Zusammensetzung des Stahlwerkstoffs der Wälzlagerkomponente beeinflusst wenig bis gar nicht in einem so geringen Maße die Matenaleigenschaften, dass diese Bestandteile einzeln oder in Summe innerhalb der vorgenannten Grenzen beziehungsweise in der vorgenannten Konzentration hinnehmbar sind.
Konkreter geschildert, weist der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente eine Wälzlagerstahl-Legierung auf, die aus der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) (früher DIN 17230 (Ausgabe 1980)) gewählt ist.
Dabei handelt es sich insbesondere um die Wälzlagerstahl-Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3520.
Ferner hat die Wälzlagerstahl-Legierung nach DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse weniger Einschlüsse als in der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) gefordert.
Anders ausgedrückt, hat der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), im Mittel oder gemittelt weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche. Zudem hat der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente keine Typ-4-Einschlüsse von Oxiden (OA, OS, OG) und von Sulfiden (SS).
Konkreter beschrieben, hat der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente bei der mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), hinsichtlich Typ-1 -Einschlüssen von Sulfiden (SS) einen Summenkennwert im Mittel oder gemittelt von höchstens 100 pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche.
Ferner hat der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente bei der mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998), hinsichtlich Typ-1 -Einschlüssen von Oxiden (OA, OS, OG) einen Summenkennwert im Mittel oder gemittelt von höchstens 10 pro 1000 mm2 (Quadratmillimeter) Schlifffläche.
Um diese geringe Anzahl von Einschlüssen zu erhalten und um einen erhöhten Reinheitsgrad oder eine erhöhte Reinheit zu erhalten, wird der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente durch ein Schmelzverfahren oder durch Umschmelzen oder durch Erschmelzen gewonnen.
Das Erschmelzen oder Umschmelzen oder das Schmelzverfahren erfolgt mithilfe einer Vakuumerschmelzung, sodass ein Stahl mit hohem Reinheitsgrad oder hoher Reinheit erzeugbar ist. Alternativ ist es auch möglich, dass der Stahlwerkstoff der Wälzlagerkomponente durch ein Umschmelzverfahren unter Schutzgas oder unter Vakuum gewonnen wird.
Grundsätzlich bleibt festzuhalten, dass die Wälzlagerkomponente bevorzugt ein Wälzkörper und/oder ein Wälzlagerring, insbesondere ein Innen- und/oder ein Außenlagerring, ist. Dabei ist die Wälzlagerkomponente insbesondere eine Komponente eines Pendelrollenlagers.
Es kann aber auch sein, dass die Wälzlagerkomponente zumindest ein Teil eines Getriebelagers oder eines Radsatzlagers für Bahnanwendungen und/oder ein Bolzen für eine Schlepphebelanwendungen ist.
Mit anderen Worten ausgedrückt, findet das vorgestellte Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten Verwendung für die Herstellung von Wälzkörpern und/oder Wälzlagerringen. Auch ist die Verwendung des vorgestellten Verfahrens für die Herstellung von Wellen oder Gehäuseteilen, auf denen Wälzkörper abrollen, oder für die Herstellung von Getriebelagern oder für die Herstellung von Radsatzlagern für Bahnanwendungen oder für die Herstellung von Bolzen für Schlepphebelanwendungen möglich.
Grundsätzlich ist festzuhalten, dass die beispielhaft ausgewählte vorgenannte Wälzlagerstahl-Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1.3520 nach DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) in Kombination mit einer erhöhten Reinheit oder einem erhöhten Reinheitsgrad und in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternative der vorliegenden Erfindung eine Steigerung der Zähigkeit der Wälzlagerlkomponente bewirken. Die Erhöhung der Zähigkeit führt zu einer höheren Grübchentragfähigkeit beziehungsweise zu einer höheren Wälzfestigkeit und somit zu einer Erhöhung der Lebensdauer der Wälzlagerkomponenten, beispielsweise für die Verwendung der vorgenannten Wälzlagerstahl- Legierung in Kombination mit den Verfahrensschritten der ersten oder zweiten Alternativen des Verfahrens bei Wälzlagern, wie Pendelrollenlagern.

Claims

Patentansprüche Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten aufweisend die Schritte:
- Bereitstellen wenigstens einer Wälzlagerkomponente aus einem Stahlwerkstoff, wobei der Stahlwerkstoff einen Reinheitsgrad aufweist derart, dass bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998) im Mittel weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 Schlifffläche auftreten, und wobei der Stahlwerkstoff 0,70 - 1 ,1 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 1 ,75 Gew.-% und weniger als 3,4 Gew.-% umfasst, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium umfasst,
- Austenitisieren der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in einem Temperaturbereich derart, dass im Gefüge des Stahlwerkstoffs Austenit und Karbide nebeneinander vorliegen,
- Abschrecken der wenigstens einen Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur, die 10 bis 20 K unterhalb einer Martensitstart-Temperatur des Stahlwerkstoffs liegt, indem die Wälzlagerkomponente in ein Warmbad mit einer Temperatur im Bereich von 170 bis 220 °C umgelagert wird und dort 14 bis 25 min gehalten wird, wodurch Martensit gebildet und nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt, und wobei Kohlenstoff aus dem gebildeten Martensit in den nicht umgewandelten Restaustenit wandert,
- Abkühlen der wenigstens einen Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur nach dem Abschrecken,
- Anlassen der wenigstens einen Wälzlagerkomponente nach dem Abkühlen, indem die Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur im Bereich von 220 bis 245°C erwärmt und auf dieser über einen Zeitraum von 1 bis 4 h gehalten wird, wobei als Werkstoffgefüge eine martensitische Matrix mit einem Restaustenit- Gehalt im Bereich von 15 Vol.-% und 25 Vol.-% erhalten wird, und
- anschließendes Abkühlen der Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur unter Ausbildung der hochzähen Wälzlagerkomponente. Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten aufweisend die Schritte:
- Bereitstellen wenigstens einer Wälzlagerkomponente aus einem Stahlwerkstoff, wobei der Stahlwerkstoff einen Reinheitsgrad aufweist derart, dass bei einer mikroskopischen Prüfung von Edelstählen auf nichtmetallische Einschlüsse nach DIN 50602 (Ausgabe 1998) im Mittel weniger als 100 nichtmetallische Einschlüsse pro 1000 mm2 Schlifffläche auftreten, und wobei der Stahlwerkstoff 0,70 - 1 ,1 Gew.-% Kohlenstoff sowie eine Mischung an Legierungselementen von mehr als 1 ,75 Gew.-% und weniger als 3,4 Gew.-% umfasst, wobei die Mischung an Legierungselementen Mangan, Chrom und Silizium umfasst,
- Austenitisieren der wenigstens einen Wälzlagerkomponente in einem Temperaturbereich derart, dass im Gefüge des Stahlwerkstoffs Austenit und Karbide nebeneinander vorliegen,
- Abschrecken der wenigstens einen Wälzlagerkomponente auf eine Temperatur, die 10 bis 20 K unter einer Martensitstart-Temperatur des Stahlwerkstoffs liegt, indem die Wälzlagerkomponente in ein Warmbad mit einer Temperatur im Bereich von 170 bis 220 °C umgelagert wird und dort 14 bis 25 min gehalten wird, wodurch Martensit gebildet und nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt,
- Erwärmen der wenigstens einen Wälzlagerkomponente nach dem Abschrecken auf eine Temperatur oberhalb der Martensitstart-Temperatur des verwendeten Stahlwerkstoffs, indem die Wälzlagerkomponente in ein Warmbad mit einer Temperatur im Bereich von 220 bis 240 °C umgelagert wird und dort über einen Zeitraum im Bereich von 3 bis 24 Stunden gehalten wird,
Umlagern der wenigstens einen Wälzlagerkomponente über eine Haltedauer im Bereich von 0,5 bis 10 Stunden in einen Niedertemperaturofen oder ein weiteres Warmbad, in welchem eine gegenüber dem Warmbad ansteigende oder erhöhte Temperatur, insbesondere im Bereich von 220 bis 280°C, vorliegt, wobei Bainit gebildet wird und nicht umgewandelter Restaustenit erhalten bleibt, und wobei Kohlenstoff aus dem gebildeten Bainit in den nicht umgewandelten Restaustenit wandert, wobei als Werkstoffgefüge eine bainitische Matrix mit einem Restaustenit-Gehalt im Bereich von 2 Vol.-% und 18 Vol.-% erhalten wird, und
- anschließendes Abkühlen der Wälzlagerkomponente auf Raumtemperatur unter Ausbildung der hochzähen Wälzlagerkomponente. Verfahren nach Anspruch 2, wobei als Werkstoffgefüge eine bainitische Matrix enthaltend Karbide und mit einem Restaustenit-Gehalt im Bereich von 2 Vol.-% und 18 Vol.-% erhalten wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff sowie die Mischung an Legierungselementen von mehr als 2,95 Gew.-% umfasst. Verfahren nach Anspruch 4, wobei der Stahlwerkstoff die Mischung an Legierungselementen von mehr als 3,05 Gew.-% umfasst. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche,
- wobei der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente folgende Bestandteile umfasst: o 0,7 - 1 ,05 Gew.-% Kohlenstoff, o 0,50 - 0,90 Gew.-% oder 0,40 - 0,75 Gew.-% Silizium, o 0,90 - 1 ,30 Gew.-% oder 0,80 - 1 ,70 Gew.-% Mangan, o 1 ,3 - 1 ,75 Gew.-% oder 0,90 - 2,05 % Gew.-Chrom, und o Rest Eisen sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen,
- wobei der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente optional höchstens 0,10 Gew.-% oder höchstens 0,15 Gew.-% oder zwischen 0,50 Gew.-% und 0,6 Gew.-% Molybdän aufweist. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche,
- wobei der Stahlwerkstoff der wenigstens einen Wälzlagerkomponente eine Wälzlagerstahl-Legierung aufweist,
- wobei die Wälzlagerstahl-Legierung aus der DIN EN ISO 683-17 (Ausgabe 2015) gewählt ist. Verfahren nach Anspruch 7,
- wobei entweder die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi4-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3518 ist,
- oder wobei die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-6 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3519 ist,
- oder wobei die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnSi6-4 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3520 ist,
- oder wobei die Wälzlagerstahl-Legierung die Legierung mit der Bezeichnung 100CrMnMoSi8-4-6 oder mit der Werkstoffbezeichnung 1 .3539 ist. Verwendung des Verfahrens zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten nach einem der vorangehenden Ansprüche für die Herstellung von Wälzkörpern und/oder Wälzlagerringen, insbesondere Innen- und/oder Außenlagerringen, und/oder für die Herstellung von Wellen oder Gehäuseteilen, auf denen Wälzkörper abrollen, und/oder für die Herstellung von Getriebelagern und/oder für die Herstellung von Radsatzlagern für Bahnanwendungen und/oder für die Herstellung von Bolzen für Schlepphebelanwendungen. Wälzlagerkomponente eines Wälzlagers, insbesondere eines Pendelrollenlagers, hergestellt durch ein Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8.
EP22826337.2A 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten Pending EP4486925A1 (de)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP25168439.5A EP4578963A3 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102022104982 2022-03-03
DE102022131948.2A DE102022131948A1 (de) 2022-03-03 2022-12-02 Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten
PCT/DE2022/100913 WO2023165645A1 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP25168439.5A Division EP4578963A3 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP4486925A1 true EP4486925A1 (de) 2025-01-08

Family

ID=84537496

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP22826337.2A Pending EP4486925A1 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten
EP25168439.5A Pending EP4578963A3 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP25168439.5A Pending EP4578963A3 (de) 2022-03-03 2022-12-06 Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten

Country Status (3)

Country Link
US (1) US20250178066A1 (de)
EP (2) EP4486925A1 (de)
WO (1) WO2023165645A1 (de)

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3538995B2 (ja) * 1994-09-29 2004-06-14 日本精工株式会社 転がり軸受
WO2014056726A1 (en) * 2012-10-10 2014-04-17 Aktiebolaget Skf Bearing steel alloy with resistance to hydrogen-embrittlement
DE102013202820A1 (de) * 2013-02-21 2014-08-21 Aktiebolaget Skf Verfahren zum Herstellen eines Gleitlagers und Gleitlager
DE102013202829A1 (de) * 2013-02-21 2014-08-21 Aktiebolaget Skf Verfahren zum Herstellen eines Gleitlagers und Gleitlager
CN104561461A (zh) * 2014-12-31 2015-04-29 人本集团有限公司 一种高碳铬轴承钢热处理工艺
GB2535782A (en) * 2015-02-27 2016-08-31 Skf Ab Bearing Steel
CN105779708A (zh) * 2016-04-27 2016-07-20 上海人本集团有限公司 高碳铬轴承钢热处理工艺

Also Published As

Publication number Publication date
EP4578963A2 (de) 2025-07-02
EP4578963A3 (de) 2025-09-03
WO2023165645A1 (de) 2023-09-07
US20250178066A1 (en) 2025-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69736020T2 (de) Stahlteil mit hohem Oberflächendruckwiderstand und entsprechendes Herstellungsverfahren
EP1837415B1 (de) Legierung für Wälzlager
EP2045339B1 (de) Für eine Wälzbeanspruchung ausgebildetes Werkstück aus durchhärtendem Stahl und Verfahren zur Wärmebehandlung
DE102016203022A1 (de) Verfahren zum Wärmebehandeln einer Stahllegierung
DE112022000269T5 (de) Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln sowie Herstellungsverfahren dafür
DE10147631A1 (de) Lager für eine Hauptspindel einer Werkzeugmaschine
DE102016224191A1 (de) Ermüdungsfester Lagerstahl
DE60037575T2 (de) Grosse lagerteile aus stahl
DE102022201578A1 (de) Wärmebehandelter Rollenlagerring
WO2020058269A1 (de) Stahl zum oberflächenhärten mit hoher randhärte und mit einem feinen duktilen kerngefüge
GB2558650A (en) Near-eutectoid bearing steel
DE102022131948A1 (de) Verfahren zur Herstellung von hochzähen Wälzlagerkomponenten
EP1476586B1 (de) Stahl, vollrad und radreifen für schienenfahrzeuge und verfahren zur herstellung derartiger bauelemente
DE102017215222A1 (de) Einsatzhärtbare Edelstahllegierung
EP0999287B1 (de) Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkstücken aus Stahl und Verwendung eines wärmebehandelten Stahls
EP4486925A1 (de) Verfahren zur herstellung von hochzähen wälzlagerkomponenten
DE60000940T2 (de) Wälzlagerstahl
DE112014007041T5 (de) Stahllegierung
EP3538678B1 (de) Verfahren zur herstellung eines wälzlagerrings mit verbesserter robustheit gegen die bildung von white etching cracks (wec)
DE19982613B3 (de) Hochtemperatur-Wälzlagerteil
EP3901291B1 (de) Maschinenelement mit einer wälzkontaktfläche und verfahren zur wärmebehandlung eines maschinenelementes
DE102023125627B4 (de) Verfahren zur Herstellung von Lagerkomponenten eines Turboladerlagers, Tur-boladerlager, Turbolader
DE102025130820A1 (de) Wälzlagerkomponente und Verfahren zur Wärmebehandlung eines metallischen Werkstücks
DE102023116026B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Wälzkörpers und danach hergestellter Wälzkörper
WO2026032479A1 (de) Wälzlagerkomponente und verfahren zur wärmebehandlung eines metallischen werkstücks

Legal Events

Date Code Title Description
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: UNKNOWN

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE INTERNATIONAL PUBLICATION HAS BEEN MADE

PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20241004

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC ME MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)