WO2006103021A2 - Geschweisster wälzlagerring aus wälzlagerstahl - Google Patents

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WO2006103021A2
WO2006103021A2 PCT/EP2006/002697 EP2006002697W WO2006103021A2 WO 2006103021 A2 WO2006103021 A2 WO 2006103021A2 EP 2006002697 W EP2006002697 W EP 2006002697W WO 2006103021 A2 WO2006103021 A2 WO 2006103021A2
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rolling bearing
welding
temperature
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Horst Arnet
Thomas Müller
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Schaeffler Kg
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    • F16C2226/30—Material joints
    • F16C2226/36—Material joints by welding

Definitions

  • the invention relates to a welded rolling bearing ring made of a bearing steel.
  • radial roller bearing rings ie of inner and outer rings of ball bearings, needle bearings, roller bearings or the like
  • machining the roller bearing steel in the soft annealed microstructure state In this state, spherical cementite is present in the ferritic matrix.
  • the rings consist of a non-interrupted microstructure state of the production process, such as rolling, forging or extrusion, in the linearity, transverse and longitudinal to the main axis of the part. After machining, it is hardened and tempered, followed by finishing by grinding or honing.
  • z. B. welded axial ball raceways with a material with about 0.45% carbon can be produced by resistance butt welding or a similar method, but the weld is the weak point of such tracks after there the fiber direction, so the microstructure, which is introduced by the manufacturing process, ie during the rolling of the strip material, is interrupted.
  • such welded raceways only limited loads interchangeable, it can be produced only axial bearings, since there always carry a large number of rolling elements loads simultaneously.
  • High load bearing roller bearing raceways in joined design with corresponding service life factors for the static and dynamic loading case are not known. Although it is z. B. from DE 1 552 104 known to weld rings made of profile band. There it is described that in order to avoid stress cracks, the entire component is brought to a temperature above the Martensitstartline before joining. Subsequently, the welding process takes place. However, nothing is described there about the type of material used, nor is it how the material conditions in the region of the weld seam after welding must be in order to be able to ensure sufficient loading capacity.
  • the invention is therefore based on the problem to provide a rolling bearing ring, which is welded and despite all good load capacity, ie in which the weld has no effect on the mechanical properties, and to provide a corresponding manufacturing process for this.
  • a welded rolling bearing ring is provided to be made of a cold-rolled profile wire made of a bearing steel having a hypereutectoid composition having a carbon content of at least 0.7% and a soft-annealed coarse nodular cementite structure by butt-welding with compression deformation, and a weld in the region of the weld has finer-grained martensitic Zementitge Suite für with higher carbide number compared to the rest of the ring area.
  • Fundamental is the realization that in the area of a weld basically superheat structures arise, which lead to coarse-needle martensite or Widmann Toon structures.
  • a cold-rolled profile wire made of a rolling bearing steel having a super-eutectic composition which preferably contains alloying components such as manganese, chromium or silicon of at least 1%, is now used to produce a rolling bearing ring.
  • Targeted temperature profiling and material displacement as well as seam preparation of the joining processes influence the carbide structure and fiber orientation in the joining area in such a way that a nearly homogeneous seam is formed in the sense of an optimized roll over resistance.
  • the central starting point for this is that the profile wire is annealed and, as a result of soft annealing, has a coarse-grained but spherical cementite structure.
  • the surface is decarbonization-free, the spherical cementite structure, sometimes called GKZ structure, has a carbide number of 150 - 350 carbides / 400 microns 2 . So there is a correspondingly coarse Weichglühtpatented with spherical carbides before.
  • This soft annealing structure produced in this way is a prerequisite for establishing a microstructure and conditions in the region of the weld in the context of the subsequent welding process, which ensures a hardness profile over the weld cross section, which also allows higher stresses, and in particular the fiber profile is largely undisturbed despite welding.
  • the soft annealed profile wire thus produced is given for welding in a so-called stamped and bent welding machine.
  • the rings are cold-rolled and, for example, resistance-butt-welded or brake-butt-welded, combined with a compression deformation.
  • the seam preparation means an approximately 5 - 15 ° oblique punching tear to the vertical angular position of the welding surfaces, so that the fiber direction in the ring is deflected inwards towards the core.
  • the bearing steel which preferably contains chromium of at least 0.5%, manganese of at least 0.4%, and aluminum of 0.01-0.03% (thus guaranteeing a fine grain during welding)
  • the structure thus consists of a partially liquid austenite with dissolved carbon interspersed with primary and secondary carbides.
  • the rolling bearing ring according to the invention in the region of the weld thus shows a fine-grained carbide structure and a fine austenite grain, generated by the forming energy, which contributes to the increased nuclei number and thus to fine crystal formation, as well as a little vaulted fiber orientation in the core direction.
  • the other ring area retains its original GKZ structure, which is significantly coarser with respect to the weld area and has a lower carbide number.
  • the joint which has a finer cementite structure as a result of the corresponding treatment, exhibits a hardness at least equal to that of the other ring region, but as a rule the hardness is somewhat higher, owing to the finest carbide formation and the high carbide number in the weld region to the residual cross-section with a lower carbide number and consequently fewer carbides per unit area.
  • the material-technical differences due to the interruption of the homogeneous fiber orientation in the weld area, are thereby compensated advantageous.
  • the hardness in the rolling bearing ring is generally at least 58 HRC, it is greater in the seam area due to the finer cementite structure 1 - 2 HRC.
  • the invention further relates to a method for producing a welded rolling bearing ring in which a cold-rolled profile bar is joined from a bearing steel with hypereutectoid composition having a carbon content of at least 0.7% and a soft annealed coarse nodular cementite structure by butt welding with compression deformation, so that a martensitic cementite microstructure having a higher carbide number is formed in the weld area in comparison with the rest of the ring area.
  • the decisive factor is the use of a bearing steel with a Weichglühgeglage with spherical Zemen- tit, which allows the subsequent machinability to remove the Sch relieaufschs, and the corresponding temperature control and treatment during the welding process, so that the carbides excreted as described extremely fine and the Adjust differences in cementite structure between weld area and other ring area.
  • the temperature is controlled so that the widest possible volume of material is detected, at least the range of a simple wall thickness should be sufficiently tempered to reach the mild local temperature differences and thus low voltage gradients.
  • the profile wire is resistance or Abf b remsstu mpf welded.
  • the profile wire is heated at the welding surfaces to a temperature above the solidus temperature and after joining and upsetting a controlled cooling to a temperature between 750 - 550 0 C made, after which a further cooling to a temperature below 500 ° C. connected to a due to the spherical present cementite simple machining of the weld to remove the weld bead formed by upsetting occurs.
  • the welding process itself is preferably carried out at a temperature between 1,400 0 C and 1,600 0 C.
  • the cooling rate after welding should be between 100 ° - 150 0 C per second.
  • the welding surfaces have an oblique punching tear of 5 ° - 15 ° to the vertical. As a result, defined conditions are created in the welding area.
  • the ring After the removal of the weld bead so far a finished ring is present, which requires no temperature treatment for structural transformation or the like, as is often required for structural improvement after a machining treatment, the ring can be cured immediately thereafter, the martensitic or bainitic hardening a sufficient guarantees high toughness and hardness of at least 58 HRC and compensates the microstructure conditions in the matrix and in the weld area, since the fine hardness structure in the seam area compensates for the fiber interruption in the coarser martensite with a somewhat higher hardness of approx. 1 - 2 HRC resulting from the high carbide number results.
  • a roller bearing ring according to the invention can also have two or more joints, that is, it is formed from two or more profile wire sections. While in a bent ring with only one weld seam tensile stresses are introduced into the weld structure when the tools are opened from the bending process, and thus promote the risk of crack formation in the cooling phase, the residual stress situation can be improved for a ring composed of several segments and thus significantly reducing the risk of cracks, completely avoid them with the appropriate process control.
  • Fig. 1 is a schematic representation of a section of an unwelded
  • FIG. 2 shows a schematic illustration according to FIG. 1 after the welding and the representation of different temperature profiles
  • FIG. 3 is a micrograph of a rolling bearing ring according to the invention in the region of the weld before curing and tempering,
  • FIG. 4 is a diagram illustrating the measured hardness curve in FIG.
  • FIG. 5 shows a micrograph of a rolling bearing ring produced according to the invention in the area of the weld after hardening and tempering
  • Fig. 6 is a diagram showing the measured hardness profile over the weld.
  • Fig. 1 shows in the form of a schematic representation of a profile wire of a bearing steel, which is a steel according to the invention provided over-eutectoid composition with at least 0.7% carbon and a soft-annealed, coarse-grained spherical cementite.
  • the profile wire 1 is not welded yet. Its welding edges 2 are at an angle of about 5 to 12 ° to the vertical shown in Fig. 1 3.
  • the profile wire shows a manufacturing induced induced fiber structure 4, which extends in the longitudinal direction of the wire.
  • This profile wire 1 is then welded in a butt-welding process using the fertilizer according to the invention, described above parameters.
  • a material displacement with bead formation is produced with the corresponding compression path.
  • the temperature, geometry of the joint and the temperature control detects the broadest possible volume of material, preferably at least the wall thickness in order to achieve mild local temperature differences and thus low voltage gradients.
  • an intimate connection is produced by pressing at temperatures immediately at the welding edges 2 above the solidus temperature where the material is in the doughy state.
  • the structure thus consists of a partially liquid austenite with dissolved carbon interspersed with primary and secondary carbides.
  • FIG. 3 is a micrograph by a welded roller bearing ring, which is not yet hardened and tempered, shows, with the associated hardness chart of FIG. 4 via the weld, while Fig. 5 shows a welded below but cured at 830 0 C and annealed at 160 0 C roller bearing ring with the associated hardness profile of FIG. 6 shows.
  • Fig. 3 shows a section of a microsection through a rolling bearing ring 5 according to the invention, which is welded together along the weld 6.
  • Welding processes 7 at both ends of the weld seam 6 are formed in the welding process itself.
  • the decisive factor in welding is that the temperature, the geometry of the joint and the joining of the temperature encompass the widest possible material volume of at least the simple wall thickness. so that mild local temperature differences, ie a gentle temperature gradient is set and thus low voltage gradients can be obtained.
  • the structure consists of a partially liquid austenite with dissolved carbon interspersed with primary and secondary carbides.
  • the ring shown in Fig. 5 shows in the weld area a GKZ structure, such is also in the rest ring area ,
  • the carbides are extremely fine in the area of the weld. This makes it possible to peel off the weld beads 7.
  • the microstructure in the weld zone thus has a fine-grained carbide structure and a fine austenite grain, generated by the forming energy, which contributes to the increased nuclei number and thus to fine crystal formation, and in the core direction a vaulted fiber orientation (as shown in FIG. 2).
  • the remainder of the ring retains its original GKZ structure in the coarser state as compared to the fine grained GKZ structure in the weld area.
  • Fig. 4 shows the corresponding hardness profile over the weld.
  • the rolling bearing ring 5 consists of 100Cr6.
  • the material In the area outside the weld, the material has a hardness of about 200 HV 0.5. In the weld area, the hardness increases significantly to a maximum value of 828 HV 0.5. That is, the structure in the region of the weld is extremely hard, but very homogeneous and metallurgically comparable to the structure of the other ring.
  • Fig. 5 shows a microsection through a rolling bearing ring 8 according to the invention, which is welded, then cured at 830 0 C and finally tempered at 160 0 C. Again, in the area of the weld seam 9, the corresponding weld beads 10 are formed which have not yet been removed.
  • Fig. 6 shows the corresponding hardness profile.
  • the hardening results in a hardness profile in the region of the base material of 740-760 HV 0.5, wherein the hardness in the region of the weld seam - corresponding to the hardness plateau in FIG. 4 - increases to a maximum value of 823 HV 0.5.
  • a substantially homogeneous hardness curve in the base material with a somewhat higher hardness in the region of the weld is established.
  • the microstructures in the material as well as in the weld are very similar, there are no notches, relevant differences in size, etc., so that overall quasi-homogeneous mechanical properties are established in the weld area and in the other ring area.

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Abstract

Geschweißter Wälzlagerring, der aus einem kaltgewalzten Profildraht aus einem Wälzlagerstahl mit übereutektoider Zusammensetzung mit einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,7 % und einem weichgeglühten grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge durch Stumpfschweißen mit Stauchverformung hergestellt ist und im Bereich der Schweißnaht eine gegenüber dem übrigen Ringbereich feinkörnigere martensitische Zementitgefügestruktur mit höherer Karbidzahl aufweist.

Description

Bezeichnung der Erfindung
Geschweißter Wälzlagerring aus Wälzlagerstahl
Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft einen geschweißten Wälzlagerring aus einem Wälzlagerstahl.
Hintergrund der Erfindung
Die Herstellung radialer Wälzlagerringe, also von Innen- und Außenringen von Kugellagern, Nadellagern, Rollenlagern oder dergleichen, erfolgt nach dem Stand der Technik durch spanende Bearbeitung des Wälzlagerstahls im weichgeglühten Gefügezustand. In diesem Zustand liegt kugeliger Zementit in der ferritischen Grundmasse vor. Die Ringe bestehen also aus einem in der Zeiligkeit - quer und längs zur Hauptachse des Teils - nicht unterbrochenen Gefügezustand aus dem Herstellprozess wie Walzen, Schmieden oder Fließpressen. Nach der spanenden Bearbeitung wird gehärtet und angelassen, wo- nach die Endbearbeitung durch Schleifen oder Honen erfolgt.
Es ist auch bekannt, dass z. B. geschweißte Axial-Kugellagerlaufbahnen mit einem Werkstoff mit etwa 0,45 % Kohlenstoff (Ck45) durch Widerstandsstumpfschweißen oder ein vergleichbares Verfahren hergestellt werden kön- nen, jedoch stellt die Schweißnaht den Schwachpunkt solcher Laufbahnen dar, nachdem dort die Faserrichtung, also die Gefügezeiligkeit, die durch den Herstellprozess, also während des Walzens des Bandmaterials, eingebracht wird, unterbrochen ist. Letztlich sind solche geschweißten Laufbahnen nur begrenzten Belastungen aussetzbar, es lassen sich auch nur Axiallager herstellen, da dort immer eine hohe Zahl von Wälzkörpern gleichzeitig Lasten übertragen.
Höher belastbare Wälzlagerlaufbahnen in gefügter Ausführung mit entsprechenden Lebensdauerfaktoren für den statischen und dynamischen Belas- tungsfall sind nicht bekannt. Zwar ist es z. B. aus DE 1 552 104 bekannt, aus Profilband Ringe zu schweißen. Dort ist beschrieben, dass zur Vermeidung von Spannungsrissen das gesamte Bauteil vor dem Fügen auf eine Temperatur oberhalb der Martensitstartlinie gebracht wird. Anschließend erfolgt der Schweißvorgang. Über die Art des verwendeten Werkstoffs ist dort jedoch nichts beschrieben, auch nicht, wie die Werkstoffverhältnisse im Bereich der Schweißnaht nach dem Verschweißen sein müssen, um eine ausreichende Belastbarkeit sicherstellen zu können.
Zusammenfassung der Erfindung
Der Erfindung liegt damit das Problem zugrunde, einen Wälzlagerring anzugeben, der geschweißt ist und trotz allem gut belastbar ist, bei dem also die Schweißnaht keinen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften hat, sowie ein entsprechendes Herstellungsverfahren hierfür anzugeben.
Zur Lösung dieses Problems ist bei einem geschweißten Wälzlagerring vorgesehen, dass er aus einem kaltgewalzten Profildraht aus einem Wälzlagerstahl mit übereutektoider Zusammensetzung mit einem Kohlenstoffgehält von mindestens 0,7 % und einem weichgeglühten grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge durch Stumpfschweißen mit Stauchverformung hergestellt ist und im Bereich der Schweißnaht eine gegenüber dem übrigen Ringbereich feinkörnigere martensitische Zementitgefügestruktur mit höherer Karbidzahl aufweist. Grundlegend ist die Erkenntnis, dass im Bereich einer Schweißnaht grundsätzlich Überhitzungsgefüge entstehen, welche zu grobnadeligem Martensit oder auch Widmannstätten-Strukturen führen. Des Weiteren ist die vom Kaltwalzen des Profildrahts induzierte Faserrichtung des Werkstoffs in der Fügezone durch entsprechende Stauchverformung während des Schweißens unterbro- chen und abgelenkt. Dies und die Gefügeinhomogenitäten stellen die Schwachstelle in der Dauerfestigkeit und Walzermüdungsfestigkeit im Querschnitt dar. Erfindungsgemäß wird nun zur Herstellung eines Wälzlagerrings ein kaltgewalzter Profildraht aus einem Wälzlagerstahl mit übereutekoider Zusammensetzung verwendet, der bevorzugt Legierungsanteile wie Mangan, Chrom oder Silizium von mindestens 1 % enthält. Durch eine gezielte Temperaturprofilie- rung und Materialverdrängung sowie Nahtvorbereitung der Fügeprozesse wird die Karbidstruktur und Faserorientierung im Fügebereich so beeinflusst, dass eine nahezu homogene Nahtstelle im Sinne einer optimierten Überrollfestigkeit gebildet wird.
Zentraler Ausgangspunkt hierfür ist, dass der Profildraht weichgeglüht ist und infolge des Weichglühens eine grobkörnige, jedoch kugelige Zementitstruktur aufweist. Die Oberfläche ist entkohlungsfrei, das kugelige Zementitgefüge, mitunter auch GKZ-Gefüge genannt, besitzt eine Karbidzahl von 150 - 350 Karbiden/400 μm2. Es liegt also ein entsprechend grobes Weichglühgefüge mit kugeligem Karbiden vor. Dieses so hergestellte Weichglühgefüge ist Voraussetzung dafür, dass sich im Bereich der Schweißnaht im Rahmen des nachfolgenden Schweißprozesses eine Gefügestruktur und Verhältnisse einstellen, die einen Härteverlauf über den Schweißstellenquerschnitt sicherstellt, der auch höheren Beanspruchungen zulässt, und insbesondere der Faserverlauf trotz Schweißfügung weitgehend ungestört ist.
Der so erzeugte, weichgeglühte Profildraht wird zum Verschweißen in eine sogenannte Stanz-Biegeschweißmaschine gegeben. Dort werden die Ringe kaltgerollt und beispielsweise widerstandsstumpfgeschweißt oder abbrems- stumpfgeschweißt, verbunden mit einer Stauchverformung. Die Nahtvorbereitung bedeutet einen ca. 5 - 15° schrägen Stanzabriss zur senkrechten Winkellage der Schweißflächen, so dass die Faserrichtung im Ring nach innen Richtung Kern abgelenkt wird.
Während des Schweißens des Wälzlagerstahls, der bevorzugt Chrom zu mindestens 0,5 %, Mangan zu mindestens 0,4 % sowie Aluminium zu 0,01 - 0,03 % (wodurch eine Feinkömigkeit beim Schweißen garantiert wird) enthält, wird nun bei einer Temperatur oberhalb der Solidus-Temperatur des Stahls durch Pressen eine innige Verbindung des aufgrund der Temperatur in teigigem Zustand, also teilflüssig, vorliegenden Materials hergestellt. Im Moment des Fü- gens besteht das Gefüge also aus einem teilflüssigen, mit Primär- und Sekun- där-Karbiden durchsetzten Austenit mit gelöstem Kohlenstoff. Durch den Stauchvorgang selbst bei ca. 1.400 - 1.600°, verbunden mit einer anschließend geregelten Abkühlung bis 100 - 150 °C pro Sekunde auf ca. 750 - 550 0C kommt es aufgrund der Ausscheidungs- und Umwandlungsenergie zu einer Zementitbildung in kugeliger Form, es stellt sich also wiederum ein GKZ- Zustand ein. Jedoch scheiden sich die Karbide extrem fein aus, das heißt, es stellt sich ein feinkörnigeres Zementitgefüge ein als im Übrigen Ringbereich. Dieses feinkörnige Karbidgefüge lässt es zu, den sich ergebenden Schweißwulst durch geeignete Schneidwerkzeuge im Temperaturbereich von unter 500 0C abzuspanen.
Im Endeffekt zeigt der erfindungsgemäße Wälzlagerring im Bereich der Schweißnaht also eine feinkörnige Karbidstruktur sowie ein feines Austenit- korn, erzeugt durch die Umformenergie, die zur erhöhten Keimzahl und damit zur feinen Kristallbildung beiträgt, sowie eine in Kernrichtung nur gering eingewölbte Faserorientierung. Der sonstige Ringbereich behält seine ursprüngliche GKZ-Struktur, die gegenüber dem Schweißnahtbereich deutlich gröber ist und eine geringere Karbidzahl aufweist, bei.
Die Fügestelle, die infolge der entsprechenden Behandlung eine feinere Ze- mentitstruktur aufweist, zeigt eine Härte, die mindestens der des sonstigen Ringbereichs entspricht, in der Regel ist die Härte jedoch etwas höher, bedingt durch die feinste Karbidausbildung und die hohe Karbidzahl im Schweißnahtbereich, verglichen zum Restquerschnitt mit einer geringeren Karbidzahl und folglich weniger Karbiden pro Flächeneinheit. Die werkstofftechnischen Unterschiede, bedingt durch die Unterbrechung der homogenen Faserorientierung im Schweißnahtbereich, werden hierdurch vorteilhaft ausgeglichen. Während beispielsweise die Härte im Wälzlagerring allgemein mindestens 58 HRC beträgt, ist sie im Nahtbereich aufgrund des feineren Zementitgefüge 1 - 2 HRC größer. Insgesamt ist der geschweißte Wälzlagerring in allen Ringabschnitten mechanisch sehr gut belastbar, nachdem die Schweißnaht in ihren mechanischen Eigenschaften infolge der feinkörnigen Zementitstruktur mit hoher Karbidzahl den gegebenen höheren Belastungen ohne weiteres standhält, mithin also nicht mehr die Schwachstelle darstellt.
Neben dem Wälzlagerring selbst betrifft die Erfindung ferner ein Verfahren zur Herstellung eines geschweißten Wälzlagerrings, bei dem ein kaltgewalzter Profilstab aus einem Wälzlagerstahl mit übereutektoider Zusammensetzung mit einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,7 % und einem weichgeglühten grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge durch Stumpfschweißen mit Stauchverformung gefügt wird, so dass sich im Schweißnahtbereich eine gegenüber dem übrigen Ringbereich feinkörnigere martensitische Zementitgefügestruktur mit höherer Karbidzahl ausbildet. Entscheidend ist wie ausgeführt die Verwendung eines Wälzlagerstahls mit einem Weichglühgefüge mit kugeligem Zemen- tit, der die anschließende Zerspanbarkeit zum Entfernen des Schweißaufwurfs ermöglicht, sowie die entsprechende Temperaturführung und Behandlung während des Schweißvorgangs, so dass sich die Karbide wie beschrieben extrem fein ausscheiden und sich die Unterschiede in der Zementitstruktur zwischen Schweißnahtbereich und sonstigem Ringbereich einstellen.
Während des Schweißens ist zweckmäßig, wenn die Temperatur so geführt ist, dass ein möglichst breites Werkstoffvolumen erfasst ist, wenigstens sollte der Bereich einer einfachen Wanddicke ausreichend temperiert werden, um zu den milden örtlichen Temperaturunterschieden und damit geringen Spannungsgradienten zu gelangen. Bevorzugt wird der Profildraht Widerstands- oder ab- b remsstu mpf geschwei ßt.
Zum Fügen wird der Profildraht an den Schweißflächen auf eine Temperatur oberhalb der Solidus-Temperatur erwärmt und nach dem Fügen und Stauchen eine geregelte Abkühlung auf eine Temperatur zwischen 750 - 550 0C vorgenommen, wonach eine weitere Abkühlung auf eine Temperatur unter 500 °C verbunden mit einer aufgrund des kugelig vorliegenden Zementits einfachen spanenden Bearbeitung der Schweißnaht zur Entfernung der durch das Stauchen gebildeten Schweißwulst erfolgt. Der Schweißvorgang selbst wird bevorzugt bei einer Temperatur zwischen 1.400 0C und 1.600 0C vorgenommen. Die Abkühlrate nach dem Schweißen sollte zwischen 100° - 150 0C pro Sekunde erfolgen.
Im Rahmen der Nahtvorbereitung ist es zweckmäßig, wenn die Schweißflächen einen schrägen Stanzabriss von 5° - 15° zur Senkrechten aufweisen. Hierdurch werden definierte Verhältnisse im Schweißbereich geschaffen.
Nachdem nach dem Entfernen des Schweißwulsts ein insoweit fertiger Ring vorliegt, der keine Temperaturbehandlung zur Gefügeumwandlung oder dergleichen mehr erfordert, wie dies häufig zur Gefügeverbesserung nach einer spanenden Behandlung erforderlich ist, kann der Ring unmittelbar anschließend gehärtet werden, wobei die martensitische oder bainitische Härtung eine hinreichend hohe Zähigkeit und Härte von mindestens 58 HRC garantiert und die Gefügezustände in der Matrix und im Schweißnahtbereich ausgleicht, da das feine Härtegefüge im Nahtbereich die Faserunterbrechung im gröberen Martensitgefüge ausgleicht bei gleichzeitig etwas höherer Härte von ca. 1 - 2 HRC, die aus der hohen Karbidzahl resultiert.
An dieser Stelle ist darauf hinzuweisen, dass ein erfindungsgemäßer Wälzlagerring auch zwei oder mehr Fügestellen aufweisen kann, das heißt, er wird aus zwei oder mehr Profildrahtabschnitten gebildet. Während bei einem gebogenen Ring mit nur einer Schweißnaht beim Öffnen der Werkzeuge aus dem Biegevorgang resultierende Zugspannungen in das Schweißgefüge eingeleitet werden, und somit die Gefahr einer Rissbildung in der Abkühlphase begünstigen, lässt sich die Eigenspannungssituation bei einem aus mehreren Segmen- ten zusammengesetzten Ring verbessern und somit die Gefahr von Rissen deutlich reduzieren, bei entsprechender Prozessführung komplett vermeiden.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen Weitere Vorteile, Merkmale und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen sowie anhand der Figuren. Die Figuren sind schematische Zeichnungen und zeigen:
Fig. 1 eine Prinzipdarstellung eines Ausschnitts eines unverschweißten
Profildrahts mit Darstellung des Faserverlaufs,
Fig. 2 eine Prinzipdarstellung gemäß Fig. 1 nach dem Verschweißen und der Darstellung unterschiedlicher Temperaturverläufe,
Fig. 3 ein Schliffbild eines erfindungsgemäß hergestellten Wälzlagerrings im Bereich der Schweißnaht vor dem Härten und Anlassen,
Fig. 4 ein Diagramm zur Darstellung des gemessenen Härteverlaufs im
Bereich der Schweißnaht,
Fig. 5 ein Schliffbild eines erfindungsgemäß hergestellten Wälzlagerrings im Bereich der Schweißnaht nach dem Härten und Anlas- sen, und
Fig. 6 ein Diagramm zur Darstellung des gemessenen Härteverlaufs über die Schweißnaht.
Detaillierte Beschreibung der Zeichnungen
Fig. 1 zeigt in Form einer Prinzipdarstellung einen Profildraht aus einem Wälzlagerstahl, bei dem es sich um einen erfindungsgemäß vorgesehenen Stahl über-eutektoider Zusammensetzung mit mindestens 0,7 % Kohlenstoff und einem weichgeglühten, grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge handelt. Der Profildraht 1 ist noch nicht verschweißt. Seine Schweißkanten 2 stehen unter Winkel von ca. 5 - 12° zur in Fig. 1 dargestellten Vertikalen 3. Der Profildraht zeigt eine herstellungsbedingt induzierte Faserstruktur 4, die in Längsrichtung des Drahtes verläuft.
Dieser Profildraht 1 wird nun in einem Stumpfschweißverfahren unter Anwen- düng der erfindungsgemäßen, eingangs beschriebenen Parameter verschweißt. Beim Schweißvorgang selbst wird mit entsprechendem Stauchweg eine Materialverdrängung mit Wulstbildung erzeugt. Entscheidend hierbei ist, dass die Temperatur, Geometrie der Fügestelle und die Temperaturführung ein möglichst breites Werkstoffvolumen erfasst, vorzugsweise mindestens der Wanddicke, um zu milden örtlichen Temperaturunterschieden und damit niedrigen Spannungsgradienten zu gelangen. Gemäß der Umwandlungsbedingungen des Stahls im Fe-C-Diagramm und der Zeitachse wird bei Temperaturen unmittelbar an den Schweißkanten 2 oberhalb der Solidus-Temperatur, wo das Material im teigigen Zustand vorliegt, durch Pressen eine innige Verbindung erzeugt. Im Moment des Fügens besteht das Gefüge also aus einem teilflüssigen, mit Primär- und Sekundär-Karbiden durchsetzten Austenit mit gelöstem Kohlenstoff. Durch den Stauchvorgang selbst bei ca. 1.400 - 1.600 0C und anschließender geregelter Abkühlung mit 100 - 150 0C pro Sekunde auf ca. 720 - 550 0C kommt es aufgrund der Ausscheidungs- und Umwandlungsenergie zu einer Zementitbildung in kugeliger Form, also zur Ausbildung eines GKZ- Zustands. Jedoch scheiden sich die Karbide extrem fein aus, wodurch es möglich ist, den Schweißwulst durch geeignete Schneidwerkzeuge abzuspanen. Das Gefüge in der Schweißzone besitzt also eine feinkörnige Karbidstruktur mit feinem Austenitkom, erzeugt durch die Umformungsenergie, die zur erhöhten Keimzahl und damit zur feinen Kristallbildung beiträgt. Ersichtlich ist die Faserorientierung etwas, jedoch nicht allzu stark gestört, sie ist in Kernrichtung etwas eingewölbt. Der übrige Ringbereich, der nicht erwärmt wurde, behält seine ursprüngliche GKZ-Struktur im gröberen Zustand bei, der Faserverlauf ist unverändert. Neben der Temperatur unmittelbar an den Schweißkanten 2 im Fü- gebereich, die oberhalb der Solidus-Temperatur liegt, sind in Fig. 2 noch die AC2- und die AC-1 -Temperaturisothermen angegeben.
Die Figuren 3 und 5 zeigen zwei Schliffbilder erfindungsgemäßer geschweißter Wälzlagerringe, wobei Fig. 3 ein Schliffbild durch einen geschweißten Wälzlagerring, der jedoch noch nicht gehärtet und angelassen ist, zeigt, mit dem zugeordneten Härteverlaufsdiagramm gemäß Fig. 4 über die Schweißnaht, während Fig. 5 einen geschweißten, nachfolgend aber bei 830 0C gehärteten und bei 160 0C angelassenen Wälzlagerring mit dem zugeordneten Härteverlauf gemäß Fig. 6 zeigt.
Fig. 3 zeigt als Ausschnitt ein Schliffbild durch einen erfindungsgemäßen Wälzlagerring 5, der längs der Schweißnaht 6 zusammengeschweißt ist. Beim Schweißvorgang selbst wird mit entsprechendem Stauchweg eine Materialverdrängung erzeugt, es bilden sich Schweißaufwürfe 7 an beiden Enden der Schweißnaht 6. Entscheidend beim Schweißen ist, dass die Temperatur, die Geometrie der Fügestelle und die Temperaturfügung ein möglichst breites Werkstoffvolumen von mindestens der einfachen Wanddicke erfassen, so dass milde örtliche Temperaturunterschiede, also ein sanfter Temperaturgradient eingestellt wird und damit niedrige Spannungsgradienten zu erlangen sind. Im Moment des Fügens besteht das Gefüge aus einem teilflüssigen, mit Primär- und Sekundär-Karbiden durchsetzten Austenit mit gelöstem Kohlenstoff. Durch den Schweißvorgang selbst und die anschließende geregelte Abkühlung kommt es aufgrund der Ausscheidungs- und Umwandlungsenergie zu einer Zementitbildung in kugeliger Form, das heißt, der in Fig. 5 gezeigte Ring zeigt im Schweißnahtbereich ein GKZ-Gefüge, ein solches liegt auch im Übrigen Ringbereich vor. Jedoch scheiden sich die Karbide im Bereich der Schweißnaht extrem fein aus. Dadurch ist es möglich, die Schweißaufwürfe 7 abzuspa- nen. Das Gefüge in der Schweißzone besitzt also eine feinkörnige Karbidstruktur und ein feines Austenitkorn, erzeugt durch die Umformenergie, die zur erhöhten Keimzahl und damit zur feinen Kristallbildung beiträgt, sowie in Kernrichtung eine eingewölbte Faserorientierung (wie entsprechend in Fig. 2 gezeigt). Der Rest des Ringes behält gegenüber der feinkörnigen GKZ-Struktur im Schweißnahtbereich seine ursprüngliche GKZ-Struktur im gröberen Zustand bei.
Fig. 4 zeigt den entsprechenden Härteverlauf über die Schweißnaht. Der Wälz- lagerring 5 besteht aus 100Cr6. Im Bereich außerhalb der Schweißnaht weist das Material eine Härte von ca. 200 HV 0,5 auf. Im Schweißnahtbereich steigt die Härte deutlich an auf einen Maximalwert von 828 HV 0,5. Das heißt, das Gefüge im Bereich der Schweißnaht ist äußerst hart, jedoch sehr homogen und metallurgisch vergleichbar mit dem Gefüge des sonstigen Rings.
Fig. 5 zeigt ein Schliffbild durch einen erfindungsgemäß hergestellten Wälzlagerring 8, der geschweißt, anschließend bei 830 0C gehärtet und schließlich bei 160 0C angelassen wurde. Auch hier bilden sich im Bereich der Schweiß- naht 9 die entsprechenden Schweißaufwürfe 10, die noch nicht entfernt wurden.
Fig. 6 zeigt den entsprechenden Härteverlauf. Durch die Härtung ergibt sich ein Härteverlauf im Bereich des Grundwerkstoffs von 740 - 760 HV 0,5, wobei die Härte im Bereich der Schweißnaht - entsprechend dem Härteplateau in Fig. 4 - auf einen Maximalwert von 823 HV 0,5 ansteigt. Ersichtlich stellt sich ein im Wesentlichen homogener Härteverlauf im Grundwerkstoff mit einer etwas höheren Härte im Bereich der Schweißnaht ein. Die Gefüge im Werkstoff wie in der Schweißnaht sind jedoch metallurgisch gesehen sehr ähnlich, es ergeben sich keine Kerben, relevante Komgrößendifferenzen etc., so dass sich insgesamt im Schweißnahtbereich sowie im sonstigen Ringbereich quasi homogene mechanische Eigenschaften einstellen.
Bezugszahlen
1 Profildraht
2 Schweißkanten 3 Vertikalen
4 Faserstruktur
5 Wälzlagerring 6 Schweißnaht
7 Schweißaufwürfe 8 Wälzlagerring 9 Schweißnaht
10 Schweißaufwürfe

Claims

Patentansprüche
1. Geschweißter Wälzlagerring, der aus einem kaltgewalzten Profildraht aus einem Wälzlagerstahl mit übereutektoider Zusammensetzung mit ei- nem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,7 % und einem weichgeglühten grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge durch Stumpfschweißen mit Stauchverformung hergestellt ist und im Bereich der Schweißnaht eine gegenüber dem übrigen Ringbereich feinkörnigere martensitische Ze- mentitgefügestruktur mit höherer Karbidzahl aufweist.
2. Wälzlagerring nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass er Widerstands- oder abbremsstumpfgeschweißt ist.
3. Wälzlagerring nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass er aus einem oder mehreren gewalzten und gebogenen Profi I abschnitten mit einer oder mehreren Schweißnähten besteht.
4. Wälzlagerring nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Wälzlagerstahl Chrom zu mindestens 0,5 %, Mangan zu mindestens 0,4 % sowie Aluminium zu 0,01 - 0,03 % enthält.
5. Wälzlagerring nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass er gehärtet ist und eine Härte > 58 HRC aufweist.
6. Verfahren zur Herstellung eines geschweißten Wälzlagerrings, bei dem ein kaltgewalzter Profildraht aus einem Wälzlagerstahl mit übereutektoider Zusammensetzung mit einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,7 % und einem weichgeglühten grobkörnigen kugeligen Zementitgefüge durch Stumpfschweißen mit Stauchverformung gefügt wird, so dass sich im Schweißnahtbereich eine gegenüber dem übrigen Ringbereich feinkörnigere martensitische Zementitgefügestruktur mit höherer Karbidzahl ausbildet.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Profildraht Widerstands- oder abbremsstumpfgeschweißt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Schweißnahtaufwurf mittels eines Profilwerkzeugs durch Abschaben,
Abschneiden, Abfräsen oder Abschleifen entfernt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Profildraht an den Schweißflächen auf eine Temperatur ober- halb der Solidus-Temperatur erwärmt und nach dem Fügen und Stauchen eine geregelte Abkühlung auf eine Temperatur zwischen 750° - 550 °C erfolgt, wonach eine weiter Abkühlung auf eine Temperatur unter 500 °C verbunden mit einer spanenden Bearbeitung der Schweißnaht zur Entfernung der durch das Stauchen gebildeten Schweißwulst erfolgt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Schweißvorgang bei einer Temperatur zwischen 1.400° - 1.600 0C erfolgt.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung nach dem Schweißen mit einer Abkühlraten von 100° - 150 0C pro Sekunde erfolgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 11 , dadurch gekennzeichnet, dass ein Profildraht mit einem schrägen Stanzabriss von 5° - 15° zur senkrechten Winkellage der Schweißflächen verwendet wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass eine Temperaturbehandlung zum Härten des geschweißten Wälz- lagerrings durchgeführt wird.
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