WO2023134810A1 - STAHLLEGIERUNG FÜR EIN GROßWÄLZLAGERBAUTEIL SOWIE GROßWÄLZLAGER UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG DES GROßWÄLZLAGERBAUTEILS AUS DIESER STAHLLEGIERUNG - Google Patents

STAHLLEGIERUNG FÜR EIN GROßWÄLZLAGERBAUTEIL SOWIE GROßWÄLZLAGER UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG DES GROßWÄLZLAGERBAUTEILS AUS DIESER STAHLLEGIERUNG Download PDF

Info

Publication number
WO2023134810A1
WO2023134810A1 PCT/DE2022/100921 DE2022100921W WO2023134810A1 WO 2023134810 A1 WO2023134810 A1 WO 2023134810A1 DE 2022100921 W DE2022100921 W DE 2022100921W WO 2023134810 A1 WO2023134810 A1 WO 2023134810A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
bearing component
slewing bearing
temperature
hours
steel alloy
Prior art date
Application number
PCT/DE2022/100921
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Markus Dinkel
Werner Trojahn
Johannes Moeller
Dieter Steinhoff
Original Assignee
Schaeffler Technologies AG & 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
Application filed by Schaeffler Technologies AG & Co. KG filed Critical Schaeffler Technologies AG & Co. KG
Publication of WO2023134810A1 publication Critical patent/WO2023134810A1/de

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the invention relates to a steel alloy for a large roller bearing component. Furthermore, the invention relates to a slewing bearing with a slewing bearing component that is made of such a steel alloy, as well as several methods for the heat treatment of the slewing bearing component made of this steel alloy.
  • Large diameter bearings are used, for example, as four-row tapered or cylindrical roller bearings in rolling mills in steel mills.
  • the application conditions in such manufacturing plants are very challenging for large diameter bearings, as there is often contamination from particles or fluids in the lubricant and can get into the lubricating gap of the large diameter bearings.
  • Due to the dimensions and the technical requirements, slewing bearings are usually subject to relevant bending stresses and high hoop stresses from the interference fit. Slewing bearings represent a critical element for the productivity of such manufacturing companies. Therefore, a longer service life for slewing bearings is increasingly required in order to extend the inspection intervals of such systems.
  • Large diameter bearings for highly stressed applications are manufactured using state-of-the-art technology from case-hardened case-hardened steels. This can be done either by classic carburizing or by carbonitriding. Materials with a high nickel content of at least 1.75% by weight nickel are used for the production of large rolling bearing components, ie bearing rings or rolling bodies, in order to achieve high fracture toughness. Such a nickel content leads to high residual austenite contents and reduced surface hardness, especially in carbonitriding. The abrasion during hard machining can now lead to a hardness of less than 58 HRC on the surface, even with small abrasions of less than 0.5 mm, so that the dynamic load capacity is reduced as a result.
  • the bearing rings are typically hardened via a constrained quench to control the size and shape of the bearing rings. This is necessary to ensure uniform material removal during hard machining and thus uniform material properties.
  • the structure in a core area of slewing bearing components produced in this way is a mixed structure of martensite, Bainite and partly ferrite or pearlite formed. This leads to unfavorable fluctuations in the dimensional behavior caused by the conversion. This can be associated with a high level of abrasion, whereby due to the fluctuations in the same storage, there may not be enough abrasion at another point, so that surface influences from the heat treatment cannot be removed or there is even an undersize. This reduces the quality of the slewing bearing components or produces rejects.
  • DE 10 2006 052 834 A1 discloses a method for producing a roller bearing ring, in which a bearing made of a low-alloy, through-hardenable steel with a carbon content of more than 0.5% by weight and with a chromium, nickel and molybdenum content of a total of between 1.4% by weight and 3.0% by weight is produced.
  • the bearing undergoes a hardening treatment in which the bearing is heated to an external temperature between 800°C and 880°C and then quenched until it reaches a temperature below 150°C.
  • the object of the present invention is to provide an improved steel alloy for a slewing bearing component, a slewing bearing and methods for heat treating slewing bearing components made of such a steel alloy.
  • a case-hardening steel for large roller bearings is to be created which does not exceed a nickel content of 0.5% by weight and which has improved, homogeneous transformation behavior.
  • a steel alloy according to the invention for a large rolling bearing component has at least 0.17 to at most 0.23% by weight carbon, at least 0.25 to at most 0.5% by weight silicon, at least 0.65 to at most 0.95% by weight manganese, not more than 0.025% by weight phosphorus, at most 0.020% by weight sulfur, at least 1.90 to at most 2.30% by weight chromium, at least 0.65 to at most 0.95% by weight molybdenum, at most 0.50% by weight nickel, at most 0.030 Weight percent copper, not more than 0.025 weight percent aluminum, at least 0.08 to not more than 0.12 weight percent vanadium, at least 0.018 to not more than 0.025 weight percent niobium, not more than 0.003 weight percent boron, not more than 0.012 weight percent % by weight nitrogen, in particular at most 10 ppm oxygen, and the remainder iron and unavoidable impurities.
  • the steel alloy according to the invention should be used instead of the steels SAE 3311 and 17NiCrMo17 which are generally used for large roller bearing components.
  • the use of components for rolling mill bearings, main bearings for wind power shafts and large bearings in general mechanical engineering is preferred.
  • the material according to the invention is based on iron and, in addition to the alloying elements mentioned above, has unavoidable impurities such as trace elements such as arsenic, antimony and tin.
  • the material according to the invention has at most 10 ppm oxygen.
  • the alloy composition of the steel alloy or of the respective slewing bearing component can be determined, for example, by means of spectral analysis (OES) or by means of X-ray fluorescence analysis (RFA), with the alloy composition of the slewing bearing component being recorded, preferably in a core area of the slewing bearing component.
  • a surface hardness of at least 61 HRC is achieved with appropriate heat treatment of the large-diameter bearing component.
  • the HRC unit is made up of HR (Rockwell hardness) as a designation of the test method, followed by another letter, here C, which indicates the scale and thus the test forces and bodies.
  • HR Rockwell hardness
  • C is a diamond cone with a 120° point angle and a test preload of 98.0665 N were used.
  • the additional test force for scale C is 1372.931 N.
  • the microstructure in the surface zone shows in particular martensite, retained austenite and carbides. If the slewing bearing component is carbonitrided, carbonitrides are also included.
  • the structure in the edge zone can be at least partially or completely bainitic. Such microstructures in the edge zone enable a significantly more wear-resistant surface compared to the nickel-alloyed case-hardening steels from the prior art.
  • the core structure is predominantly bainitic, which results in increased toughness compared to conventional case-hardened core structures, which consist of martensite, bainite and ferrite/pearlite.
  • a notched bar impact work in the core structure after the heat treatment of the large rolling bearing component is at least 100 J. The notched bar impact work can be determined in the notched bar impact test and has the unit Joule.
  • a residual austenite content is preferably at least 15%, in particular 25% at 0.80% C in the edge zone. With additional nitrogen input, the residual austenite content is preferably at least 30% in the surface zone. A retained austenite content in the surface zone is preferably at most 40%.
  • a large-diameter bearing according to the invention comprises at least one inner ring, at least one outer ring and a plurality of rolling bodies, which are arranged between the at least one inner ring and the at least one outer ring, with at least one of the large-diameter bearing components inner ring, outer ring and rolling body being made of the steel alloy according to the invention.
  • the bearing rings ie at least the inner ring and the outer ring, are preferably made of the steel alloy according to the invention.
  • All large roller bearing components are preferably made from the steel alloy according to the invention.
  • the slewing bearing also has a cage for guiding the rolling elements.
  • a bearing ring of the large roller bearing has a diameter of at least 50 cm and a wall thickness of at least 4 cm and at most 9 cm.
  • the slewing bearing can be designed in one row or in multiple rows.
  • the large-diameter bearing component is first subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900° C. to a maximum of 1020° C. for at least 50 hours to a maximum of 200 hours.
  • a carburizing process takes place with a controlled carbon potential until a desired carbon profile is produced in the edge zone of the large-diameter bearing component.
  • carbonitriding takes place with, for example, a regulated carbon potential and the parallel addition of a nitrogen carrier, in particular ammonia, until a sufficient carbon penetration depth or nitrogen penetration depth is established.
  • the temperatures for the respective process are above the Ac3 temperature of the material, namely at least 900°C to 1020°C, preferably at least 960°C to 990°C in the carburizing process, preferably at least 930°C to 980°C in the carbonitriding process. Then the slewing bearing component is quenched in the edge zone, i.e.
  • the large roller bearing component can be quenched, for example, by air, a hot salt bath, an oil bath or a polymer. This leads to martensite formation in the edge zone of the slewing bearing component and bainite formation in the core area of the slewing bearing component.
  • the large roller bearing component is then subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C., for at least 120 m in, so that an essentially martensitic structure is formed in the edge zone of the large roller bearing component and an essentially bainitic structure is formed in the core area of the large roller bearing component becomes. Consequently, according to the first method according to the invention for the heat treatment of the large-diameter bearing component, direct hardening takes place, which leads to a martensitic structure in the edge zone and to a bainitic structure in the core area.
  • the edge zone has a depth of at least 3 mm and at most 8 mm from the surface inwards.
  • the core area preferably adjoins a transition zone of at least 2 mm, the transition zone thus being arranged between the edge zone and the core area.
  • the core region preferably has a carbon content of less than 0.3% by weight of carbon, in particular at least 0.17% by weight to at most 0.23% by weight of carbon.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the large rolling bearing component is then quenched in a surface zone to a temperature which is at least 10°C and at most 40°C higher than the martensite start temperature of the material.
  • the duration depends on the desired degree of bainiticization of the structure, with quenching preferably being carried out in a warm salt bath, with the surface zone also undergoing bainitic or partially bainitic transformation.
  • a phase transformation takes place in the microstructure of the large-diameter bearing component, with an essentially pearlitic and/or an essentially ferritic microstructure forming in the large-diameter bearing component both on the surface or in areas close to the surface such as the edge zone and in the core area or in areas remote from the surface of the large-diameter bearing component .
  • Which microstructure is established essentially depends on the state of solution in the microstructure as well as the alloy composition and the geometry of the rolling bearing component.
  • a comparatively mild deterrent effect is achieved by means of the warm salt bath, which can be adjusted via the temperature and water content of the warm salt bath.
  • the associated advantages are the reduced formation of cracks as a result of thermal stress.
  • the slewing bearing component is quenched in a hot salt bath until the pearlitic and/or ferritic structure is set, at least in the core area. It is possible that the entire slewing bearing component has taken on the temperature of the salt bath. However, it is also conceivable that only an outer part of the large roller bearing component has assumed the temperature of the salt bath and an inner part of the roller bearing component has a higher temperature. In particular, quenching in the warm salt bath is time-controlled.
  • the slewing bearing component is then optionally subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C.
  • the large-diameter bearing component is subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900°C and at most 1020°C.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the large diameter bearing component is then cooled in the furnace to a temperature of at least 830°C and at most 900°C.
  • Cooling is preferably carried out at a maximum of 10°K per minute, with the target temperature of at least 830°C to a maximum of 900°C then being maintained for at least 2 hours to a maximum of 20 hours in order to reduce the hydrogen absorbed during carburizing or carbonitriding and at the same time to Cooling and subsequent quenching to reduce stresses.
  • the large roller bearing component is then quenched in a surface zone below a martensite start temperature of the material, with the large roller bearing component then being subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C. for at least 120 minutes.
  • the third method according to the invention for the heat treatment of the large-diameter bearing component results in a substantially martensitic structure with retained austenite in the edge zone of the large-diameter bearing component and an essentially bainitic structure in a core area of the large-diameter bearing component. Consequently, direct hardening takes place with an additional process step of lowering the temperature.
  • a fourth method according to the invention for the heat treatment of a large-diameter bearing component made of a steel alloy according to the invention the large-diameter bearing component is subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900° C. to at most 1020° C., the large-diameter bearing component then being heated to a temperature of at least 830° C. to at most 900°C is cooled in the furnace.
  • the large rolling bearing component is then quenched in a surface zone to a temperature which is at least 10°C and at most 40°C higher than a martensite start temperature of the material, with the duration depending on the desired degree of bainitising.
  • the slewing bearing component is then optionally subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C. for at least 120 m, so that a substantially bainitic-martensitic structure with residual austenite is present in the edge zone of the slewing bearing component and in a core area of the slewing bearing component essentially bainitic structure is formed.
  • the large-diameter bearing component is subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900°C and at most 1020°C.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the slewing bearing component is quenched in a surface zone below a martensite start temperature of the material.
  • the large rolling bearing component is then intermediately annealed, ie heated, in a temperature range of at least 550° C. to at most 670° C. for at least 5 hours, preferably 8 hours.
  • the slewing bearing component is then heated to a minimum of 800°C and a maximum of 860°C and, once the target temperature has been reached, is held for at least 20 minutes to a maximum of 300 minutes, with the holding time depending on the cross section or thickness of the slewing bearing component.
  • the large roller bearing component is then quenched in a surface zone below a martensite start temperature, so that a substantially martensitic structure with residual austenite is formed in the surface zone of the large roller bearing component and a substantially bainitic structure is formed in a core area of the large roller bearing component. Consequently, a single hardening with intermediate annealing takes place.
  • the large roller bearing component is subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900°C and at most 1020°C.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the slewing bearing component is quenched in a surface zone below a martensite start temperature of the material.
  • the large roller bearing component is then subjected to intermediate annealing in a temperature range from at least 550° C. to at most 670° C. for at least 5 hours, preferably 8 hours.
  • the slewing bearing component is heated to a minimum of 800°C and a maximum of 860°C.
  • the large rolling bearing component is then quenched in a surface zone to a temperature that is at least 10° C. and at most 40° C. higher than a martensite start temperature, with the duration depending on the desired degree of bainitising.
  • the slewing bearing component is then optionally subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C. for at least 120 m, so that a substantially bainitic-martensitic structure with residual austenite is present in the edge zone of the slewing bearing component and in a core area of the slewing bearing component essentially bainitic structure is formed. Consequently, a single hardening with intermediate annealing takes place.
  • a seventh method according to the invention for the heat treatment of a slewing bearing component made of a steel alloy the slewing bearing component is subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900°C and at most 1020°C.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the slewing bearing component is quenched in a surface zone below a martensite start temperature of the material, with the slewing bearing component then being heated to at least 800°C and at most 860°C.
  • the large roller bearing component is then quenched in a surface zone below a martensite start temperature, so that a substantially martensitic structure with residual austenite is formed in the surface zone of the large roller bearing component and a substantially bainitic structure is formed in a core area of the large roller bearing component. This corresponds to a single hardening of the slewing bearing component.
  • the large Rolling bearing component made of a steel alloy according to the invention, the large Rolling bearing component subjected to a carburizing process or carbonitriding process at a temperature of at least 900°C and at most 1020°C.
  • This process step is identical to the carburizing process or carbonitriding process according to the first process according to the invention.
  • the slewing bearing component is quenched in a surface zone below a martensite start temperature of the material, with the slewing bearing component then being heated to at least 800°C and at most 860°C.
  • the large rolling bearing component is then quenched in a surface zone to a temperature that is at least 10° C. and at most 40° C.
  • the slewing bearing component is then optionally subjected to a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C. for at least 120 minutes, so that an essentially bainitic-martensitic structure with residual austenite is present in the edge zone of the slewing bearing component and an im Substantially bainitic structure is formed.
  • a tempering treatment at 150° C. to 240° C., preferably at 175° C. for at least 120 minutes, so that an essentially bainitic-martensitic structure with residual austenite is present in the edge zone of the slewing bearing component and an im Substantially bainitic structure is formed.
  • This corresponds to a single hardening of the large rolling bearing component, with a bainitic-martensitic structure with residual austenite being formed compared to the seventh method according to the invention.
  • a mechanical post-treatment can be carried out after the respective heat treatment in order to bring the large-diameter bearing component into its final geometry.
  • FIG. 1 shows a schematic block diagram of a method according to the invention for producing the rolling bearing component
  • Figure 2 is a highly schematic sectional view of a large roller bearing according to the invention according to a preferred embodiment
  • FIG. 3 shows a highly schematic cross section of a large roller bearing component according to FIG.
  • Figure 1 shows a method according to the invention for the heat treatment of a large rolling bearing component made from a steel alloy according to the invention with at least 0.17 to at most 0.23% by weight carbon, at least 0.25 to at most 0.5% by weight silicon, at least 0 .65 to at most 0.95% by weight manganese, at most 0.025% by weight phosphorus, at most 0.020% by weight sulphur, at least 1.90 to at most 2.30% by weight chromium, at least 0.65 to at most 0.95% by weight molybdenum, not more than 0.50% by weight nickel, not more than 0.030% by weight copper, not more than 0.025% by weight aluminum, at least 0.08% by weight and not more than 0.12% by weight vanadium, at least 0.018 to at most 0.025% by weight niobium, at most 0.003% by weight boron and at most 0.012% by weight nitrogen is visualized according to a block
  • the large roller bearing component is formed from the steel alloy according to the invention.
  • the large roller bearing component is subjected to a carburizing process at a temperature of at least 960° C. and at most 990° C., for example.
  • the slewing bearing component can be subjected to a carbonitriding process at a temperature of at least 930°C and at most 980°C.
  • the large-diameter bearing component is quenched in a surface zone below a martensite start temperature of said steel alloy.
  • the large roller bearing component is subjected to a tempering treatment at 150° C.
  • an essentially martensitic structure is set in the edge zone of the large roller bearing component and an essentially bainitic structure is set in a core area of the large roller bearing component.
  • the large roller bearing component can alternatively be subjected to a temperature that is at least 10°C to a maximum of 40°C higher in an edge zone quenched to a martensite start temperature, for example quenched in a hot salt bath.
  • Figure 2 shows a slewing bearing with an inner ring 1, an outer ring 2 and a plurality of rolling elements 3, which are in a cage 4 between the inner ring 1 and the outer ring 2 are guided.
  • the large roller bearing components inner ring 1, outer ring 2 and rolling element 3 are made from the steel alloy according to the invention.
  • FIG. 3 a cross-sectional area of a rolling body 3 of the large-diameter bearing is shown.
  • the microstructure is either martensitic or bainitic-martensitic on an edge zone 6 of the rolling body 3 adjoining the surface 5 and can additionally have retained austenite, carbides and/or carbonitrides. In particular, this results in a surface hardness of at least 61 HRC and high wear resistance. Due to the bainitic structure in the core area 7 of the rolling body 3, high toughness is achieved at the same time, with the notched bar impact work being at least 100 J.
  • the edge zone 6 has a depth of at least 3 mm to at most 8 mm from the surface 5 in the radial direction inwards, with the core area 7 adjoining the edge zone 6 via a transition zone 8 of at least 2 mm.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Rolling Contact Bearings (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil aufweisend mindestens 0,17 bis höchstens 0,23 Gew.-% Kohlenstoff, mindestens 0,25 bis höchstens 0,5 Gew.-% Silizium, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Mangan, höchstens 0,025 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,020 Gew.-% Schwefel, mindestens 1,90 bis höchstens 2,30 Gew.-% Chrom, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.-% Nickel, höchstens 0,030 Gew.-% Kupfer, höchstens 0,025 Gew.-% Aluminium, mindestens 0,08 bis höchstens 0,12 Gew.-% Vanadium, mindestens 0,018 bis höchstens 0,025 Gew.-% Niob, höchstens 0,003 Gew.-% Bor, höchstens 0,012 Gew.-% Stickstoff, insbesondere höchstens 10 ppm Sauerstoff, und Rest Eisen sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Ferner betrifft die Erfindung ein Großwälzlager mit einem Großwälzlagerbauteil aus dieser Stahllegierung und ein Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils aus dieser Stahllegierung.

Description

Stahlleqierunq für ein Großwälzlaqerbauteil sowie Großwälzlaqer und Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlaqerbauteils aus dieser Stahlleqierunq
Die Erfindung betrifft eine Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil. Ferner betrifft die Erfindung ein Großwälzlager mit einem Großwälzlagerbauteil, das aus einer solchen Stahllegierung hergestellt ist, sowie mehrere Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils aus dieser Stahllegierung.
Großwälzlager werden beispielsweise als vierreihige Kegel- oder Zylinderrollenlager in Walzstraßen von Stahlwerken eingesetzt. Die Anwendungsbedingungen in solchen Fertigungsbetrieben sind sehr herausfordernd für Großwälzlager, da oftmals Kontamination durch Partikel oder auch durch Fluide im Schmierstoff vorliegen und in den Schmierspalt der Großwälzlager geraten können. Aufgrund der Dimensionen und der technischen Anforderungen sind Großwälzlager in der Regel relevanten Biegespannungen und hohen Umfangsspannungen aus der Presspassung unterworfen. Großwälzlager stellen ein kritisches Element für die Produktivität solcher Fertigungsbetriebe dar. Daher wird zunehmend eine höhere Gebrauchsdauer für Großwälzlager gefordert, um die Revisionsintervalle solcher Anlagen zu verlängern.
Großwälzlager für höchstbeanspruchte Anwendungen wie beispielsweise Walzwerkslagerungen, werden nach dem Stand der Technik aus einsatzgehärteten Einsatzstählen gefertigt. Dies kann sowohl durch klassisches Aufkohlen oder durch Carbonitrieren erfolgen. Für die Herstellung von Großwälzlagerbauteilen, also Lagerringen oder Wälzkörper, werden Werkstoffe mit einem hohen Nickelgehalt von mindestens 1 ,75 Gew.-% Nickel verwendet, um eine hohe Bruchzähigkeit zu erreichen. Ein solcher Nickelgehalt führt speziell beim Carbonitrieren zu hohen Restaustenitgehalten und verringerter Oberflächenhärte. Der Abtrag bei der Hartbearbeitung kann nun schon bei geringen Abträgen von weniger als 0,5 mm zu einer Härte unter 58 HRC an der Oberfläche führen, so dass die dynamische Tragfähigkeit dadurch reduziert wird. Deswegen werden die Lagerringe typischerweise über eine gefesselte Abschreckung abgehärtet, um das Maß und die Form der Lagerringe zu kontrollieren. Dies ist notwendig, um gleichmäßigen Materialabtrag in der Hartbearbeitung und damit gleichmäßige Werkstoffeigenschaften zu gewährleisten. In der Regel ist das Gefüge in einem Kernbereich derart hergestellter Großwälzlagerbauteile als Mischgefüge aus Martensit, Bainit und teilweise Ferrit oder Perlit ausgebildet. Dadurch kommt es bei dem umwandlungsbedingten Maßverhalten zu unvorteilhaften Schwankungen. Dies kann mit einem hohen Schleifabtrag verbunden sein, wobei aufgrund der Schwankungen am gleichen Lagerung an anderer Stelle nicht genügend Schleifabtrag möglich sein kann, so dass Oberflächenbeeinflussungen aus der Wärmebehandlung nicht entfernt werden können oder sogar ein Untermaß vorliegt. Dies verringert die Qualität der Großwälzlagerbauteile oder produziert Ausschuss.
Aus der DE 10 2006 052 834 A1 geht ein Verfahren zum Herstellen eines Wälzlagerringes hervor, bei dem ein Lagerung aus einem niedriglegierten, durchhärtbaren Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von über 0,5 Gew.-% und mit einem Gehalt an Chrom, Nickel und Molybdän von in Summe zwischen 1 ,4 Gew.-% bis 3,0 Gew.-% erzeugt wird. Der Lagerung wird einer Härtungsbehandlung unterzogen, bei der der Lagerung auf eine Außentemperatur zwischen 800°C und 880° C erwärmt und anschließend abgeschreckt wird, bis er eine Temperatur von unter 150°C erreicht.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, eine verbesserte Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil, ein Großwälzlager und Verfahren zur Wärmebehandlung von Großwälzlagerbauteilen aus einer solchen Stahllegierung zu schaffen. Insbesondere soll ein Einsatzstahl für Großwälzlager geschaffen werden, der einen Nickelgehalt von 0,5 Gew.-% nicht übersteigt und der ein verbessertes, homogenes Umwandlungsverhalten aufweist.
Diese Aufgaben werden durch eine Stahllegierung mit den Merkmalen des Anspruchs 1 , ein Großwälzlager mit den Merkmalen des Anspruchs 2 und jeweiligen Verfahren mit den Merkmalen der Ansprüche 3 bis 10 gelöst. Bevorzugte oder vorteilhafte Ausführungsformen der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung sowie den beigefügten Figuren.
Eine erfindungsgemäße Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil weist mindestens 0,17 bis höchstens 0,23 Gew.-% Kohlenstoff, mindestens 0,25 bis höchstens 0,5 Gew.-% Silizium, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Mangan, höchstens 0,025 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,020 Gew.-% Schwefel, mindestens 1 ,90 bis höchstens 2,30 Gew.-% Chrom, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.-% Nickel, höchstens 0,030 Gew.-% Kupfer, höchstens 0,025 Gew.-% Aluminium, mindestens 0,08 bis höchstens 0,12 Gew.-% Vanadium, mindestens 0,018 bis höchstens 0,025 Gew.-% Niob, höchstens 0,003 Gew.-% Bor, höchstens 0,012 Gew.-% Stickstoff, insbesondere höchstens 10 ppm Sauerstoff, und Rest Eisen sowie unvermeidbare Verunreinigungen auf.
Insbesondere soll die erfindungsgemäße Stahllegierung anstelle der in der Regel für Großwälzlagerbauteile verwendeten Stähle SAE 3311 und 17NiCrMo17 eingesetzt werden. Der Einsatz Bauteile für Walzwerkslagerungen, Hauptlagerungen für Windkraftwellen sowie Großlager des allgemeinen Maschinenbaus ist bevorzugt.
Mit anderen Worten basiert der erfindungsgemäße Werkstoff auf Eisen und weist neben den oben genannten Legierungselementen nicht vermeidbare Verunreinigungen, wie Spurenelemente auf, wie beispielsweise Arsen, Antimon und Zinn. Insbesondere weist der erfindungsgemäße Werkstoff höchstens 10 ppm Sauerstoff auf. Die Legierungszusammensetzung der Stahllegierung beziehungsweise des jeweiligen Großwälzlagerbauteils lässt sich beispielsweise mittels Spektralanalyse (OES) oder mittels Röntgenfluoreszenzanalyse (RFA) bestimmen, wobei die Legierungszusammensetzung des Großwälzlagerbauteils, vorzugsweise in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils erfasst wird.
Mit der erfindungsgemäßen Stahllegierung wird bei entsprechender Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils eine Oberflächenhärte von mindestens 61 HRC (Rockwellhärte) auf. Die Einheit HRC setzt sich aus HR (Härte nach Rockwell, im Englischen „Hardness Rockwell“) als Kennzeichnung des Prüfverfahrens gefolgt von einem weiteren Buchstaben, hier C, zusammen, der die Skala und damit die Prüfkräfte und -körper angibt. Bei der Skala C (C steht für „cone“, im Deutschen Kegel) wird ein Diamantkegel mit 120° Spitzenwinkel und eine Prüfvorkraft von 98,0665 N verwendet. Die Prüfzusatzkraft beträgt bei Skala C 1372,931 N.
Das Gefüge in der Randzone weist insbesondere Martensit, Restaustenit und Carbide auf. Sofern das Großwälzlagerbauteil carbonitriert wird, sind zusätzlich Carbonitride eingebunden. Alternativ kann das Gefüge in der Randzone zumindest teilweise oder vollständig bainitisch ausgebildet sein. Solche Gefügestrukturen in der Randzone ermöglichen eine deutlich verschleißresistentere Oberfläche im Vergleich zu den nickellegierten Einsatzstählen aus dem Stand der Technik. Das Kerngefüge ist überwiegend bainitisch ausgebildet, wodurch im Vergleich zu konventionellen einsatzgehärteten Kerngefügen, welche aus Martensit, Bainit und Ferrit/Perlit bestehen, eine erhöhte Zähigkeit erzielt wird. Insbesondere beträgt eine Kerbschlagarbeit im Kerngefüge nach der Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils mindestens 100 J. Die Kerbschlagarbeit kann im Kerbschlagbiegeversuch ermittelt werden und weist die Einheit Joule auf.
Entsprechend den gewählten Kohlenstoff/Stickstoff-Randgehalten beträgt ein Restaustenitgehalt vorzugsweise mindestens 15%, insbesondere 25% bei 0,80 % C in der Randzone. Bei zusätzlichem Stickstoffeintrag beträgt ein Restaustenitgehalt vorzugsweise mindestens 30 % in der Randzone. Bevorzugt beträgt ein Restaustenitgehalt in der Randzone höchstens 40 %.
Ein erfindungsgemäßes Großwälzlager umfasst mindestens einen Innenring, mindestens einen Außenring und mehrere Wälzkörper, die zwischen dem mindestens einen Innenring und dem mindestens einen Außenring angeordnet sind, wobei zumindest eines der Großwälzlagerbauteile Innenring, Außenring und Wälzkörper aus der erfindungsgemäßen Stahllegierung hergestellt ist. Vorzugsweise sind die Lagerringe, also zumindest der Innenring und der Außenring aus der erfindungsgemäßen Stahllegierung ausgebildet. Bevorzugt sind alle Großwälzlagerbauteile aus der erfindungsgemäßen Stahllegierung ausgebildet. Insbesondere weist das Großwälzlager auch einen Käfig zum Führen der Wälzkörper auf. Beispielsweise weist ein Lagerring des Großwälzlagers einen Durchmesser von mindestens 50 cm und eine Wandstärke von mindestens 4 cm bis höchstens 9 cm auf. Insbesondere kann das Großwälzlager einreihig oder mehrreihig ausgebildet sein. Gemäß einem ersten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil zunächst einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen. Beispielsweise erfolgt ein Aufkohlungsprozess mit geregeltem Kohlenstoffpotential bis zur Erzeugung eines gewünschten Kohlenstoffprofils in der Randzone des Großwälzlagerbauteils. Alternativ erfolgt eine Carbonitrierung mit einem beispielsweise geregelten Kohlenstoffpotential und paralleler Zugabe eines Stickstoffträgers, insbesondere Ammoniak, bis zur Einstellung einer ausreichenden Kohlenstoffeindringtiefe bzw. Stickstoffeindringtiefe. Die Temperaturen für den jeweiligen Prozess liegen oberhalb der Ac3-Temperatur des Werkstoffs, nämlich bei mindesten 900°C bis 1020°C, bevorzugt bei mindestens 960°C bis 990°C bei dem Aufkohlungsprozess, bevorzugt bei mindestens 930°C bis 980°C bei dem Carbonitrierungsprozess. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in der Randzone, also an der Oberfläche, unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt. Die Abschreckung des Großwälzlagerbauteils kann beispielsweise durch Luft, Salzwarmbad, Ölbad oder Polymer erfolgen. Hierbei kommt es zur Martensitbildung in der Randzone des Großwälzlagerbauteils und zur Bainitbildung im Kernbereich des Großwälzlagerbauteils. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C, für mindestens 120 m in unterzogen, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge und im Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Mithin erfolgt gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils eine Direkthärtung, die in der Randzone zum martensitischen Gefüge und im Kernbe- reich zum bainitischen Gefüge führt.
Insbesondere weist die Randzone eine Tiefe von mindestens 3 mm bis höchstens 8 mm von der Oberfläche nach Innen auf. Der Kernbereich schließt sich vorzugsweise an einer Übergangszone von mindestens 2 mm an, wobei die Übergangszone somit zwischen der Randzone und dem Kernbereich angeordnet ist. Bevorzugt weist der Kernbereich einen Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,3 Gew.-% Kohlenstoff, insbesondere mindestens 0,17 bis höchstens 0,23 Gew.-% Kohlenstoff auf. Gemäß einem zweiten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt. Die Dauer ist abhängig vom gewünschten Bainitisierungsgrad des Gefüges, wobei die Abschreckung vorzugsweise im Salzwarmbad vorgenommen wird, wobei ferner die Randzone bainitisch oder teilbainitisch umwandelt. Während des Abschreckens im Salzwarmbad erfolgt eine Phasenumwandlung im Gefüge des Großwälzlagerbauteils, wobei sich im Großwälzlagerbauteil sowohl an der Oberfläche beziehungsweise in oberflächennahen Bereichen wie die Randzone sowie im Kernbereich beziehungsweise in oberflächenfemen Bereichen des Großwälzlagerbauteils eine im Wesentlichen perlitische und/oder eine im Wesentlichen ferritische Gefügestruktur ausbildet. Welches Gefüge sich einstellt, hängt dabei im Wesentlichen von dem Lösungszustand im Gefüge sowie der Legierungszusammensetzung und der Geometrie des Wälzlagerbauteils ab. Mittels des Salzwarmbades wird eine vergleichsweise milde Abschreckwirkung erzielt, die sich über Temperatur und Wassergehalt des Salzwarmbades einstellen lässt. Die damit einhergehenden Vorteile bestehen in der reduzierten Rissbil- dung infolge thermischer Beanspruchung. Das Großwälzlagerbauteil wird derart lange im Salzwarmbad abgeschreckt bis zumindest im Kernbereich das perlitische und/oder ferritische Gefüge eingestellt ist. Dabei ist möglich, dass das gesamte Großwälzlagerbauteil die Temperatur des Salzwarmbades angenommen hat. Denkbar ist aber auch, dass nur ein äußerer Teil des Großwälzlagerbauteils die Temperatur des Salzwarmbades angenommen hat und ein innerer Teil des Wälzlagerbauteils eine höhere Temperatur aufweist. Insbesondere erfolgt das Abschrecken im Salzwarmbad zeitgesteuert. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C für mindestens 120 min unterzogen, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisch- martensitisches Gefüge mit Restaustenit und im Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Mithin erfolgt gemäß dem zweiten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils eine Direkthärtung, die in der Randzone zum bainitischen oder teilbainiti- schen Gefüge und im Kernbereich zum bainitischen Gefüge führt.
Gemäß einem dritten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil auf eine Temperatur von mindestens 830°C bis höchstens 900°C im Ofen abgekühlt. Die Abkühlung erfolgt vorzugsweise mit maximal 10°K pro Minute, wobei die Zieltemperatur von mindestens 830°C bis höchstens 900°C dann wenigstens 2 Stunden bis höchstens 20 Stunden gehalten wird, um den beim Aufkohlen oder Carbonitrieren aufgenommenen Wasserstoff zu reduzieren und gleichzeitig die beim Abkühlen und nachfolgenden Abschrecken entstehenden Spannungen zu reduzieren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt, wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C für mindestens 120 min unterzogen wird. Diese Verfahrensschritte sind identisch zum Abschrecken und Anlassen gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Durch das dritte erfindungsgemäße Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils wird in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet. Mithin erfolgt eine Direkthärtung mit einem zusätzlichen Verfahrensschritt der Temperaturabsenkung.
Gemäß einem vierten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen, wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf eine Temperatur von mindestens 830°C bis höchstens 900°C im Ofen abgekühlt wird. Diese beiden Verfahrensschritte sind identisch zu den beiden Verfahrensschritten gemäß dem dritten Ausführungsbeispiel des erfin- dungsgemäßen Verfahrens. Das Großwälzlagerbauteil wird danach in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt, wobei die Dauer abhängig vom gewünschten Bainitisierungsgrad ist. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C für mindestens 120 m in unterzogen, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Diese Verfahrensschritte sind identisch zum Abschrecken und Anlassen gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Mithin erfolgt eine Direkthärtung mit einem zusätzlichen Verfahrensschritt der Temperaturabsenkung.
Gemäß einem fünften erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt. Das Großwälzlagerbauteil wird danach in einem Temperaturbereich von mindestens 550°C bis höchstens 670°C für mindestens 5 Stunden, bevorzugt 8 Stunden zwischengeglüht, also erwärmt. Danach wird das Großwälzlagerbauteil auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt und nach Erreichen der Zieltemperatur für mindestens 20 Minuten bis maximal 300 Minuten gehalten, wobei die Haltedauer von dem Querschnitt bzw. der Dicke des Großwälzlagerbauteils abhängig ist. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Mithin erfolgt eine Einfachhärtung mit Zwischenglühung.
Gemäß einem sechsten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt. Das Großwälzlagerbauteil wird danach in einem Temperaturbereich von mindestens 550°C bis höchstens 670°C für mindestens 5 Stunden, bevorzugt 8 Stunden, zwischengeglüht. Danach wird das Großwälzlagerbauteil auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt, wobei die Dauer abhängig vom gewünschten Bainitisierungsgrad ist. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C für mindestens 120 m in unterzogen, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Mithin erfolgt eine Einfachhärtung mit Zwischenglühung.
Gemäß einem siebten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt, wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Dies entspricht einer Einfachhärtung des Großwälzlagerbauteils.
Gemäß einem achten erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung eines
Großwälzlagerbauteils aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung, wird das Groß- Wälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C unterzogen. Dieser Verfahrensschritt ist identisch zum Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess gemäß dem ersten erfindungsgemäßen Verfahren. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur des Werkstoffs abgeschreckt, wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird. Danach wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt, wobei die Dauer abhängig vom gewünschten Bainitisierungsgrad ist. Anschließend wird das Großwälzlagerbauteil optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C, bevorzugt bei 175°C für mindestens 120 min unterzogen, sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird. Dies entspricht einer Einfachhärtung des Großwälzlagerbauteils, wobei gegenüber dem siebten erfindungsgemäßen Verfahren ein bainitisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit ausgebildet wird.
Insbesondere kann nach der jeweiligen Wärmebehandlung eine mechanische Nachbehandlung erfolgen, um das Großwälzlagerbauteil in die Endgeometrie zu bringen.
Weitere die Erfindung verbessernde Maßnahmen werden nachstehend gemeinsam mit der Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Figuren näher dargestellt. Hierbei zeigt
Figur 1 ein schematisches Blockschaltbild eines erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung des Wälzlagerbauteils
Figur 2 eine stark schematische Schnittdarstellung eines erfindungsgemäßen Großwälzlagers nach einer bevorzugten Ausführungsform, und
Figur 3 ein stark schematischer Querschnitt eines Großwälzlagerbauteils gemäß Figur 2. In Figur 1 ist ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils, das aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung mit mindestens 0,17 bis höchstens 0,23 Gew.-% Kohlenstoff, mindestens 0,25 bis höchstens 0,5 Gew.-% Silizium, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Mangan, höchstens 0,025 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,020 Gew.-% Schwefel, mindestens 1 ,90 bis höchstens 2,30 Gew.-% Chrom, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.-% Nickel, höchstens 0,030 Gew.-% Kupfer, höchstens 0,025 Gew.-% Aluminium, mindestens 0,08 bis höchstens 0,12 Gew.-% Vanadium, mindestens 0,018 bis höchstens 0,025 Gew.-% Niob, höchstens 0,003 Gew.-% Bor, und höchstens 0,012 Gew.-% Stickstoff ausgebildet ist gemäß eines Blockschaltbilds visualisiert.
In einem ersten Verfahrensschritt 100 wird das Großwälzlagerbauteil aus der erfindungsgemäßen Stahllegierung ausgeformt. In einem zweiten Verfahrensschritt 101 wird das Großwälzlagerbauteil beispielsweise einem Aufkohlungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 960°C bis höchstens 990°C unterzogen. Alternativ kann das Großwälzlagerbauteil einem Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 930°C bis höchstens 980°C unterzogen werden. In einem dritten Verfahrensschritt 102 wird das Großwälzlagerbauteil in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur der besagten Stahllegierung abgeschreckt. Anschließend wird in einem vierten Verfahrensschritt 103 das Großwälzlagerbauteil einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 min unterzogen. Durch diese Wärmebehandlung der Stahllegierung wird in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge eingestellt. Um in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge auszubilden, kann das Großwälzlagerbauteil alternativ in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt, beispielsweise in einem Salzwarmbad abgeschreckt werden.
Figur 2 zeigt ein Großwälzlager mit einem Innenring 1 , einem Außenring 2 und mehreren Wälzkörpern 3, die in einem Käfig 4 zwischen dem Innenring 1 und dem Außen- ring 2 geführt sind. Die Großwälzlagerbauteile Innenring 1 , Außenring 2 und Wälzkörper 3 sind vorliegend aus der erfindungsgemäßen Stahllegierung hergestellt.
Gemäß Figur 3 ist eine Querschnittsfläche eines Wälzkörpers 3 des Großwälzlagers dargestellt. An einer an der Oberfläche 5 angrenzenden Randzone 6 des Wälzkörpers 3 ist das Gefüge entweder martensitisch oder bainitisch-martensitisches und kann zusätzlich Restaustenit, Carbide und/oder Carbonitride aufweisen. Dadurch wird insbesondere eine Oberflächenhärte von mindestens 61 HRC und eine hohe Verschleißfestigkeit realisiert. Aufgrund des bainitisch ausgebildeten Gefüges im Kernbereich 7 des Wälzkörpers 3 wird gleichzeitig eine hohe Zähigkeit realisiert, wobei die Kerbschlagbiegearbeit mindestens 100 J beträgt.
Insbesondere weist die Randzone 6 eine Tiefe von mindestens 3 mm bis höchstens 8 mm von der Oberfläche 5 in radialer Richtung nach Innen auf, wobei sich der Kernbe- reich 7 über eine Übergangszone 8 von mindestens 2 mm an die Randzone 6 anschließt.
Bezuqszeichenliste
1 Innenring
2 Außenring 3 Wälzkörper
4 Käfig
5 Oberfläche
6 Randzone
7 Kernbereich 8 Übergangszone
100 Erster Verfahrensschritt
101 Zweiter Verfahrensschritt
102 Dritter Verfahrensschritt
103 Vierter Verfahrensschritt

Claims

Patentansprüche
1 . Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil aufweisend mindestens 0,17 bis höchstens 0,23 Gew.-% Kohlenstoff, mindestens 0,25 bis höchstens 0,5 Gew.-% Silizium, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Mangan, höchstens 0,025 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,020 Gew.-% Schwefel, mindestens 1 ,90 bis höchstens 2,30 Gew.-% Chrom, mindestens 0,65 bis höchstens 0,95 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,50 Gew.-% Nickel, höchstens 0,030 Gew.-% Kupfer, höchstens 0,025 Gew.-% Aluminium, mindestens 0,08 bis höchstens 0,12 Gew.-% Vanadium, mindestens 0,018 bis höchstens 0,025 Gew.-% Niob, höchstens 0,003 Gew.-% Bor, höchstens 0,012 Gew.-% Stickstoff, insbesondere höchstens 10 ppm Sauerstoff, und
Rest Eisen sowie unvermeidbare Verunreinigungen.
2. Großwälzlager umfassend mindestens einen Innenring (1 ), mindestens einen Außenring (2) und mehrere Wälzkörper (3), wobei zumindest eines der Großwälzlagerbauteile Innenring (1 ), Außenring (2) und Wälzkörper (3) aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 hergestellt ist.
3. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird, • wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen mar- tensitisches Gefüge und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
4. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen baini- tisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
5. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf eine Temperatur von mindestens 830°C bis höchstens 900°C abgekühlt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird, - 16 -
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen mar- tensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
6. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf eine Temperatur von mindestens 830°C bis höchstens 900°C abgekühlt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen baini- tisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
7. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird, - 17 -
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einem Temperaturbereich von mindestens 550°C bis höchstens 670°C für mindestens 5 Stunden zwischengeglüht wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen mar- tensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
8. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einem Temperaturbereich von mindestens 550°C bis höchstens 670°C für mindestens 5 Stunden zwischengeglüht wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen baini- tisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des - 18 -
Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
9. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen mar- tensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
10. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Großwälzlagerbauteils aus einer Stahllegierung gemäß Anspruch 1 ,
• wobei das Großwälzlagerbauteil einem Aufkohlungsprozess oder Carbonitrierungsprozess bei einer Temperatur von mindestens 900°C bis höchstens 1020°C für mindestens 50 Stunden bis maximal 200 Stunden unterzogen wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone unterhalb einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach auf mindestens 800°C bis höchstens 860°C erhitzt wird,
• wobei das Großwälzlagerbauteil danach in einer Randzone auf eine um mindestens 10°C bis höchstens 40°C höhere Temperatur gegenüber einer Martensitstarttemperatur abgeschreckt wird, - 19 -
• wobei das Großwälzlagerbauteil anschließend optional einer Anlassbehandlung bei 150°C bis 240°C für mindestens 120 m in unterzogen wird,
• sodass in der Randzone des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen baini- tisch-martensitisches Gefüge mit Restaustenit und in einem Kernbereich des Großwälzlagerbauteils ein im Wesentlichen bainitisches Gefüge ausgebildet wird.
PCT/DE2022/100921 2022-01-17 2022-12-07 STAHLLEGIERUNG FÜR EIN GROßWÄLZLAGERBAUTEIL SOWIE GROßWÄLZLAGER UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG DES GROßWÄLZLAGERBAUTEILS AUS DIESER STAHLLEGIERUNG WO2023134810A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102022100951.3A DE102022100951A1 (de) 2022-01-17 2022-01-17 Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil sowie Großwälzlager und Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils aus dieser Stahllegierung
DE102022100951.3 2022-01-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023134810A1 true WO2023134810A1 (de) 2023-07-20

Family

ID=84537759

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/DE2022/100921 WO2023134810A1 (de) 2022-01-17 2022-12-07 STAHLLEGIERUNG FÜR EIN GROßWÄLZLAGERBAUTEIL SOWIE GROßWÄLZLAGER UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG DES GROßWÄLZLAGERBAUTEILS AUS DIESER STAHLLEGIERUNG

Country Status (2)

Country Link
DE (1) DE102022100951A1 (de)
WO (1) WO2023134810A1 (de)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03100142A (ja) * 1989-09-13 1991-04-25 Kobe Steel Ltd 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法
JP2006097096A (ja) * 2004-09-29 2006-04-13 Daido Steel Co Ltd 浸炭または浸炭窒化した軸受鋼部品
DE102006052834A1 (de) 2006-11-09 2008-05-15 Schaeffler Kg Verfahren zum Herstellen eines Wälzlagerringes und Wälzlagerring
DE102018123505A1 (de) * 2018-09-25 2020-03-26 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Großwälzlagerring und Verfahren zur Herstellung eines Großwälzlagerrings

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4725401B2 (ja) 2006-04-14 2011-07-13 住友金属工業株式会社 鋼製部品及びその製造方法
JP2008280583A (ja) 2007-05-10 2008-11-20 Daido Steel Co Ltd 水素脆性型の面疲労強度に優れた肌焼鋼
EP2514847B1 (de) 2010-03-19 2014-12-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stahlteil mit gehärteter oberfläche und verfahren zu seiner herstellung

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03100142A (ja) * 1989-09-13 1991-04-25 Kobe Steel Ltd 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法
JP2006097096A (ja) * 2004-09-29 2006-04-13 Daido Steel Co Ltd 浸炭または浸炭窒化した軸受鋼部品
DE102006052834A1 (de) 2006-11-09 2008-05-15 Schaeffler Kg Verfahren zum Herstellen eines Wälzlagerringes und Wälzlagerring
DE102018123505A1 (de) * 2018-09-25 2020-03-26 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Großwälzlagerring und Verfahren zur Herstellung eines Großwälzlagerrings

Also Published As

Publication number Publication date
DE102022100951A1 (de) 2023-07-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2045339B1 (de) Für eine Wälzbeanspruchung ausgebildetes Werkstück aus durchhärtendem Stahl und Verfahren zur Wärmebehandlung
DE102005060113B4 (de) Radlager sowie Verfahren zur Herstellung desselben
DE102019216995A1 (de) Lagerbauteil mit einem metallischen Grundkörper und einer Beschichtung mit legiertem Stahl
DE102016123598A1 (de) Lagerbauteil, verfahren zur herstellung eines lagerbauteils, sowie wälzlager
DE10147631A1 (de) Lager für eine Hauptspindel einer Werkzeugmaschine
DE102016203022A1 (de) Verfahren zum Wärmebehandeln einer Stahllegierung
EP3286344B1 (de) Verfahren zur thermochemisch-thermischen behandlung von kohlenstoffreduzierten stählen
DE102016224191A1 (de) Ermüdungsfester Lagerstahl
DE102011088234A1 (de) Bauteil
EP0627019B1 (de) Verfahren zur thermochemisch-thermischen behandlung von einsatzstählen
EP3228889B1 (de) Laufbahnelement für ein grosswälzlager und lageranordnung
EP3591081B1 (de) Verfahren zur herstellung eines einsatzgehärteten stahlbauteils
WO2008055477A2 (de) Verfahren zum herstellen eines wälzlagerringes und wälzlagerring
DE4327440A1 (de) Verfahren zur thermochemisch-thermischen Behandlung von Einsatzstählen, Vergütungsstählen und Wälzlagerstählen
EP3538678B1 (de) Verfahren zur herstellung eines wälzlagerrings mit verbesserter robustheit gegen die bildung von white etching cracks (wec)
WO2023134810A1 (de) STAHLLEGIERUNG FÜR EIN GROßWÄLZLAGERBAUTEIL SOWIE GROßWÄLZLAGER UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG DES GROßWÄLZLAGERBAUTEILS AUS DIESER STAHLLEGIERUNG
DE112021002068T5 (de) Aufgekohltes lager
WO2012048917A1 (de) Vergütungsstahl, seine verwendung als stangenmaterial, gewindespindel, zahnstange, zahnstangenelemente und verfahren zu deren herstellung
DE102006055028A1 (de) Radialwälzlager, insbesondere zur Lagerung von Wellen in Windkraftgetrieben
DE102023210067A1 (de) Verfahren zur Wärmebehandlung einer Stahlkomponente
DE102005029404B4 (de) Vorgespanntes Wälzlager
DE102022111455A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Wälzlagerbauteils, Wälzlagerbauteil und Wälzlager
DE102021132703A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Wälzlagerbauteils
WO2022242793A1 (de) Verfahren zur herstellung eines wälzlagerbauteils, wälzlagerbauteil und wälzlager
WO2022148510A1 (de) Verfahren zur herstellung eines wälzlagerbauteils

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22826342

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1