Load Carrying Capacity of Case-Carburized Gears with Different Cryogenic Treatments

3.1 Aim of the investigations

The aim of the investigations presented here is to expand the knowledge of the influence of low temperature treatments on the gear load carrying capacity. To this end, several variants made of the two materials 18CrNiMo7-6 (former short name 17CrNiMo6) and SAE 9310 were case-hardened accordingly and subjected to various low temperature treatments. The test variants were analyzed with regard to their tooth root and pitting load carrying capacity. Extensive accompanying investigations were carried out to characterize the existing microstructural conditions. The totality of the results allows a comprehensive classification of the research results in the state of the art and an analysis of the interactions between cryogenic treatments and the resulting gear load carrying capacity. The results presented in this work could help to adjust the heat treatment of highly loaded gear components even more precisely and to harmonize them with the requirements in terms of material condition and strength properties.

3.2 Investigated variants and scope of experiments

The investigated variants were made of the two typical case hardening steels 18CrNiMo7-6 and SAE 9310. In total, eight variants were investigated from which two are reference variants for both materials. In Table 1 and 2, the measured chemical composition of the two used material batches is compared with the corresponding minimum and maximum permitted values acc. to DIN EN ISO 683-3 [16] and SAE J1249 [17], respectively. The measured values were determined by optical emission spectrography (OES). It can be stated that all measured values are within the tolerances consistently.

In a first step, the steel blanks of all variants were rough machined with a hob cutter and subsequently case-hardened. The case hardening was carried out in a low-pressure carburizing (LPC) process with integrated oil quenching. The carburizing temperature was 940 °C and the hardening temperature was 840 °C for all variants. The quenching was carried out at a temperature of 60 °C for 30 min. Four variants were treated cryogenically before the tempering, two after the tempering. The tempering itself was done consistently by air circulation at a temperature of 180 °C for 2 h. The annealing temperature was not adapted for the cryogenically treated variants to investigate explicitly the influence of the low temperature treatment.

For the cryogenic treatment of the investigated variants, two different methods were used. The variants with a cooling temperature of -60 °C and -80 °C were treated in a commercially available freezing box with an injection of liquid nitrogen. The treatment of the variants with a cryogenic temperature of -196 °C was carried out in a Dewar vessel with liquid nitrogen and a total volume of about 100 liters. The temperature was measured continuously by means of thermocouples applied on corresponding test specimens for both methods. The influence of the cooling rate is not part of the herein presented investigations but could have an impact on the resulting material properties and will be addressed in following research projects.

The investigated variants are shown in Table 3. The variant A-Ref is the reference variant for the case hardening steel 18CrNiMo7-6 (material A). For this material, two other variants were investigated. Both were treated cryogenically after quenching and before tempering to reduce specifically the amount of retained austenite. Variant A-HCT-80 was cooled to -80 °C and variant A-HCT-196 was cooled to -196 °C. The case hardening steel SAE 9310 (material B) was investigated in five variants. The corresponding reference variant is named B-Ref. For the variants B-HCT-80 and B-HCT-196, the same cryogenic treatment as for the corresponding 18CrNiMo7-6 variants was applied. The variants B-HT+C-60 and B-HT+C-196 were treated cryogenically after heat treatment (carburizing and tempering) and shot blasting. Variant B-HT+C-60 was cooled to -60 °C to simulate an extremely low ambient temperature whereas variant B-HT+C-196 was cooled to -196 °C. This could be the case during joining processes with liquid nitrogen. For the load carrying capacity investigations, test gears with the main geometry data given in Table 4 were used.

All investigated test gears were shot blasted after tempering to achieve a better comparability among each other and to provide a sufficient tooth root bending strength in case of the pitting test gears. After the heat treatment, the cryogenic treatment and the shot blasting, the tooth flanks of the pitting test gears were profile ground to achieve the required gear geometry qualities and a low surface roughness.

3.3 Test rigs and test conditions

The tooth root bending strength was investigated on hydraulic and electromagnetic pulsating test rigs. In Figure 1 left, a schematic representation of an electromagnetic pulsating test rig is shown. The test gear is clamped over four teeth between two jaws so that the sinusoidal force is applied near the point D of the path of contact (end of the singular contact area). At this point, the maximum bending stress in running gears occurs. For the determination of the tooth root bending strength, investigations in the endurance range with constant load for every test run were carried out using the stair step-method. The results were evaluated applying the improved evaluation procedure acc. to Hück [18]. The maximum number of load cycles per test run was chosen to 6 × 10⁶ in accordance with FVA guideline 563 I [19]. For all variants except the 18CrNiMo7-6 reference A-Ref, a standard statistical coverage of 10–12 test points in the endurance range was applied for the determination of the S-N curves. The variant A-Ref was investigated with a reduced number of seven test runs.

Fig. 1

Electro-magnetic pulsator test rig [25] (left) and FZG back-to-back test rig with a center distance of 91.5 mm acc. to DIN ISO 14635-1 [20] (right)

Bild 1. Elektromagnetischer Pulsator-Prüfstand [25] (links) und FZG-Zahnradverspannungsprüfstand mit einem Achsabstand von 91,5 mm nach DIN ISO 14635-1 [20] (rechts)

A standardized FZG back-to-back test rig with a center distance of 91.5 mm was used for the pitting investigations. The test rig is specified in DIN ISO 14635-1 [20] and is depicted in Figure 1 right. The pinion was mounted on the motor side so that the rotational speed was identical with the motor speed of 3000 rpm. The maximum number of load cycles for the pinion was 100 × 10⁶ acc. to FVA guideline 563 I [19]. The torque was applied on the side of the driven gear. The test gears were lubricated with a reference oil of type FVA 3A [21] which is a mineral oil with a viscosity grade of ISO VG 100 and a sulphur-phosphorus additive package (4 % Anglamol 99). The injection temperature of the lubricant was set to 60 °C (±2 °C) and the injection flow rate was adjusted to 2 l/min. These test conditions are in accordance with former research projects [22, 23, 24].

The pitting investigations were carried out in the endurance regime (long life) as well as in the regime of limited life. The variants A-Ref, A-HCT-196, B-HT+C-196 and B-HCT-196 were investigated on a random basis. The other two variants B-Ref and B-HT+C-60 were investigated with a reduced statistical coverage of about 7…9 test runs with focus on the endurance strength.

4.1 Microstructure

The microstructures of the pulsator test gears were analyzed by light optical metallographic inspection in the unground tooth root section near the 30° tangent of unloaded gear teeth. The results are arranged in Table 5.

Table 5

Microstructures in the tooth root area near 30° tangent of the shot blasted, unground pulsator test gears (nital etched with 2 % nitric acid for 40 s)

Tabelle 5. Schliffbilder der reinigungsgestrahlten Pulsatorprüfräder im ungeschliffenen Zahnfuß nahe des Berührpunkts der 30°-Tangente (nitalgeätzt mit 2%-iger Salpetersäure für 40 s)

18CrNiMo7-6
A-Ref	A-HCT-80	A-HCT-196
SAE 9310
B-Ref	B-HCT-80	B-HCT-196
	B-HT+C-60	B-HT+C-196

All microstructures are in heat-treated, cryogenically-treated and shot blasted condition. Due to the low pressure carburizing process, there is no internal oxidation on the surface of the test gears.

The microstructure of the 18CrNiMo7-6 reference variant shows predominantly fine acicular martensite with a certain amount of retained austenite in a range of about 20 %. The retained austenite is mainly distributed homogeneously in the investigated section. Indications for precipitated carbides cannot be observed. The corresponding, low temperature treated variants A-HCT-80 and A-HCT-196 show a microstructure with a somewhat lower amount of retained austenite compared to the reference. A significant difference in the amount of retained austenite cannot be concluded from the metallographic inspection of both variants. The martensite exists in a less acicular from.

The SAE 9310 reference has a slightly lower amount of retained austenite compared to the 18CrNiMo7-6 reference. The cryogenically treated variants show very similar microstructures, independent from the sequence of tempering and cryogenic treatment. The martensite is less acicularly pronounced than for the reference variant.

The microstructures of the pitting test gears are very similar to those of the pulsator test gears presented above. Therefore, they are not shown in detail in this publication. In total, the investigated grinding patterns can be assessed as typical for case-hardened and cryogenically treated gears. The desired heat treatment conditions could be achieved.

4.2 Hardness profiles and CHD values

The hardness depth profiles were measured in the unground tooth root area at the 30° tangent point of contact for the pulsator test gears and on the ground tooth flank near the pitch circle for the pitting test gears. All values represent the initial condition before the test runs. The Vickers hardness test acc. to ISO 6507-1 [26] was used for one test gear of each variant. Both flank sides were investigated, and the arithmetic mean is plotted in the following diagrams.

In Figure 2, the hardness profiles of the unground pulsator test gears for the eight variants are depicted. To determine the case hardening depth acc. to ISO 18203, the referred hardness limit of 550 HV [27] is indicated additionally.

Fig. 2

Hardness profiles of pulsator test gears (measured in the unground tooth root at 30° tangent, mean values of left and right flank) and hardness limit of 550 HV 1 acc. to ISO 18203 [27]

Bild 2. Härtetiefenverläufe der Pulsatorprüfräder (gemessen im ungeschliffenen Zahnfuß am Berührpunkt der 30°-Tangente, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke) und Grenzhärte 550 HV 1 nach ISO 18203 [27]

The diagram shows typical hardness profiles for case-hardened gears. For the 18CrNiMo7-6 reference variant A-Ref, a surface hardness of about 730 HV 1 (see also Figure 3) and a smooth transition to the core can be observed. The core hardness is in a range of 450 HV 1. The corresponding low temperature treated variants A-HCT-80 and A-HCT-196 have similar hardness profiles but differ in the area close to the surface. Surface hardness of both variants values are in a range of 800 HV 1 which is nearly 10 % higher than for the 18CrNiMo7-6 reference. The SAE 9310 variants show overall lower hardness values compared to the 18CrNiMo7-6 ones. The SAE 9310 reference (B-Ref) has a surface hardness of 673 HV 1 which is 8 % lower than the 18CrNiMo7-6 reference. Nevertheless, the same tendencies can be observed for the SAE 9310 material as for the 18CrNiMo7-6. The variants B-HCT-80 and B-HCT-196, which are cryogenically treated directly after quenching, show higher surface hardness values than the corresponding reference. The relative increases are about 7 % for the B-HCT-80 variant and about 10 % for the B-HCT-196 variant. The cryogenic treatment after tempering results in a hardness increase, too. The variants B-HT+C-60 and B-HT+C-196 have surface hardness values of 700 HV 1 and 726 HV 1, respectively. In general, the core hardness of the SAE 9310 variants is in a range of 400 HV 1 and therefore about 11 % below the 18CrNiMo7-6 core hardness due to the lower hardenability compared to 18CrNiMo7-6. The surface hardness values are summarized in Figure 3 for a better recognizability.

Fig. 3

Comparison of surface hardness values of pulsator test gears (measured in the unground tooth root at 30° tangent, mean values of left and right flank) and permitted values acc. to ISO 6336-5 [1] (material quality MQ or ME)

Bild 3. Vergleich der Randhärtewerte der Pulsatorprüfräder (gemessen im ungeschliffenen Zahnfuß am Berührpunkt der 30°-Tangente, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke) und zulässige Werte nach ISO 6336-5 [1] (Werkstoffqualität MQ oder ME)

For the ground pitting test gears, the hardness depth profiles on the tooth flank near the pitch circle are plotted in Figure 4. It is noticeable that the surface hardness values are lower compared to the values measured in the tooth root area of the pulsator test gears. However, the relations between the low temperature treated variants and the respective reference variant are identical. For all cryogenically treated variants, there is an increase in surface hardness from 5…11 %, see Figure 5.

Fig. 4

Hardness profiles of pitting test gears (measured on the ground tooth flank near the pitch circle, mean values of left and right flank) and hardness limit of 550 HV 1 acc. to ISO 18203 [27]

Bild 4. Härtetiefenverläufe der Laufprüfräder (gemessen an der geschliffenen Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke) und Grenzhärte 550 HV 1 nach ISO 18203 [27]

Fig. 5

Comparison of surface hardness values of pitting test gears (measured on the ground tooth flank near the pitch circle, mean values of left and right flank) and permitted values acc. to ISO 6336-5 [1] (material quality MQ or ME)

Bild 5. Vergleich der Randhärtewerte der Laufprüfräder (gemessen an der geschliffenen Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke) mit den zulässigen Werten nach ISO 6336-5 [1] (Werkstoffqualität MQ oder ME)

The case hardening depth (CHD) values for the pulsator and the pitting test gears are determined with the help of the hardness depth profiles. For the eight investigated pulsator variants, the results can be taken from Figure 6. The three 18CrNiMo7-6 variants slightly exceed the common recommendations for optimal CHD regarding tooth root strength acc. to [28] and [29] (CHD_F,opt ≈ 0.1…0.2 × m_n). The SAE 9310 variants show CHD values between 0.81 mm and 0.88 mm and are within the recommended value range. An influence of the low temperature treatment on the resulting case hardening depth is not given based on the presented results.

Fig. 6

Case hardening depth (CHD, mean values of left and right flank, hardness limit 550 HV) of pulsator test gears (measured in the unground tooth root at 30° tangent) and recommendation acc. to Tobie [28] respectively FVA 271 [29] for case carburized materials with lower or medium hardenability

Bild 6. Einsatzhärtungstiefen (CHD, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke, Grenzhärte 550 HV) der Pulsatorprüfräder (gemessen im ungeschliffenen Zahnfuß am Berührpunkt der 30°-Tangente) und Empfehlung nach Tobie [28] bzw. FVA 271 [29] für Einsatzstähle mit geringer oder mittlerer Härtbarkeit

The corresponding CHD values measured on the tooth flank of the pitting test gears essentially confirm the results of the CHD measurements on the pulsator test gears, see Figure 7. All variants except B-Ref fulfill the recommendations for optimal CHD regarding pitting resistance (CHD_H,opt ≈ 0.15…0.4 m_n) acc. to [1].

Fig. 7

Case hardening depth (CHD, mean values of left and right flank, hardness limit 550 HV) of pitting test gears (measured on the ground tooth flank the near pitch circle) and recommendation acc. to ISO 6336-5 [1]

Bild 7. Einsatzhärtungstiefen (CHD, Mittelwerte aus linker und rechter Flanke, Grenzhärte 550 HV) der Laufprüfräder (gemessen an der geschliffenen Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises) und Empfehlung nach ISO 6336-5 [1]

4.3 Residual stresses and retained austenite

All variants were investigated additionally by X-ray diffraction to determine the initial residual stresses in axial direction and the amount of retained austenite in the case layer after the manufacturing process. While the pulsator test gears were analyzed in the tooth root area, the residual stresses of the pitting test gears were measured near the pitch circle on the ground tooth flank. The calculation of the residual stress values was done acc. to the sin²ψ procedure. The main parameters of the X-ray measurements are given in Table 6.

Figure 8 shows the residual stress components in the tooth root area of the pulsator test gears whereby the maximum values with the related standard deviation is given. The 18CrNiMo7-6 reference has maximum compressive residual stresses of about -350 N/mm², which is in the lower range for case-hardened and shot blasted gears. For the low temperature treated variants A-HCT-80 and A-HCT-196, smaller absolute residual stress values could be detected. The SAE 9310 reference shows a maximum value of more than -400 N/mm². For this steel, different tendencies can be observed. Variant B-HCT-80 has lower residual stresses compared to B-Ref but variant B-HCT-196 is almost on the same level as B-Ref. For the after tempering cryogenically treated variant B-HT+C-196, the highest residual stresses of all pulsator variants were determined. Variant B-HT+C-60 is comparable to variant B-HCT-80.

Fig. 8

Residual stresses of pulsator test gears (measured by X-ray diffraction in the unground tooth root at 30° tangent, maximum values with standard deviation)

Bild 8. Eigenspannungen der Pulsatorprüfräder (gemessen mittels Röntgendiffraktometrie im ungeschliffenen Zahnfuß am Berührpunkt der 30°-Tangente, Maximalwerte mit Standardabweichung)

The results of the retained austenite measurements on the pulsator test gears are plotted in Figure 9. The height of the bars represents the median amount of retained austenite, evaluated in a depth range > 20 μm and < 350 μm to ignore surface effects. The error bars indicate the minimum and maximum measured values.

Fig. 9

Amount of retained austenite of unground pulsator test gears (measured by X-ray diffraction in the tooth root at 30° tangent, median values with minimum and maximum); two measurements for SAE 9310 variants

Bild 9. Restaustenitgehalte der ungeschliffenen Pulsatorprüfräder (gemessen mittels Röntgendiffraktometrie im Zahnfuß am Berührpunkt der 30°-Tangente, Medianwerte mit Minimum und Maximum); zwei Messungen für SAE 9310-Varianten

The conventionally low pressure carburized 18CrNiMo7-6 reference A-Ref shows a typical amount of retained austenite of about 20 vol.-%. The low temperature treatments directly after quenching cause a reduction in the retained austenite content as to be expected due to the thermally induced transformation from retained austenite to non-quenched martensite. While the median value for variant A-HCT-80 is between 5 and 10 vol.-%, variant A-HCT-196 shows a median value of 0 vol.-% and a maximum value of approximately 13 vol.%. The material SAE 9310 shows a similar behavior like the 18CrNiMo7-6. The B-Ref variant’s amount of retained austenite is approximately 18 vol.-%. Variant B-HCT-80 shows a comparable amount like the corresponding 18CrNiMo7-6 variant A-HCT-80 but with a smaller scattering. Variant B-HCT-196 has a median amount of retained austenite of 0 vol.-% as it was detected for variant A-HCT-196, too. The reduction of retained austenite is relatively lower for the H+TC variants but also significant in comparison to the SAE 9310 reference.

The measured values of the amount of retained austenite (index ‘γ’) in the tooth root area were compared with calculated values V_γ,calc acc. to the approach of Koistinen and Marburger [30]:

For the calculation, the martensite start temperature M_s is required and therefore calculated acc. to the approach of Kunitake [31] from the chemical composition of the material and the amount of carbon in the carburized surface layer. Other approaches, e.g. [32, 33], were attempted but lead to lower conformity and tend to overestimate the amount of retained austenite for the investigated variants. The equation of Koistinen and Marburger was determined for M_s > T_q > -80 °C originally, whereby T_q is the lowest temperature reached during the quenching process. In the context of this work, the range of validity was exceeded consciously due to the cryogenic temperatures. The temperature T_q was modified to consider the absolute cooling temperature T_C and the order of the low temperature treatment in the whole heat treatment process for each variant in the following manner:

T_quench represents the quenching temperature which was 60 °C for all investigated variants.

A change in the amount of retained austenite by the tempering process (air circulation at 180 °C for 2 h) is not assumed in accordance with [34, 35]. The influence of the shot blasting process on the amount of retained austenite was neglected due to its low intensity which caused relatively low compressive residual stresses. Furthermore, the calculations were only performed for the tooth root variants and not for the pitting variants because the grinding process partly removes the surface layer. Thus, the calculated amount of retained austenite differs from the measured values.

The results of the calculations are depicted in Figure 10. On the abscissa, the median amount of retained austenite measured by X-ray diffraction V_γ,X-ray is plotted together with the corresponding minimum and maximum values. On the ordinate, the calculated values of retained austenite V_γ,calc are plotted. The diagram shows a good correlation between the measured and the calculated values for the amount of retained austenite. All variants lie within the tolerance of ±5 vol.-%. Although the number of variants is small and the scattering of the measured values is comparatively high, the presented calculation method proves basic applicability for low pressure carburized and cryogenically treated gears.

Fig. 10

Comparison of measured and calculated amount of retained austenite for the investigated pulsator variants (error bar represents minimum and maximum measured values over depth)

Bild 10. Vergleich der gemessenen und berechneten Restaustenitgehalte für die untersuchten Pulsatorvarianten (Fehlerbalken stellen die minimalen und maximalen Messwerte über der Tiefe dar)

Figure 11 depicts the results of the residual stress measurements on tooth flanks of the pitting test gears in the initial condition before the test runs. They should be interpreted with respect to the influence of the grinding process which can be dominant towards the residual stresses resulting from the heat treatment and shot blasting process, especially very close to the surface. The highest compressive residual stresses could be found for the 18CrNiMo7-6 reference variant with an absolute value of about -550 N/mm² (at the surface). The residual stresses of variant A-HCT-196 are significantly lower in a range of -250 N/mm². The SAE 9310 variants show maximum compressive residual stresses from -225 N/mm² to -366 N/mm², consistently. The residual stresses of variant B-HCT-196 are identical as for the corresponding 18CrNiMo7-6 variant A-HCT-196 under neglect of the measurement uncertainty. The two variants with cryogenic treatment after the manufacturing process show slightly higher maximum compressive residual stresses than the SAE 9310 reference B-Ref.

Fig. 11

Residual stresses of pitting test gears (measured by X-ray diffraction on the ground tooth flank near the pitch circle, maximum values over depth indicated with standard deviation)

Bild 11. Eigenspannungen der Laufprüfräder (gemessen mittels Röntgendiffraktometrie an der geschliffenen Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises, Maximalwerte über der Tiefe mit Standardabweichung angegeben)

The measured amounts of retained austenite on the pitting test gears are shown in Figure 12. The highest median values could be determined for the two reference variants A-Ref and B-Ref. For the variants H-CT-196, a significant decrease of over 70 % (18CrNiMo7-6) and nearly 50 % (SAE 9310) can be observed compared to their respective reference. The median amount of retained austenite of variant B-HT+C-60 is identical compared to variant B-HCT-196 but the maximum detected value is much higher. Variant B-HT+C-196 has the lowest retained austenite content of all investigated pitting variants.

Fig. 12

Amount of retained austenite of ground pitting test gears (measured by X-ray diffraction on the ground tooth flank near the pitch circle, median values with minimum and maximum)

Bild 12. Restaustenitgehalte der geschliffenen Laufprüfräder (gemessen mittels Röntgendiffraktometrie an der geschliffenen Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises, Medianwerte mit Minimum und Maximum)

4.4 Fatigue tests

The determination of the tooth root bending strength was carried out in various single-load tests on pulsating test rigs (see presented above). For every variant, the S-N curve was derived from test runs in the endurance regime and in the regime of limited life. A standard statistical coverage was applied for all pulsator variants except the 18CrNiMo7-6 reference A-Ref. This includes 10…12 test runs in the endurance regime and usually 5 test runs on two discrete load stages in the regime of limited life each. The nominal tooth root bending strength σ_F0 was calculated from the effective pulsator force acc. to ISO 6336-3 [36] or DIN 3990-3 [37], respectively. The tooth root bending endurance limit σ_{F0∞,50 %} for a failure probability of 50 % was evaluated acc. to the improved method of Hück [18]. In the regime of limited life, the test runs were evaluated under consideration of a logarithmic normal distribution on each load stage [38]. The S-N curve in the regime of limited life is defined by the load stage and the corresponding average number of load cycles until tooth root breakage, indicated with a failure probability of 50 %. Thus, the S-N curve is defined explicitly by the tooth root bending endurance limit σ_{F0∞,50 %}, the number of load cycles at the transition from limited life to endurance (long life) N_{D,50 %} and the gradient k_{50 %} of the S-N curve in the regime of limited life.

Figure 13 shows the S-N curves of the three 18CrNiMo7-6 variants. For the variant A-Ref, a tooth root bending endurance limit σ_{F0∞,50 %} of approximately 1100 N/mm² was determined which fits well for a conventionally case-carburized and shot blasted variant, see e.g. [22, 5]. The tooth root bending endurance limit is reduced by about 10 % for variant A-HCT-80 and by about 14 % for variant A-HCT-196. Therefore, a reduction of the cooling temperature is assumed to lead to decreasing endurance strength values depending on the absolute value of the cryogenic temperature. Furthermore, the almost identical slopes of the three S-N curves in the regime of limited life are remarkable.

Fig. 13

S-N diagram for tooth root bending strength of the three investigated 18CrNiMo7-6 variants, indicated with 50 % failure probability

Bild 13: Wöhlerdiagramm zur Zahnfußtragfähigkeit der drei untersuchten 18CrNiMo7-6-Varianten, angegeben mit 50 % Ausfallwahrscheinlichkeit

The corresponding results for the SAE 9310 material are depicted in Figure 14. For a better comparability between the two materials, the S-N curve of the A-Ref variant is added. The SAE 9310 reference has a tooth root bending endurance limit of σ_{F0∞,50 %} = 1194 N mm² which is 8 % higher than for the 18CrNiMo7-6 reference. The results for the variants B-HCT-80 and B-HCT-196 are contradictory to the corresponding 18CrNiMo7-6 variants. The tooth root bending endurance limit of variant B-HCT-80 is lower compared to variant B-HCT-196 which is almost on the level of variant B-Ref. The cryogenic treatment after tempering and shot blasting leads to a similar (B-HT+C-60) or slightly increased (B-HT+C-196) tooth root bending endurance limit with regard to the SAE 9310 reference. The relative difference between variant B-HT+C-196 and the reference is in a range of approximately 5 %. Compared to the 18CrNiMo7-6 reference, all SAE 9310 variants except B-HCT-80 reach similar or higher values of the tooth root bending endurance limit. The slopes of the S-N curves in the regime of limited life are almost identical so there is no influence from the cryogenic treatments.

Fig. 14

S-N diagram for tooth root bending strength of the five investigated SAE 9310 variants, indicated with 50 % failure probability, and comparison with the 18CrNiMo7-6 reference variant (A-Ref)

Bild 14. Wöhlerdiagramm zur Zahnfußtragfähigkeit der fünf untersuchten SAE 9310-Varianten, angegeben mit 50 % Ausfallwahrscheinlichkeit und Vergleich mit der Referenzvariante 18CrNiMo7-6 (A-Ref)

In the following, the results of the pitting investigations are presented. The pitting strength was determined in running tests on the FZG back-to-back test rig which was described above. Due to the high expenditure of time, most of the variants were only investigated by 2…3 test runs in the regime of limited life on a constant load level of σ_H0 = 1700 N/mm². For the evaluation of the test results, a Weibull distribution of the failure load cycle numbers is assumed, see [38]. For variants B-Ref and B-HT+C-60, the pitting endurance strength σ_{H0∞,50 %} was determined by up to 5 test runs and evaluated acc. to the Probit method [39]. The calculation of the nominal contact stress σ_H0 followed the procedure acc. to ISO 6336-2 [40] or DIN 3990-2 [41], respectively.

The results of the experimental pitting investigations can be taken from Figure 15. On the ordinate, the number of load cycles until pitting failure is plotted for each of the six investigated variants. The 18CrNiMo7-6 reference shows an average failure load cycle number of approximately 35 million. The cryogenically treated variant A-HCT-196 fails after 20 million load cycles and therefore about 40 % earlier compared to A-Ref. The average failure load cycle number of the SAE 9310 reference is on the same scale. Variants B-HCT-196 and B-HT+C-60 tend to fail earlier compared to variant B-Ref but one run-out has to be considered for variant B-HT+C-60. The longest service life of all variants could be observed for variant B-HT+C-196 with one pitting failure near 100 million load cycles.

Fig. 15

Results of pitting strength investigations in the regime of limited life (σ_H0 = 1700 N/mm²) for the investigated variants (average failure load cycles calculated with Weibull distribution)

Bild 15. Ergebnisse der Untersuchungen zur Grübchentragfähigkeit im Bereich der Zeitfestigkeit (σ_H0 = 1700 N/mm²) für die untersuchten Varianten (mittlere Ausfalllastspielzahl berechnet mit Weibull-Verteilung)

The pitting endurance strength of variant B-Ref was determined to σ_{F0∞,50 %} = 1547 N/mm² whereas the corresponding value for variant B-HT+C-60 is 1447 N/mm². These results confirm the tendencies observed in the regime of limited life.

4.5 Damage patterns

The damage patterns of the tested gears were investigated by optical microscopy. In Table 7, exemplary fracture surfaces in the endurance regime for all eight tooth root bending test variants are documented.

Table 7

Exemplary damage patterns of pulsator tests gears in the endurance range (crack initiation on top of each picture)

Tabelle 7. Exemplarische Bruchflächen aus Pulsatorversuchen im Bereich der Dauerfestigkeit (Rissinitiierung jeweils am oberen Bildrand)

18CrNiMo7-6
A-Ref	A-HCT-80	A-HCT-196
Fpn = 45 kN, N = 861152	Fpn = 35 kN, N = 1660369	Fpn = 37,5 kN, N = 666485
SAE 9310
B-Ref	B-HCT-80	B-HCT-196
Fpn = 45 kN, N = 210994	Fpn = 45 kN, N = 110106	Fpn = 45 kN, N = 129250
	B-HT+C-60	B-HT+C-196
	Fpn = 50 kN, N = 124283	Fpn = 50 kN, N = 134110

All tooth root failures show the typical separation in the area of fatigue failure (upper area) and the area of overload fracture (lower area). The SAE 9310 variants tend to more ductile fractures due to their higher nickel content. The higher ductility leads to a higher deformation of the tooth which causes the flat and sheared areas in the fractured surfaces.

Exemplary pitting failures of all six investigated variants are depicted in Table 8. All pictures were taken on pinion flanks of gears tested at a nominal contact stress of σ_H0 = 1700 N/mm². Additionally, the number of load cycles reached in the tests is given. All pitting failures occur in combination with micro-pitting, which can cause a mutual interaction between these two failure modes [42]. The failures observed on the deep cryogenically treated variants start partly from the face edges of the gears, which was caused by flank bulges resulting from transformation from retained austenite to martensite.

Table 8

Exemplary damage patterns on pinion of pitting tests at a constant nominal contact stress of σ_H0 = 1700 N/mm²

Tabelle 8. Exemplarische Schadensbilder an Laufprüfritzeln bei einer nominellen Flankenpressung von σ_H0 = 1700 N/mm²

18CrNiMo7-6
A-Ref (N = 30 × 106)	A-HCT-196 (N = 22 × 106)
SAE 9310
B-Ref (N = 20 × 106)	B-HCT-196 (N = 9 × 106)
B-HT+C-60 (N = 17.14 × 106)	B-HT+C-196 (N = 12 × 106)

6.1 Tooth root bending strength

The tooth root load carrying capacity was investigated systematically to carve out the differences between several variants with cryogenic treatments. The results are discussed with respect to the state of the art in the following.

The nominal stress numbers for bending σ_{F lim} were calculated from the nominal tooth root load carrying capacity acc. to ISO 6336-3 [36] and are inserted in the corresponding diagram for case hardened wrought steels acc. to ISO 6336-5 [1] (see Figure 16).

Fig. 16

Experimentally determined nominal stress numbers for tooth root bending, plotted in the diagram for case hardened wrought steels acc. to ISO 6336-5 [1]

Bild 16. Experimentell ermittelte Dauerfestigkeitswerte für Zahnfuß-Biegenennspannung, eingetragen in das Festigkeitsschaubild für einsatzgehärtete Einsatzstähle nach ISO 6336-5 [1]

The 18CrNiMo7-6 reference is classified in the lower range of material quality MQ which is slightly below the common expected level for case-hardened and shot blasted gears of this material. The corresponding cryogenically treated variants are in the middle range of the lower material quality ML. Cryogenic treatment directly after quenching has a negative influence on the resulting tooth root load carrying capacity of gears made out of 18CrNiMo7-6 although the surface hardness values of the two variants are higher than the surface hardness of the reference.

The SAE 9310 reference shows a nominal stress number for bending in the middle range of material quality MQ. The negative impact of cryogenic treatments after quenching and before tempering can be confirmed for the case hardening steel SAE 9310. The increase in the surface hardness is not that significant as for the corresponding 18CrNiMo7-6 variants. The variants that were low temperature treated after tempering show a comparable (B-HT+C-60) or higher (B-HT+C-196) tooth root bending strength, related to a rise in surface hardness. Variant B-HT+C-196 reaches a nominal stress number of more than 500 N/mm² which corresponds to a material quality in the upper range of MQ.

In the regime of limited life, there are significant differences for the material 18CrNiMo7-6. The cryogenically treated variants have a service life that is up to 80 % shorter compared to the reference. For the material SAE 9310, the differences in the regime of limited life are not that systematic. The gradients of the S-N curves of all investigated variants are very similar.

The reason for the better performance of SAE 9310 in the cryogenic condition could be the higher alloy content of nickel in comparison to 18CrNiMo7-6. The higher content of nickel increases the material’s ductility (see e.g. [43, 44, 45]) and therefore forms a counterweight to the increased brittleness caused by the temperature-induced transformation from retained austenite to non-tempered martensite. For the HT+C variants, a possible explanation for the relatively good performance regarding tooth root bending fatigue as well as pitting resistance could be the formation of finely distributed precipitations and the stabilization of retained austenite during tempering as it is described e.g. in [15, 14]. This could increase the local strength in the material while at the same time maintaining ductility.

In comparison to previous investigations [5], the current work mainly confirms the trends observed. Increased surface hardness values and reduced amounts of retained austenite for HTC variants compared to the respective reference could be determined. The changes in surface hardness and amount of retained austenite correlate with the cooling temperature. The surface hardness of the SAE 9310 H+TC variants was also increased significantly by the cryogenic treatment, which was not observed in [5]. The herein presented results show reduced tooth root bending strength numbers for HTC variants which was less pronounced in the previous investigations. [5] Nearly identical tooth root bending strength numbers for the H+TC variants compared to the reference variant could be determined, which is in accordance with [5].

Summarizing, the tooth root load carrying capacity of case-carburized gears made of 18CrNiMo7-6 or SAE 9310 cannot be improved by the application of cryogenic treatments directly after quenching. For cryogenic temperatures of -80 °C as well as -196 °C an obvious decrease of the tooth root bending strength has to be considered in case that the cryogenic treatment is applied directly after the quenching process but before the tempering. Cryogenic treatments after tempering result in similar or slightly higher tooth root bending strength values for the material SAE 9310.

6.2 Pitting load carrying capacity

Regarding the tooth flank load carrying capacity, cryogenic treatments with a temperature of -196 °C before tempering result in a reduction of the reachable number of load cycles until pitting failure in the regime of limited life. This behavior can be observed for the 18CrNiMo7-6 as well as for the SAE 9310. The relative decrease in the reached number of load cycles is in a range from 40…50 %. Investigations on the pitting endurance strength were not carried out systematically.

For the SAE 9310 variants with a cryogenic treatment after the manufacturing process (HT+C), a slight decrease in the pitting endurance limit could be determined. For a cryogenic treatment to -60 °C, the decrease is about 5…10 %. In the regime of limited life, the statistical scattering rises clearly, in particular for the variant B-HT+C-196.

The herein applied cryogenic treatments on case-carburized gears influence the pitting load carrying capacity negatively. Especially for variants with tempering after the final manufacturing (grinding) process, changes in the microgeometry of the test gears could be observed due to the temperature induced transformation from retained austenite to martensite, see Figure 17. The flank bulges on the face edges cause local elevations in Hertzian pressure and therefore non-optimal load distributions on the tooth flanks. The consequences are a higher risk of micropitting and a decreased pitting load carrying capacity.

Fig. 17

Exemplary flank bulges on a pitting test pinion of variant B-HT+C-196

Bild 17. Exemplarische Flankenaufwölbungen an einem Laufprüfritzel der Variante B-HT+C-196

3.1 Ziel der Untersuchungen

Ziel der hier vorgestellten Untersuchungen ist es, das Wissen über den Einfluss von Tieftemperaturbehandlungen auf die Zahnradtragfähigkeit zu erweitern. Zu diesem Zweck wurden mehrere Varianten aus den beiden Werkstoffen 18CrNiMo7-6 (vormals 17CrNiMo6) und SAE 9310 entsprechend einsatzgehärtet und verschiedenen Tieftemperaturbehandlungen unterzogen. Die Versuchsvarianten wurden hinsichtlich ihrer Zahnfuß- und Grübchentragfähigkeit analysiert. Zur Charakterisierung der vorhandenen Gefügezustände wurden umfangreiche Begleituntersuchungen durchgeführt. Die Gesamtheit der Ergebnisse erlaubt eine umfassende Einordnung der Forschungsergebnisse in den Stand des Wissens und eine Analyse der Wechselwirkungen zwischen Tieftemperaturbehandlungen und der resultierenden Zahnradtragfähigkeit. Die in dieser Arbeit vorgestellten Ergebnisse können dazu beitragen, die Wärmebehandlung von hochbelasteten Getriebekomponenten noch genauer einzustellen und mit den Anforderungen an den Werkstoffzustand und die Festigkeitseigenschaften in Einklang zu bringen.

3.2 Untersuchte Varianten und Umfang der Versuche

Die untersuchten Varianten wurden aus den beiden typischen Einsatzstählen 18CrNiMo7-6 und SAE 9310 hergestellt. Insgesamt wurden acht Varianten untersucht, von denen zwei Referenzvarianten für beide Werkstoffe sind. In Tabelle 1 und 2 wird die gemessene chemische Zusammensetzung der beiden verwendeten Werkstoffchargen mit den entsprechenden minimal und maximal zulässigen Werten nach DIN EN ISO-683-3 [16] bzw. SAE J1249 [17] verglichen. Die Messwerte wurden mittels optischer Emissionsspektroskopie (OES) ermittelt. Es kann festgestellt werden, dass alle gemessenen Elementgehalte innerhalb der Toleranzen liegen.

In einem ersten Schritt wurden die Stahlrohlinge aller Varianten mit einem Wälzfräser vorbearbeitet und anschließend einsatzgehärtet. Die Einsatzhärtung erfolgte in einem Niederdruckaufkohlungsprozess (LPC) mit integrierter Ölabschreckung. Die Aufkohlungstemperatur lag für alle Varianten bei 940 °C und die Härtetemperatur bei 840 °C. Die Abschreckung erfolgte bei einer Temperatur von 60 °C für 30 min. Vier Varianten wurden vor dem Anlassen tiefgekühlt, zwei nach dem Anlassen. Das Anlassen selbst erfolgte mittels Luftumwälzung bei einer Temperatur von 180 °C für 2 h. Die Anlasstemperatur wurde bei den tieftemperaturbehandelten Varianten nicht angepasst, um explizit den Einfluss der Tieftemperaturbehandlung zu untersuchen.

Für die Tieftemperaturbehandlung der untersuchten Varianten wurden zwei verschiedene Methoden angewandt. Die Varianten mit einer Tiefkühltemperatur von -60 °C und -80 °C wurden in einer handelsüblichen Gefrierbox mit einer Injektion von flüssigem Stickstoff behandelt. Die Behandlung der Varianten mit einer Tiefkühltemperatur von -196 °C erfolgte in einem Dewar-Gefäß mit flüssigem Stickstoff und einem Gesamtvolumen von etwa 100 Litern. Die Temperatur wurde bei beiden Verfahren kontinuierlich mithilfe von Thermoelementen messtechnisch erfasst, die an entsprechenden Prüfkörpern angebracht waren. Der Einfluss der Abkühlgeschwindigkeit ist nicht Teil der hier vorgestellten Untersuchungen, könnte sich aber auf die resultierenden Materialeigenschaften auswirken und wird in nachfolgenden Forschungsprojekten untersucht.

Die untersuchten Varianten sind in Tabelle 3 aufgeführt. Die Variante A-Ref ist die Referenzvariante für den Einsatzstahl 18CrNiMo7-6 (Werkstoff A). Für diesen Werkstoff wurden zwei weitere Varianten untersucht. Beide wurden nach dem Abschrecken und vor dem Anlassen tiefgekühlt, um insbesondere den Restaustenitgehalt zu reduzieren. Die Variante A-HCT-80 wurde auf -80 °C und die Variante A-HCT-196 auf -196 °C abgekühlt. Der Einsatzstahl SAE 9310 (Werkstoff B) wurde in fünf Varianten untersucht. Die entsprechende Referenzvariante wird als B-Ref bezeichnet. Für die Varianten B-HCT-80 und B-HCT-196 wurde die gleiche Tieftemperaturbehandlung wie für die entsprechenden 18CrNiMo7-6-Varianten angewendet. Die Varianten B-HT+C-60 und B-HT+C-196 wurden nach der Wärmebehandlung (Aufkohlen und Anlassen) und der Strahlbehandlung tieftemperaturbehandelt. Die Variante B-HT+C-60 wurde auf -60 °C abgekühlt, um eine extrem niedrige Umgebungstemperatur zu simulieren, während die Variante B-HT+C-196 auf -196 °C abgekühlt wurde. Dies könnte bei Fügeprozessen mit flüssigem Stickstoff der Fall sein.

Für die Tragfähigkeitsuntersuchungen wurden Prüfzahnräder mit den Hauptverzahnungsdaten nach Tabelle 4 verwendet.

Alle untersuchten Prüfzahnräder wurden nach dem Anlassen reinigungsgestrahlt, um eine bessere Vergleichbarkeit untereinander zu erreichen und um bei den Laufprüfrädern eine ausreichende Zahnfußtragfähigkeit zu gewährleisten. Nach der Wärmebehandlung, der Tieftemperaturbehandlung und der Strahlbehandlung wurden die Zahnflanken der Laufprüfräder hartfeinbearbeitet, um die geforderten Eigenschaften hinsichtlich der Verzahnungsgeometrie und eine geringe Oberflächenrauheit zu erreichen.

3.3 Prüfstände und Prüfbedingungen

Die Zahnfußtragfähigkeit wurde auf hydraulischen und elektromagnetisch erregten Pulsatorprüfständen untersucht. In Bild 1 links ist eine schematische Darstellung eines elektromagnetischen Pulsatorprüfstands zu sehen. Das Pulsatorprüfrad wird über vier Zähne zwischen zwei planparallelen Backen eingespannt, sodass die sinusförmige Kraft in der Nähe des Punktes D der Eingriffsstrecke (Ende des Einzeleingriffsgebiets) aufgebracht wird. An diesem Punkt tritt die maximale Biegespannung bei kämmenden Zahnrädern auf. Zur Bestimmung der Zahnfußtragfähigkeit wurden Untersuchungen im Bereich der Dauerfestigkeit bei konstanter Belastung während jedes Prüflaufs nach dem Treppenstufenverfahren durchgeführt. Die Auswertung der Ergebnisse erfolgte mit dem verbesserten Auswerteverfahren nach Hück [18]. Die maximale Lastwechselzahl pro Prüflauf wurde auf 6 × 10⁶ gemäß der FVA-Richtlinie 563 I festgelegt [19]. Für alle Varianten außer der Referenz A-Ref des Werkstoffs 18CrNiMo7-6 wurde für die Ermittlung der Wöhlerlinien eine statistische Standard-Versuchsbelegung von 10–12 Versuchspunkten im Dauerfestigkeitsgebiet verwendet. Die Variante A-Ref wurde mit einer reduzierten Anzahl von 7 Prüfläufen untersucht.

Für die Untersuchungen zur Grübchentragfähigkeit wurde ein genormter FZG-Zahnradverspannungsprüfstand mit einem Achsabstand von 91,5 mm verwendet. Der Prüfstand ist in DIN ISO 14635-1 beschrieben [20] und in Bild 1 rechts dargestellt. Das Ritzel wurde auf der Motorseite montiert, sodass dessen Drehzahl identisch mit der Motordrehzahl von 3000 U/min war. Die Grenzlastspielzahl für das Ritzel betrug 100 × 10⁶ nach FVA-Richtlinie 563 I [19]. Das Drehmoment wurde auf der Seite des angetriebenen Rades aufgebracht. Die Prüfzahnräder wurden mit einem Referenzöl des Typs FVA 3A [21] geschmiert, einem Mineralöl der Viskositätsklasse ISO VG 100 und einem Schwefel-Phosphor-Additivpaket (4 % Anglamol 99). Die Einspritztemperatur des Schmierstoffs wurde auf 60 °C (±2 °C) und der Ölvolumenstrom auf 2 l/min geregelt. Diese Versuchsbedingungen stehen im Einklang mit früheren Forschungsprojekten [22, 23, 24].

Die Grübchentragfähigkeitsuntersuchungen wurden sowohl im Bereich der Dauerfestigkeit als auch im Bereich der Zeitfestigkeit durchgeführt. Die Varianten A-Ref, A-HCT-196, B-HT+C-196 und B-HCT-196 wurden in Stichversuchen untersucht. Die beiden anderen Varianten B-Ref und B-HT+C-60 wurden mit einer reduzierten statistischen Versuchsbelegung von etwa 7…9 Prüfläufen mit Schwerpunkt auf der Dauerfestigkeit untersucht.

4.1 Mikrostruktur

Die Randschichtgefüge der Pulsatorprüfräder wurden mittels lichtoptischer metallographischer Untersuchung im ungeschliffenen Zahnfußbereich der unbelasteten Verzahnung nahe der 30°-Tangente analysiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 zusammengestellt.

Alle Randschichtgefüge liegen im wärmebehandelten, tiefgekühlten und reinigungsgestrahlten Zustand vor. Aufgrund des Niederdruck-Aufkohlungsprozesses liegt keine Randoxidation an der Bauteiloberfläche der Prüfzahnräder vor.

Das Mikrogefüge der Referenzvariante aus 18CrNiMo7-6 zeigt überwiegend feinen, nadelförmigen Martensit mit einem gewissen Anteil an Restaustenit in einem Bereich von etwa 20 %. Der Restaustenit im untersuchten Schliff ist überwiegend homogen verteilt. Anzeichen für ausgeschiedene Carbide sind nicht zu erkennen. Die entsprechenden, tieftemperaturbehandelten Varianten A-HCT-80 und A-HCT-196 zeigen ein Gefüge mit einem etwas geringeren Anteil an Restaustenit im Vergleich zur Referenz. Ein signifikanter Unterschied hinsichtlich des Restaustenitgehalts lässt sich aus der metallographischen Untersuchung beider Varianten nicht ableiten. Der Martensit liegt in einer weniger nadelförmigen Form vor.

Die Referenz aus dem Werkstoff SAE 9310 weist im Vergleich zur Referenz aus 18CrNiMo7-6 einen etwas geringeren Restaustenitgehalt auf. Die tieftemperaturbehandelten Varianten zeigen sehr ähnliche Gefüge, unabhängig von der Reihenfolge des Anlassens und der Tieftemperaturbehandlung. Der Martensit ist weniger nadelförmig ausgeprägt als bei der Referenzvariante.

Die Randschichtgefüge der Laufprüfräder sind denen der oben vorgestellten Pulsatorprüfräder sehr ähnlich. Daher werden sie in dieser Veröffentlichung nicht im Detail dargestellt. Insgesamt können die untersuchten Schliffbilder als typisch für einsatzgehärtete und tieftemperaturbehandelte Zahnräder eingeordnet werden. Die gewünschten Wärmebehandlungszustände konnten eingestellt werden.

4.2 Härteprofile und CHD-Werte

Die Härtetiefenverläufe wurden an den Pulsatorprüfrädern im ungeschliffenen Zahnfußbereich am Berührungspunkt der 30°-Tangente und bei den Laufprüfrädern an der geschliffenen Zahnflanke auf Höhe des Wälzkreises gemessen. Alle Werte stellen den Ausgangszustand vor den Prüfläufen dar. Die Vickers-Härteprüfung nach ISO 6507-1 [26] wurde für je ein Prüfzahnrad jeder Variante angewendet. Es wurden beide Zahnflanken untersucht und das arithmetische Mittel ist in den folgenden Diagrammen dargestellt.

In Bild 2 sind die Härtetiefenverläufe der ungeschliffenen Pulsatorprüfräder für die acht Varianten dargestellt. Zur Bestimmung der Einsatzhärtungstiefe nach ISO 18203 ist zudem die Grenzhärte von 550 HV [27] angegeben.

Das Diagramm zeigt typische Härtetiefenverläufe für einsatzgehärtete Zahnräder. Für die Referenzvariante A-Ref aus 18CrNiMo7-6 ergibt sich eine Randhärte von etwa 730 HV 1 (siehe auch Bild 3) und es ist ein sanfter Übergang zum Kern zu beobachten. Die Kernhärte liegt im Bereich von 450 HV 1. Die entsprechenden tieftemperaturbehandelten Varianten A-HCT-80 und A-HCT-196 haben ähnliche Härteprofile, unterscheiden sich aber im oberflächennahen Bereich. Die Randhärte beider Varianten liegt im Bereich von 800 HV 1, was fast 10 % höher ist als bei der Referenz aus 18CrNiMo7-6. Die SAE 9310-Varianten weisen im Vergleich zu den 18CrNiMo7-6-Varianten insgesamt niedrigere Härtewerte auf. Die SAE 9310-Referenz (B-Ref) hat eine Randhärte von 673 HV 1, was 8 % niedriger ist als bei der 18CrNiMo7-6 -Referenz. Dennoch lassen sich für den Werkstoff SAE 9310 die gleichen Tendenzen beobachten wie für den 18CrNiMo7-6. Die Varianten B-HCT-80 und B-HCT-196, die direkt nach dem Abschrecken tieftemperaturbehandelt wurden, weisen höhere Randhärtewerte auf als die entsprechende Referenz. Die relativen Steigerungen betragen etwa 7 % für die Variante B-HCT-80 und etwa 10 % für die Variante B-HCT-196. Die Tieftemperaturbehandlung nach dem Anlassen führt ebenfalls zu einer Härtesteigerung. Die Varianten B-HT+C-60 und B-HT+C-196 besitzen eine Randhärte von 700 HV 1 bzw. 726 HV 1. Im Allgemeinen liegt die Kernhärte der SAE 9310-Varianten in einem Bereich von 400 HV 1 und damit etwa 11 % unter der Kernhärte von 18CrNiMo7-6 aufgrund der geringeren Härtbarkeit im Vergleich zum 18CrNiMo7-6. Die Werte der Randhärte sind in Bild 3 für eine bessere Anschaulichkeit zusammengefasst.

Für die geschliffenen Laufprüfräder sind die Härtetiefenverläufe auf der Zahnflanke in der Nähe des Wälzkreises in Bild 4 dargestellt. Es fällt auf, dass die Randhärte im Vergleich zu den im Zahnfußbereich gemessenen Werten der Pulsatorprüfräder niedriger ist. Die Verhältnisse zwischen den tieftemperaturbehandelten Varianten und der jeweiligen Referenzvariante sind jedoch identisch. Bei allen tieftemperaturbehandelten Varianten ist ein Anstieg der Oberflächenhärte von 5…11 % festzustellen, siehe Bild 5.

Mithilfe der Härtetiefenverläufe werden die Einsatzhärtungstiefen (CHD) der Pulsator- und Laufprüfräder ermittelt. Für die acht untersuchten Pulsatorvarianten können die Ergebnisse Bild 6 entnommen werden. Die drei 18CrNiMo7-6-Varianten überschreiten leicht die gängigen Empfehlungen für eine optimale CHD hinsichtlich der Zahnfußtragfähigkeit nach [28] und [29] (CHD_F,opt ≈ 0.1…0.2 × m_n). Die SAE 9310-Varianten zeigen CHD-Werte zwischen 0,81 mm und 0,88 mm und liegen damit im empfohlenen Wertebereich. Ein Einfluss der Tieftemperaturbehandlung auf die resultierende Einsatzhärtungstiefe ist auf Basis der vorliegenden Ergebnisse nicht gegeben.

Die entsprechenden CHD-Werte, die an der Zahnflanke der Laufprüfräder gemessen wurden, bestätigen im Wesentlichen die Ergebnisse der CHD-Messungen an den Pulsatorprüfrädern, siehe Bild 7. Alle Varianten mit Ausnahme von B-Ref erfüllen die Empfehlungen für eine optimale CHD hinsichtlich der Grübchentragfähigkeit (CHD_H,opt ≈ 0,15…0,4 × m_n) nach [1].

4.3 Eigenspannungen und Restaustenit

Alle Varianten wurden zusätzlich mittels Röntgendiffraktometrie untersucht, um die Eigenspannungen in axialer Richtung und den Restaustenitgehalt in der Randschicht nach der Fertigung zu bestimmen. Während die Pulsatorprüfräder im Zahnfußbereich analysiert wurden, wurden die Eigenspannungen der Laufprüfräder im Bereich des Wälzkreises auf der geschliffenen Zahnflanke gemessen. Die Berechnung der Eigenspannungswerte erfolgte nach dem sin²ψ-Verfahren. Die wichtigsten Parameter der röntgenographischen Messungen sind in Tabelle 6 dokumentiert.

Bild 8 zeigt die Eigenspannungskomponenten im Zahnfußbereich der Pulsatorprüfräder, wobei die Maximalwerte mit der zugehörigen Standardabweichung angegeben sind. Die Referenz aus 18CrNiMo7-6 weist maximale Druckeigenspannungen von etwa -350 N/mm² auf, was im unteren Bereich für einsatzgehärtete und reinigungsgestrahlte Zahnräder liegt. Für die tieftemperaturbehandelten Varianten A-HCT-80 und A-HCT-196 konnten geringere Eigenspannungsbeträge ermittelt werden. Die Referenz aus SAE 9310 zeigt einen Maximalwert von mehr als -400 N/mm². Bei diesem Stahl können unterschiedliche Tendenzen beobachtet werden. Die Variante B-HCT-80 weist im Vergleich zu B-Ref geringere Eigenspannungen auf, während die Variante B-HCT-196 fast auf dem gleichen Niveau wie B-Ref liegt. Für die nach dem Anlassen tieftemperaturbehandelte Variante B-HT+C-196 wurden die höchsten Eigenspannungen aller Pulsatorvarianten ermittelt. Die Variante B-HT+C-60 ist vergleichbar mit der Variante B-HCT-80.

Die Ergebnisse der Restaustenitmessungen an den Pulsatorprüfrädern sind in Bild 9 dargestellt. Die Höhe der Balken stellt den Medianwert des Restaustenitgehalts dar, die in einem Tiefenbereich von > 20 μm und < 350 μm ausgewertet wurde, um Oberflächeneffekte auszuschließen. Die Fehlerbalken repräsentieren die minimalen und maximalen Messwerte.

Das konventionell niederdruckaufgekohlte 18CrNiMo7-6-Referenz A-Ref weist einen typischen Restaustenitgehalt von etwa 20 Vol.-% auf. Die Tieftemperaturbehandlungen direkt nach dem Abschrecken führen zu einer Verringerung des Restaustenitgehalts, wie es aufgrund der thermisch induzierten Umwandlung von Restaustenit in nicht abgeschreckten Martensit zu erwarten ist. Während der Medianwert für die Variante A-HCT-80 zwischen 5 und 10 Vol.-% liegt, zeigt die Variante A-HCT-196 einen Medianwert von 0 Vol.-% und einen Maximalwert von etwa 13 Vol.-%. Der Werkstoff SAE 9310 zeigt ein ähnliches Verhalten wie der 18CrNiMo7-6. Die B-Ref-Variante weist einen Restaustenitgehalt von ca. 18 Vol.-% auf. Die Variante B-HCT-80 zeigt einen vergleichbaren Anteil wie die entsprechende 18CrNiMo7-6-Variante A-HCT-80, jedoch mit einer geringeren Streuung. Die Variante B-HCT-196 weist einen mittleren Restaustenitgehalt von 0 Vol.-% auf, wie er auch bei der Variante A-HCT-196 festgestellt wurde. Die Verringerung des Restaustenits ist bei den H+TC-Varianten relativ betrachtet geringer, aber im Vergleich zur Referenz aus SAE 9310 ebenfalls signifikant.

Die gemessenen Restaustenitgehalte (Index ‚y‘) im Zahnfußbereich wurden mit berechneten Werten V_γ,calc nach dem Ansatz von Koistinen und Marburger verglichen [30]:

Für die Berechnung wird die Martensitstarttemperatur M_s benötigt und daher nach dem Ansatz von Kunitake [31] aus der chemischen Zusammensetzung des Werkstoffs und dem Kohlenstoffanteil in der aufgekohlten Randschicht berechnet. Andere Ansätze, z. B. [32, 33] wurden ebenfalls betrachtet, führen aber zu einer geringeren Übereinstimmung und neigen dazu, den Restaustenitgehalt für die untersuchten Varianten zu überschätzen. Die Gleichung von Koistinen und Marburger wurde ursprünglich für M_s > T_q > -80 °C ermittelt, wobei T_q die niedrigste während des Abschreckens erreichte Temperatur ist. Im Rahmen dieser Arbeit wurde der Gültigkeitsbereich aufgrund der gewählten Tiefkühltemperaturen bewusst überschritten. Die Temperatur T_q wurde unter Berücksichtigung der absoluten Abkühltemperatur T_C und der Reihenfolge der Tieftemperaturbehandlung im gesamten Wärmebehandlungsprozess für jede Variante in folgender Weise modifiziert:

T_quench steht für die Abschrecktemperatur, die bei allen untersuchten Varianten 60 °C betrug.

Eine Veränderung des Restaustenitgehalts durch das Anlassen (Luftumwälzung bei 180 °C für 2 h) wird gemäß [34, 35] nicht angenommen. Der Einfluss des Strahlprozesses auf den Restaustenitgehalt wurde aufgrund seiner geringen Strahlintensität, die relativ geringe Druckeigenspannungen verursacht, vernachlässigt. Außerdem wurden die Berechnungen nur für die Pulsatorvarianten und nicht für die Grübchenvarianten durchgeführt, da beim Schleifen die Randschicht teilweise abgetragen wird. Daher weichen die berechneten Restaustenitgehalte von den gemessenen Werten ab.

Die Ergebnisse der Berechnungen sind in Bild 10 dargestellt. Auf der Abszisse ist der mittels Röntgendiffraktometrie gemessene Medianwert an Restaustenit V_γ,X-ray zusammen mit den entsprechenden Minimal- und Maximalwerten abgebildet. Auf der Ordinate sind die berechneten Werte des Restaustenitgehalts V_γ,calc aufgetragen. Das Diagramm zeigt eine gute Korrelation zwischen den gemessenen und den berechneten Werten des Restaustenitgehalts. Alle Varianten liegen innerhalb der Toleranz von ±5 Vol.-%. Obwohl die Anzahl der Varianten gering und die Streuung der Messwerte vergleichsweise hoch ist, beweist die vorgestellte Berechnungsmethode die grundsätzliche Anwendbarkeit für niederdruckgekohlte und tieftemperaturbehandelte Zahnräder.

Bild 11 zeigt die Ergebnisse der Eigenspannungsmessungen an den Zahnflanken der Laufprüfräder im Neuzustand vor den Prüfläufen. Sie sind im Hinblick auf den Einfluss des Schleifprozesses zu interpretieren, der gegenüber den aus der Wärmebehandlung und dem Strahlen resultierenden Eigenspannungen – insbesondere in Oberflächennähe – dominant sein kann. Die höchsten Druckeigenspannungen wurden für die Referenzvariante aus 18CrNiMo7-6 mit einem Betrag von etwa -550 N/mm² (an der Oberfläche) gefunden. Die Eigenspannungen der Variante A-HCT-196 liegen deutlich niedriger in einem Bereich von -250 N/mm². Die SAE 9310-Varianten weisen maximale Druckeigenspannungen von -225 N/mm² bis -366 N/mm² auf. Die Eigenspannungen der Variante B-HCT-196 sind unter Vernachlässigung der Messunsicherheit identisch mit denen der entsprechenden 18CrNiMo7-6-Variante A-HCT-196. Die beiden Varianten mit Tieftemperaturbehandlung nach der Fertigung weisen etwas höhere maximale Druckeigenspannungen auf als die SAE 9310-Referenz B-Ref.

Die gemessenen Restaustenitgehalte an den Laufprüfrädern sind in Bild 12 dargestellt. Die höchsten Medianwerte konnten für die beiden Referenzvarianten A-Ref und B-Ref ermittelt werden. Für die Varianten H-CT-196 ist eine signifikante Abnahme von über 70 % (18CrNiMo7-6) und fast 50 % (SAE 9310) im Vergleich zu ihrer jeweiligen Referenz zu beobachten. Der Medianwert des Restaustenitgehalts ist bei der Variante B-HT+C-60 im Vergleich zur Variante B-HCT-196 identisch, der maximal detektierte Wert liegt jedoch wesentlich höher. Die Variante B-HT+C-196 hat den niedrigsten Restaustenitgehalt aller untersuchten Varianten zur Untersuchung der Grübchentragfähigkeit.

4.4 Ermüdungsversuche

Die Bestimmung der Zahnfußtragfähigkeit wurde in mehreren Einstufenversuchen auf Pulsatorprüfständen durchgeführt (siehe oben). Für jede Variante wurde die Wöhlerlinie aus Versuchen im Dauer- und Zeitfestigkeitsgebiet ermittelt. Für alle Pulsatorvarianten mit Ausnahme der 18CrNiMo7-6-Referenz A-Ref wurde eine statistische Standard-Versuchsbelegung angewendet. Diese umfasst 10…12 Versuche im Bereich der Dauerfestigkeit und in der Regel 5 Versuche auf jeweils zwei diskreten Lasthorizonten im Bereich der Zeitfestigkeit. Die Zahnfuß-Nennspannung σ_F0 wurde aus der aufgebrachten Pulsatorkraft nach ISO 6336-3 [36] bzw. DIN 3990-3 [37] berechnet. Die dauerfest ertragbare Zahnfuß-Nennspannung σ_{F0∞,50 %} für eine Ausfallwahrscheinlichkeit von 50 % wurde nach der verbesserten Auswertemethode nach Hück [18] ermittelt. Im Bereich der Zeitfestigkeit wurden die Versuche unter Berücksichtigung einer logarithmischen Normalverteilung auf jeder Laststufe ausgewertet [38]. Die Wöhlerlinie im Bereich der Zeitfestigkeit ist definiert durch das Lastniveau und die entsprechende mittlere Bruchlastspielzahl bis zum Zahnfußbruch, angegeben mit einer Ausfallwahrscheinlichkeit von 50 %. Die Wöhlerlinie ist demnach vollständig definiert durch die dauerfest ertragbare Zahnfuß-Nennspannung σ_{F0∞,50 %}, die Knicklastspielzahl N_{D,50 %} und die Steigung k_{50 %} des Zeitfestigkeitsastes.

Bild 13 zeigt die Wöhlerlinien der drei 18CrNiMo7-6-Varianten. Für die Variante A-Ref wurde eine dauerfest ertragbare Zahnfuß-Nennspannung σ_{F0∞,50 %} von ca. 1100 N/mm² ermittelt, die für eine konventionell einsatzgehärtete und reinigungsgestrahlte Variante der Erwartung entspricht, siehe z. B. [22, 5]. Die Zahnfuß-Dauerfestigkeit ist bei der Variante A-HCT-80 um etwa 10 % und bei der Variante A-HCT-196 um etwa 14 % reduziert. Es ist also davon auszugehen, dass eine Absenkung der Tiefkühltemperatur zu sinkenden Dauerfestigkeitswerten in Abhängigkeit vom Absolutwert der Tiefkühltemperatur führt. Bemerkenswert sind auch die nahezu identischen Steigungen der drei Wöhlerlinien im Bereich der Zeitfestigkeit.

Die entsprechenden Ergebnisse für den Werkstoff SAE 9310 sind in Bild 14 dargestellt. Für eine bessere Vergleichbarkeit der beiden Werkstoffe wurde die Wöhlerlinie der A-Ref-Variante hinzugefügt. Die Referenz des SAE 9310 weist eine dauerfest ertragbare Zahnfuß-Nennspannung von σ_{F0∞,50 %} = 1194 N/mm² auf, die um 8 % höher liegt als die der Referenz aus 18CrNiMo7-6. Die Ergebnisse der Varianten B-HCT-80 und B-HCT-196 stehen im Widerspruch zu den entsprechenden 18CrNiMo7-6-Varianten. Die Zahnfuß-Dauerfestigkeit der Variante B-HCT-80 ist niedriger als die der Variante B-HCT-196, die nahezu auf dem Niveau der Variante B-Ref liegt. Die Tieftemperaturbehandlung nach dem Anlassen und Strahlen führt zu einer ähnlichen (B-HT+C-60) oder leicht erhöhten (B-HT+C-196) Zahnfuß-Dauerfestigkeit im Vergleich zur SAE 9310-Referenz. Die relative Differenz zwischen der Variante B-HT+C-196 und der Referenz liegt in einem Bereich von etwa 5 %. Im Vergleich zur 18CrNiMo7-6-Referenz erreichen alle SAE 9310-Varianten außer B-HCT-80 ähnliche oder höhere Werte hinsichtlich der Zahnfuß-Dauerfestigkeit. Die Steigungen der Zeitfestigkeitsäste sind fast identisch, sodass hier kein Einfluss der Tieftemperaturbehandlungen vorliegt.

Im Folgenden werden die Ergebnisse der Grübchentragfähigkeitsuntersuchungen vorgestellt. Die Grübchentragfähigkeit wurde in Laufversuchen auf dem oben beschriebenen FZG-Zahnradverspannungsprüfstand ermittelt. Aufgrund des hohen Zeitaufwandes wurden die meisten Varianten nur mit 2…3 Versuchsläufen im Bereich der Zeitfestigkeit auf einem konstanten Lastniveau von σ_H0 = 1700 N/mm² untersucht. Für die Auswertung der Versuchsergebnisse wird eine Weibull-Verteilung der Bruchlastspielzahlen angenommen, siehe [38]. Für die Varianten B-Ref und B-HT+C-60 wurde die dauerfest ertragbare Flankenpressung σ_{H0∞,50 %} durch bis zu 5 Versuche ermittelt und nach der Probit-Methode ausgewertet [39]. Die Berechnung der nominellen Flankenpressung σ_H0 erfolgte nach dem Verfahren gemäß ISO 6336-2 [40] bzw. DIN 3990-2 [41].

Die Ergebnisse der experimentellen Grübchentragfähigkeitsuntersuchungen können Bild 15 entnommen werden. Auf der Ordinate ist für jede der sechs untersuchten Varianten die Anzahl der Lastwechsel bis zum Ausfall durch Grübchen aufgetragen. Die Referenz 18CrNiMo7-6 zeigt eine durchschnittliche Ausfalllastspielzahl von etwa 35 Millionen. Die tieftemperaturbehandelte Variante A-HCT-196 versagt nach 20 Millionen Lastwechseln und damit etwa 40 % früher als A-Ref. Die durchschnittliche Ausfalllastspielzahl der SAE 9310-Referenz liegt in der gleichen Größenordnung. Die Varianten B-HCT-196 und B-HT+C-60 versagen im Vergleich zur Variante B-Ref tendenziell früher, wobei bei der Variante B-HT+C-60 ein Durchläufer berücksichtigt werden muss. Die längste Lebensdauer aller Varianten konnte für die Variante B-HT+C-196 mit einem Grübchenschaden nach bei 100 Millionen Lastwechseln beobachtet werden.

Die Grübchen-Dauerfestigkeit der Variante B-Ref wurde zu σ_{H0∞,50 %} = 1547 N/mm² bestimmt, während der entsprechende Wert für die Variante B-HT+C-60 1447 N/mm² beträgt. Diese Ergebnisse bestätigen die im Bereich der Zeitfestigkeit beobachteten Tendenzen.

4.5 Schadensbilder

Die Schadensbilder der untersuchten Prüfzahnräder wurden mittels Lichtmikroskopie untersucht. In Tabelle 7 sind beispielhafte Bruchflächen im Bereich der Dauerfestigkeit für alle acht Pulsatorvarianten dokumentiert.

Alle Zahnfußbrüche zeigen die typische Aufteilung in den Bereich des Ermüdungsbruchs (oberer Bereich) und den Bereich des Restgewaltbruchs (unterer Bereich). Die SAE 9310-Varianten neigen aufgrund ihres höheren Nickelgehaltes zu duktilen Brüchen. Die höhere Duktilität führt zu einer stärkeren Verformung des Zahns, was die flachen und abgescherten Bereiche in den Bruchflächen verursacht.

Exemplarische Grübchenschäden aller sechs untersuchten Varianten sind in Tabelle 8 dargestellt. Alle Bilder wurden an Ritzelflanken von Zahnrädern aufgenommen, die bei einer nominellen Flankenpressung von σ_H0 = 1700 N/mm² geprüft wurden. Zusätzlich ist die Anzahl der in den Versuchen erreichten Lastwechsel angegeben. Alle Grübchenschäden treten in Kombination mit Graufleckigkeit auf, was zu einer Wechselwirkung dieser beiden Schadensarten führen kann [42]. Die an den tieftemperaturbehandelten Varianten beobachteten Ausfälle gehen teilweise von den Stirnkanten der Zahnräder aus, was durch Stirnkantenaufwölbungen infolge der Umwandlung von Restaustenit in Martensit verursacht wurde.

6.1 Zahnfußtragfähigkeit

Die Zahnfußtragfähigkeit wurde systematisch untersucht, um die Unterschiede zwischen verschiedenen Varianten mit Tieftemperaturbehandlung herauszuarbeiten. Die Ergebnisse werden im Folgenden im Hinblick auf den Stand des Wissens diskutiert.

Die Zahnfuß-Dauerfestigkeit σ_{F lim} wurde aus der dauerfest ertragbaren Zahnfuß-Nennspannung nach ISO 6336-3 [36] berechnet und in das entsprechende Diagramm für einsatzgehärtete Einsatzstähle nach ISO 6336-5 eingefügt [1] (siehe Bild 16).

Die 18CrNiMo7-6-Referenz ordnet sich in den unteren Bereich der Werkstoffqualität MQ ein, was etwas unter dem üblichen erwarteten Niveau für einsatzgehärtete und reinigungsgestrahlte Zahnräder aus diesem Werkstoff liegt. Die entsprechenden tieftemperaturbehandelten Varianten liegen im mittleren Bereich der unteren Werkstoffqualität ML. Das Tiefkühlen direkt nach dem Abschrecken hat einen negativen Einfluss auf die resultierende Zahnfußtragfähigkeit von Zahnrädern aus 18CrNiMo7-6, obwohl die Randhärtewerte der beiden Varianten höher sind als die Randhärte der Referenz.

Die Referenz aus SAE 9310 zeigt eine Zahnfuß-Dauerfestigkeit im mittleren Bereich der Werkstoffqualität MQ. Der negative Einfluss von Tieftemperaturbehandlungen nach dem Abschrecken und vor dem Anlassen kann für den Einsatzstahl SAE 9310 bestätigt werden. Der Anstieg der Randhärte ist nicht so signifikant wie für die entsprechenden 18CrNiMo7-6-Varianten. Die Varianten, die nach dem Anlassen tieftemperaturbehandelt wurden, zeigen eine vergleichbare (B-HT+C-60) oder höhere (B-HT+C-196) Zahnfuß-Dauerfestigkeit, die mit einem Anstieg der Randhärte zusammenhängt. Die Variante B-HT+C-196 erreicht eine Zahnfuß-Dauerfestigkeit von mehr als 500 N/mm², was einer Werkstoffqualität im oberen Bereich von MQ entspricht.

Im Bereich der Zeitfestigkeit gibt es signifikante Unterschiede für den Werkstoff 18CrNiMo7-6. Die tieftemperaturbehandelten Varianten haben eine um bis zu 80 % kürzere Lebensdauer im Vergleich zur Referenz. Für den Werkstoff SAE 9310 sind die Unterschiede im Bereich der Zeitfestigkeit weniger systematisch. Die Neigungen der Zeitfestigkeitsgeraden sind bei allen untersuchten Varianten sehr ähnlich.

Der Grund für die höhere Tragfähigkeit des SAE 9310 im tieftemperaturbehandelten Zustand könnte der höhere Legierungsgehalt an Nickel im Vergleich zum 18CrNiMo7-6 sein. Der höhere Nickelgehalt erhöht die Duktilität des Werkstoffs (siehe z. B. [43, 44, 45]) und bildet somit ein Gegengewicht zur erhöhten Sprödigkeit, die durch die temperaturbedingte Umwandlung von Restaustenit in nicht angelassenen Martensit entsteht. Für die HT+C-Varianten könnte eine mögliche Erklärung für das relativ gute Verhalten hinsichtlich der Zahnfuß- sowie Grübchentragfähigkeit in der Bildung fein verteilter Ausscheidungen und der Stabilisierung von Restaustenit beim Anlassen liegen, wie es z. B. in [15, 14] beschrieben ist. Dies könnte die lokale Werkstofffestigkeit erhöhen und gleichzeitig die Duktilität erhalten.

Im Vergleich zu früheren Untersuchungen [5] bestätigt die aktuelle Arbeit im Wesentlichen die beobachteten Tendenzen. Es konnten erhöhte Randhärtewerte und verringerte Restaustenitgehalte für die HTC-Varianten im Vergleich zur jeweiligen Referenz festgestellt werden. Die Veränderungen der Randhärte und des Restaustenitgehalts korrelieren mit der Tiefkühltemperatur. Auch die Randhärte der SAE 9310 H+TC-Varianten wurde durch die Tieftemperaturbehandlung deutlich erhöht, was in [5] nicht beobachtet wurde. Die hier vorgestellten Ergebnisse zeigen reduzierte Zahnfuß-Dauerfestigkeitswerte für die HTC-Varianten, die in früheren Untersuchungen weniger ausgeprägt waren [5]. Für die H+TC-Varianten konnten im Vergleich zur Referenzvariante nahezu identische Zahnfuß-Dauerfestigkeitswerte ermittelt werden, was in Übereinstimmung mit [5] steht.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass die Zahnfußtragfähigkeit von einsatzgehärteten Zahnrädern aus 18CrNiMo7-6 oder SAE 9310 durch die Anwendung von Tieftemperaturbehandlungen direkt nach dem Abschrecken nicht erhöht werden kann. Sowohl bei Tiefkühltemperaturen von -80 °C als auch -196 °C ist eine deutliche Abnahme der Zahnfuß-Dauerfestigkeit zu berücksichtigen, wenn die Tieftemperaturbehandlung direkt nach dem Abschrecken, aber vor dem Anlassen durchgeführt wird. Tieftemperaturbehandlungen nach dem Anlassen führen zu ähnlichen oder leicht höheren Zahnfuß-Dauerfestigkeitswerten für den Werkstoff SAE 9310.

6.2 Grübchentragfähigkeit

Hinsichtlich der Zahnflankentragfähigkeit führen Tieftemperaturbehandlungen mit einer Temperatur von -196 °C vor dem Anlassen zu einer Reduzierung der ertragbaren Lastspielzahl bis zum Ausfall durch Grübchen im Bereich der Zeitfestigkeit. Dieses Verhalten kann sowohl für den 18CrNiMo7-6 als auch für den SAE 9310 beobachtet werden. Die relative Abnahme der ertragbaren Lastspielzahlen liegt in einem Bereich von 40…50 %. Systematische Untersuchungen zur Grübchen-Dauerfestigkeit wurden nicht durchgeführt.

Für die SAE 9310-Varianten mit einer Tieftemperaturbehandlungnach der Fertigung (HT+C) konnte eine leichte Abnahme der Grübchentragfähigkeit festgestellt werden. Bei einer einem Tiefkühlen auf -60 °C beträgt die Abnahme etwa 5…10 %. Im Bereich der Zeitfestigkeit steigt die Versuchsstreuung deutlich an, insbesondere bei der Variante B-HT+C-196.

Die hier angewandten Tieftemperaturbehandlungen an einsatzgehärteten Zahnrädern beeinflussen die Grübchentragfähigkeit negativ. Insbesondere bei den Varianten mit Anlassen nach dem letzten Fertigungsschritt (Hartfeinbearbeitung) konnten Veränderungen in der Mikrogeometrie der Prüfzahnräder aufgrund der temperaturbedingten Umwandlung von Restaustenit in Martensit beobachtet werden, siehe Bild 17. Die Flankenaufwölbungen an den Stirnkanten verursachen lokale Pressungsüberhöhungen und damit eine suboptimale Lastverteilung auf den Zahnflanken. Die Folgen sind ein höheres Risiko von Graufleckigkeit und eine geringere Grübchentragfähigkeit.