JP2005133922A - Steel machine part and rolling bearing - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、減速機、ドライブピニオン、トランスミッションなどに用いられる転がり軸受や、カムシャフト、クランクシャフト、トランスミッションシャフト等の自動車や各種産業機械用の鋼製機械部品に関するものである。以下では主として転がり軸受を例にとって説明する。 The present invention relates to rolling steel bearings used in reduction gears, drive pinions, transmissions, etc., and steel machine parts for automobiles and various industrial machines such as camshafts, crankshafts, transmission shafts and the like. In the following, description will be given mainly using a rolling bearing as an example.
軸受部品の転動疲労に対して長寿命を与える熱処理方法として、焼入れ加熱時の雰囲気ＲＸガス中に、さらにアンモニアガスを添加するなどして、その軸受部品の表層部に浸炭窒化処理を施す方法がある（たとえば特開平８−４７７４号公報、特開平１１−１０１２４７号公報）。この浸炭窒化処理を用いることにより、表層部を硬化させ、さらに、ミクロ組織中に残留オーステナイトを生成させ、転動疲労寿命を向上させることができる。
浸炭窒化処理は拡散処理のため、長時間高温に保持する必要があるので、組織が粗大化する等して割れ強度の向上を図ることは困難であり、改善の余地がある。また、残留オーステナイトの増加による経年寸法変化率の増大についても改善の余地がある。 Since the carbonitriding process is a diffusion process and needs to be kept at a high temperature for a long time, it is difficult to improve the cracking strength due to the coarsening of the structure and there is room for improvement. In addition, there is room for improvement in the increase in the dimensional change rate over time due to the increase in retained austenite.
一方、転動疲労に対して長寿命を確保し、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率の増大を防ぐには、鋼の合金設計によって行なうことが可能である。しかし、合金設計によると、原材料コストが高くなるなどの問題点が発生する。 On the other hand, in order to secure a long life against rolling fatigue, improve the cracking strength, and prevent an increase in the rate of dimensional change over time, it is possible to carry out it by steel alloy design. However, the alloy design causes problems such as an increase in raw material costs.
今後の軸受部品には、使用環境の高荷重化、高温化に伴い、従来よりも、大きな荷重条件で、かつ、より高温で使用できる特性を備えることが要求される。このため、転動疲労特性が長寿命で、高度の割れ強度と寸法安定性とを有する軸受部品が必要になる。 Future bearing parts are required to have characteristics that can be used at higher temperatures and at higher temperatures than in the past, as the usage environment increases in load and temperature. For this reason, a bearing component having a long rolling fatigue characteristic and high crack strength and dimensional stability is required.
本発明は、高度の耐割れ強度と寸法安定性とを有し、転動疲労寿命に優れた鋼製機械部品を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a steel machine part having high cracking resistance and dimensional stability and excellent in rolling fatigue life.
本発明はオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超える範囲にあり、かつ、硬度がＨｖ７００以上であることを特徴とする、鋼製機械部品である。たとえば転がり軸受の場合、内輪、外輪および複数の転動体を有する転がり軸受であって、内輪、外輪および転動体のうち少なくともいずれか一つの部材が、オーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超え、かつ、硬度がＨｖ７００以上であることを特徴とするものである。 The present invention is a steel machine part characterized in that the austenite crystal grain size number is in a range exceeding 10 and the hardness is Hv 700 or more. For example, in the case of a rolling bearing, it is a rolling bearing having an inner ring, an outer ring, and a plurality of rolling elements, and at least any one member of the inner ring, the outer ring, and the rolling elements has an austenite grain size number exceeding 10, And hardness is Hv700 or more, It is characterized by the above-mentioned.
オーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えるほどオーステナイト粒径が微細であることにより、転動疲労寿命を大幅に改良することができる。オーステナイト粒径の粒度番号が１０番以下では、転動疲労寿命は大きく改善されないので、１０番を超える範囲とする。通常、１１番以上とする。オーステナイト粒径は細かいほど望ましいが、通常、１３番を超える粒度番号を得ることは難しい。なお、上記の軸受部品のオーステナイト粒は、表層部でも、それより内側の内部でも変化しない。したがって、上記の結晶粒度番号の範囲の対象となる位置は、表層部および内部とする。ここで、オーステナイト結晶粒は、焼入れ処理を行なった後も焼入れ直前のオーステナイト結晶粒界の痕跡が残っており、その痕跡に基づいた結晶粒をいう。 Since the austenite grain size is finer as the grain size number of the austenite crystal grains exceeds 10, the rolling fatigue life can be greatly improved. When the particle size number of the austenite particle size is 10 or less, the rolling fatigue life is not greatly improved. Usually 11 or more. Although it is desirable that the austenite particle size is finer, it is usually difficult to obtain a particle size number exceeding # 13. In addition, the austenite grain of said bearing components does not change even in a surface layer part or the inside inside it. Therefore, the target position of the above crystal grain size number range is the surface layer portion and the inside. Here, the austenite crystal grain is a crystal grain based on the trace of the austenite crystal grain boundary immediately before quenching after the quenching treatment.
表層硬度はＨｖ７００以上、好ましくはＨｖ７２０〜Ｈｖ８００の範囲である。Ｈｖ７００を下回ると特に異物混入条件での寿命が低下する。一方、Ｈｖ８００を越えると、炭化物が大きくなりやすく、応力集中源になる可能性がある。 The surface layer hardness is Hv 700 or more, preferably in the range of Hv 720 to Hv 800. If it is lower than Hv700, the life under the foreign matter mixing condition is reduced. On the other hand, if it exceeds Hv 800, carbides are likely to become large, which may become a stress concentration source.
本発明の鋼製機械部品は、オーステナイト粒径を粒度番号で１１番以上に微細化し、さらにＨｖ７００以上の硬度を有するため、優れた耐割れ強度や耐経年寸法変化を得ることができる。転がり軸受の場合には転動疲労寿命が大きく改善される。 Since the steel machine part of the present invention has an austenite grain size refined to 11 or more in particle size number and further has a hardness of Hv 700 or more, it can obtain excellent crack resistance strength and aging resistance. In the case of a rolling bearing, the rolling fatigue life is greatly improved.
次に、図面を用いて本発明の実施の形態について説明する。図１は、本発明の実施の形態における転がり軸受を示す概略断面図である。図１において、この転がり軸受１０は、外輪１と、内輪２と、転動体３とを主に有している。図面はラジアル玉軸受を表しているが、玉軸受、円すいころ軸受、円筒ころ軸受、針状ころ軸受も同様に本発明の実施の形態の対象になる。転動体３は、外輪１と内輪２との間に配置された保持器により転動可能に支持されている。 Next, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a rolling bearing in an embodiment of the present invention. In FIG. 1, this rolling bearing 10 mainly has an outer ring 1, an inner ring 2, and rolling elements 3. Although the drawings show radial ball bearings, ball bearings, tapered roller bearings, cylindrical roller bearings, and needle roller bearings are also subject to the embodiments of the present invention. The rolling element 3 is supported by a cage disposed between the outer ring 1 and the inner ring 2 so as to be able to roll.
これら転がり軸受の外輪１、内輪２および転動体３の少なくとも１つの軸受部品は窒素富化層を有する。窒素富化層を形成させるための処理の具体例として浸炭窒化処理を含む熱処理について説明する。図２は、本発明の実施の形態における転がり軸受の熱処理方法を説明する図であり、また、図３は、その変形例を説明する図である。図２は一次焼入れおよび二次焼入れを行なう方法を示す熱処理パターンであり、図３は焼入れ途中で材料をＡ1変態点温度未満に冷却し、その後、再加熱して最終的に焼入れする方法を示す熱処理パターンである。これらの図において、処理Ｔ1では鋼の素地に炭素や窒素を拡散させたまま炭素の溶け込みを十分に行なった後、Ａ1変態点未満に冷却する。次に、図中の処理Ｔ2において、Ａ1変態点温度以上かつ処理Ｔ1よりも低温に再加熱し、そこから油焼入れを施す。 At least one bearing component of the outer ring 1, the inner ring 2 and the rolling element 3 of these rolling bearings has a nitrogen-enriched layer. A heat treatment including a carbonitriding process will be described as a specific example of the process for forming the nitrogen-enriched layer. FIG. 2 is a diagram for explaining a heat treatment method for a rolling bearing according to an embodiment of the present invention, and FIG. 3 is a diagram for explaining a modification thereof. FIG. 2 is a heat treatment pattern showing a method of performing the primary quenching and the secondary quenching, and FIG. 3 shows a method of cooling the material to below the A 1 transformation point temperature during quenching, and then reheating and finally quenching. It is the heat processing pattern shown. In these figures, in the treatment T 1 , the carbon is sufficiently dissolved while carbon and nitrogen are diffused in the steel base, and then cooled to less than the A 1 transformation point. Next, in the process T 2 of the in the figure, then reheated to a temperature lower than the A 1 transformation point temperature or higher and treatment T 1, subjected to oil quenching from there.
上記の熱処理では、従来の浸炭窒化焼入れすなわち浸炭窒化処理に引き続いてそのまま１回焼入れするよりも、表層部分を浸炭窒化しつつ、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率を減少させることができる。図２または図３の熱処理パターンによって製造された本発明の転がり軸受は、オーステナイト結晶粒の粒径が従来の２分の１以下となるミクロ組織を有している。上記の熱処理を受けた軸受部品は、転動疲労に対して長寿命であり、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率も減少させることができる。 In the above heat treatment, crack strength can be improved and the aging rate of dimensional change can be reduced while carbonitriding the surface layer portion as compared with conventional carbonitriding and quenching, that is, carbonitriding after the carbonitriding treatment. The rolling bearing of the present invention manufactured by the heat treatment pattern of FIG. 2 or FIG. 3 has a microstructure in which the grain size of austenite crystal grains is less than half of the conventional one. The bearing component subjected to the above heat treatment has a long life against rolling fatigue, can improve the cracking strength, and can also reduce the rate of dimensional change over time.
図４は、軸受部品のミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図である。図４（ａ）は本発明例の軸受部品であり、図４（ｂ）は従来の軸受部品である。すなわち、上記図２に示す熱処理パターンを適用した本発明の実施の形態である転がり軸受の軌道輪のオーステナイト結晶粒度を図４（ａ）に示す。また、比較のため、従来の熱処理方法による軸受鋼のオーステナイト結晶粒度を図４（ｂ）に示す。また、図５（ａ）および図５（ｂ）に、上記図４（ａ）および図４（ｂ）を図解したオーステナイト結晶粒度を示す。これらオーステナイト結晶粒度を示す組織より、従来のオーステナイト粒径はＪＩＳ規格の粒度番号で１０番であり、図２または図３の熱処理方法によれば１２番の細粒を得ることができる。また、図４（ａ）の平均粒径は、切片法で測定した結果、５．６μｍであった。 FIG. 4 is a diagram showing the microstructure of bearing parts, particularly austenite grains. FIG. 4A shows a bearing component according to an example of the present invention, and FIG. 4B shows a conventional bearing component. That is, FIG. 4A shows the austenite grain size of the bearing ring of the rolling bearing according to the embodiment of the present invention to which the heat treatment pattern shown in FIG. 2 is applied. For comparison, FIG. 4B shows the austenite grain size of the bearing steel obtained by the conventional heat treatment method. FIGS. 5 (a) and 5 (b) show the austenite grain sizes illustrated in FIGS. 4 (a) and 4 (b). From the structure showing these austenite crystal grain sizes, the conventional austenite grain size is No. 10 in the JIS standard grain size number, and according to the heat treatment method of FIG. 2 or FIG. 3, No. 12 fine grains can be obtained. Moreover, the average particle diameter of Fig.4 (a) was 5.6 micrometers as a result of measuring by the intercept method.
次に、本発明の実施例について説明する。 Next, examples of the present invention will be described.
（実施例Ｉ）
ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０重量％Ｃ−０．２５重量％Ｓｉ−０．４重量％Ｍｎ−１．５重量％Ｃｒ）を用いて、（１）水素量の測定、（２）結晶粒度の測定、（３）シャルピー衝撃試験、（４）破壊応力値の測定、（５）転動疲労試験、の各試験を行なった。表１にその結果を示す。
Example I
Using JIS SUJ2 material (1.0 wt% C-0.25 wt% Si-0.4 wt% Mn-1.5 wt% Cr), (1) measurement of hydrogen content, (2) crystal grain size (3) Charpy impact test, (4) measurement of fracture stress value, and (5) rolling fatigue test. Table 1 shows the results.
各試料の製造履歴は次のとおりである。 The manufacturing history of each sample is as follows.
試料Ａ〜Ｄ（本発明例）：浸炭窒化処理８５０℃、保持時間１５０分間。雰囲気は、ＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガスとした。図２に示す熱処理パターンにおいて、浸炭窒化処理温度８５０℃から一次焼入れをおこない、次いで浸炭窒化処理温度より低い温度域７８０℃〜８３０℃に加熱して二次焼入れを行なった。ただし、二次焼入れ温度７８０℃の試料Ａは焼入れ不足のため試験の対象から外した。 Samples A to D (examples of the present invention): carbonitriding 850 ° C., holding time 150 minutes. The atmosphere was a mixed gas of RX gas and ammonia gas. In the heat treatment pattern shown in FIG. 2, primary quenching was performed from a carbonitriding temperature of 850 ° C., and then secondary quenching was performed by heating to a temperature range of 780 ° C. to 830 ° C. lower than the carbonitriding temperature. However, Sample A having a secondary quenching temperature of 780 ° C. was excluded from the test because of insufficient quenching.
試料Ｅ，Ｆ（比較例）：浸炭窒化処理は、本発明例Ａ〜Ｄと同じ履歴で行ない、二次焼入れ温度を浸炭窒化処理温度８５０℃以上の８５０℃〜８７０℃で行なった。 Samples E and F (comparative examples): The carbonitriding process was performed with the same history as that of Examples A to D of the present invention, and the secondary quenching temperature was 850 ° C to 870 ° C, which is a carbonitriding temperature of 850 ° C or higher.
従来浸炭窒化処理品（比較例）：浸炭窒化処理８５０℃、保持時間１５０分間。雰囲気は、ＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガスとした。浸炭窒化処理温度からそのまま焼入れを行ない、二次焼入れは行なわなかった。 Conventional carbonitrided product (comparative example): carbonitrided at 850 ° C., holding time of 150 minutes. The atmosphere was a mixed gas of RX gas and ammonia gas. Quenching was performed as it was from the carbonitriding temperature, and secondary quenching was not performed.
普通焼入れ品（比較例）：浸炭窒化処理を行なわずに、８５０℃に加熱して焼入れした。二次焼入れは行なわなかった。 Normal quenching product (comparative example): without any carbonitriding treatment, it was quenched by heating to 850 ° C. Secondary quenching was not performed.
次に、試験方法について説明する。 Next, the test method will be described.
（１）水素量の測定
水素量は、ＬＥＣＯ社製ＤＨ−１０３型水素分析装置により、鋼中の非拡散性水素量を分析した。拡散性水素量は測定してない。このＬＥＣＯ社製ＤＨ−１０３型水素分析装置の仕様を下記に示す。
(1) Measurement of hydrogen amount The amount of hydrogen was determined by analyzing the amount of non-diffusible hydrogen in the steel using a DH-103 type hydrogen analyzer manufactured by LECO. The amount of diffusible hydrogen is not measured. The specification of this LECO DH-103 type hydrogen analyzer is shown below.
分析範囲：０．０１〜５０．００ｐｐｍ
分析精度：±０．１ｐｐｍまたは±３％Ｈ（いずれか大なる方）
分析感度：０．０１ｐｐｍ
検出方式：熱伝導度法
試料重量サイズ：１０ｍｇ〜３５ｍｇ（最大：直径１２ｍｍ×長さ１００ｍｍ）
加熱炉温度範囲：５０℃〜１１００℃
試薬：アンハイドロン Ｍｇ（ＣｌＯ4）2、アスカライト ＮａＯＨ
キャリアガス：窒素ガス、ガスドージングガス：水素ガス、いずれのガスも純度９９．９９％以上、圧力４０ｐｓｉ（２．８ｋｇｆ／ｃｍ2）である。
Analysis range: 0.01 to 50.00 ppm
Analysis accuracy: ± 0.1 ppm or ± 3% H (whichever is greater)
Analysis sensitivity: 0.01ppm
Detection method: Thermal conductivity method Sample weight size: 10 mg to 35 mg (maximum: diameter 12 mm × length 100 mm)
Heating furnace temperature range: 50 ° C to 1100 ° C
Reagents: Anhydrone Mg (ClO 4 ) 2 , Ascarite NaOH
Carrier gas: nitrogen gas, gas dosing gas: hydrogen gas, both gases have a purity of 99.99% or more and a pressure of 40 psi (2.8 kgf / cm 2 ).
測定手順の概要は以下のとおりである。専用のサンプラーで採取した試料をサンプラーごと上記の水素分析装置に挿入する。内部の拡散性水素は窒素キャリアガスによって熱伝導度検出器に導かれる。この拡散性水素は本実施例では測定しない。次に、サンプラーから試料を取り出し、抵抗加熱炉内で加熱し、非拡散性水素を窒素キャリアガスによって熱伝導度検出器に導く。熱伝導度検出器において熱伝導度を測定することによって非拡散性水素量を知ることができる。 The outline of the measurement procedure is as follows. A sample collected with a dedicated sampler is inserted into the hydrogen analyzer together with the sampler. Internal diffusible hydrogen is directed to the thermal conductivity detector by a nitrogen carrier gas. This diffusible hydrogen is not measured in this example. Next, a sample is taken out from the sampler, heated in a resistance heating furnace, and non-diffusible hydrogen is guided to a thermal conductivity detector by nitrogen carrier gas. The amount of non-diffusible hydrogen can be known by measuring the thermal conductivity with a thermal conductivity detector.
（２）結晶粒度の測定
結晶粒度の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法に基づいて行なった。
(2) Measurement of crystal grain size The crystal grain size was measured based on the JIS G 0551 steel austenite grain size test method.
（３）シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の金属材料のシャルピー衝撃試験方法に基づいて行なった。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に示されたＵノッチ試験片（ＪＩＳ３号試験片）を用いた。
(3) Charpy impact test The Charpy impact test was performed based on the Charpy impact test method of the metal material of JIS Z2242. As a test piece, a U-notch test piece (JIS No. 3 test piece) shown in JIS Z 2202 was used.
（４）破壊応力値の測定
図６は、静圧壊強度試験（破壊応力値の測定）の試験片を示す図である。図中のＰ方向に荷重を負荷して破壊されるまでの荷重を測定する。その後、得られた破壊荷重を、下記に示す曲がり梁の応力計算式により応力値に換算する。なお、試験片は図６に示す試験片に限られず、他の形状の試験片を用いてもよい。
(4) Measurement of Fracture Stress Value FIG. 6 is a diagram showing a test piece for a static crush strength test (measurement of a fracture stress value). The load until it is broken by applying a load in the P direction in the figure is measured. Thereafter, the obtained fracture load is converted into a stress value by the following bending beam stress calculation formula. In addition, a test piece is not restricted to the test piece shown in FIG. 6, You may use the test piece of another shape.
図６の試験片の凸表面における繊維応力をσ1、凹表面における繊維応力をσ2とすると、σ1およびσ2は下記の式によって求められる（機械工学便覧Ａ４編材料力学Ａ４−４０）。ここで、Ｎは円環状試験片の軸を含む断面の軸力、Ａは横断面積、ｅ1は外半径、ｅ2は内半径を表す。また、κは曲がり梁の断面係数である。
σ1＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ0）｝［１＋ｅ1／｛κ（ρ0＋ｅ1）｝］
σ2＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ0）｝［１−ｅ2／｛κ（ρ0−ｅ2）｝］
κ＝−（１／Ａ）∫Ａ｛η／（ρ0＋η）｝ｄＡ
（５）転動疲労寿命
転動疲労寿命試験の試験条件を表２に示す。また、図７は、転動疲労寿命試験機の概略図である。図７（ａ）は正面図であり、図７（ｂ）は側面図である。図７（ａ）および図７（ｂ）において、転動疲労寿命試験片２１は、駆動ロール１１によって駆動され、ボール１３と接触して回転している。ボール１３は、３／４インチのボールであり、案内ロール１２にガイドされて、転動疲労寿命試験片２１との間で高い面圧を及ぼし合いながら転動する。
Assuming that the fiber stress on the convex surface of the test piece of FIG. 6 is σ 1 and the fiber stress on the concave surface is σ 2 , σ 1 and σ 2 are obtained by the following formulas (Mechanical Engineering Handbook A4 Knitting Material Dynamics A4-40) . Here, N is the axial force of the cross section including the axis of the annular specimen, A is the cross-sectional area, e 1 is the outer radius, and e 2 is the inner radius. Further, κ is a section modulus of the curved beam.
σ 1 = (N / A) + {M / (Aρ 0 )} [1 + e 1 / {κ (ρ 0 + e 1 )}]
σ 2 = (N / A) + {M / (Aρ 0 )} [1-e 2 / {κ (ρ 0 −e 2 )}]
κ = − (1 / A) ∫A {η / (ρ 0 + η)} dA
(5) Rolling fatigue life Table 2 shows the test conditions for the rolling fatigue life test. FIG. 7 is a schematic view of a rolling fatigue life tester. FIG. 7A is a front view, and FIG. 7B is a side view. 7A and 7B, the rolling fatigue life test piece 21 is driven by the drive roll 11 and rotates in contact with the ball 13. The ball 13 is a 3/4 inch ball and is guided by the guide roll 12 to roll while exerting a high surface pressure with the rolling fatigue life test piece 21.
表１に示した試験結果を説明するならば次のとおりである。 The test results shown in Table 1 will be described as follows.
（１）水素量
浸炭窒化処理したままの従来浸炭窒化処理品は、０．７２ｐｐｍと非常に高い値となっている。これは、浸炭窒化処理の雰囲気に含まれるアンモニア（ＮＨ3）が分解して水素が鋼中に浸入したためと考えられる。これに対し、試料Ｂ〜Ｄは、水素量は０．３７〜０．４０ｐｐｍと半分近くまで減少している。この水素量は普通焼入れ品と同レベルである。
(1) Amount of hydrogen Conventional carbonitrided products that have been carbonitrided have a very high value of 0.72 ppm. This is thought to be because ammonia (NH 3 ) contained in the carbonitriding atmosphere decomposed and hydrogen entered the steel. On the other hand, in Samples B to D, the hydrogen content is reduced to almost half of 0.37 to 0.40 ppm. This amount of hydrogen is at the same level as that of ordinary hardened products.
上記の水素量の低減により、水素の固溶に起因する鋼の脆化を軽減することができる。すなわち、水素量の低減により、本発明例の試料Ｂ〜Ｄのシャルピー衝撃値は大きく改善されている。 By reducing the amount of hydrogen described above, embrittlement of steel due to hydrogen solid solution can be reduced. That is, the reduction in the amount of hydrogen greatly improves the Charpy impact value of Samples B to D of the present invention example.
（２）結晶粒度
結晶粒度は二次焼入れ温度が、浸炭窒化処理時の焼入れ（一次焼入れ）の温度より低い場合、すなわち試料Ｂ〜Ｄの場合、オーステナイト粒は、結晶粒度番号１１〜１２と顕著に微細化されている。試料ＥおよびＦならびに従来浸炭窒化処理品および普通焼入れ品のオーステナイト粒は、結晶粒度番号１０であり、本発明例の試料Ｂ〜Ｄより粗大な結晶粒となっている。
(2) Crystal grain size When the secondary quenching temperature is lower than the quenching (primary quenching) temperature during carbonitriding, that is, in the case of Samples B to D, the austenite grains are prominent as the grain size numbers 11 to 12. Has been refined. The austenite grains of the samples E and F, the conventional carbonitrided product and the normal quenching product have a crystal grain size number 10, and are coarser than the samples B to D of the examples of the present invention.
（３）シャルピー衝撃試験
表１によれば、従来浸炭窒化処理品のシャルピー衝撃値は５．３３Ｊ／ｃｍ2であるのに比して、本発明例の試料Ｂ〜Ｄのシャルピー衝撃値は６．３０〜６．６５Ｊ／ｃｍ2と高い値が得られている。この中でも、二次焼入れ温度が低い方がシャルピー衝撃値が高くなる傾向を示す。普通焼入れ品のシャルピー衝撃値は６．７０Ｊ／ｃｍ2と高い。
(3) Charpy impact test According to Table 1, the Charpy impact value of the samples BD of the present invention is 6 compared to the Charpy impact value of the conventional carbonitrided product, which is 5.33 J / cm 2. A high value of .30 to 6.65 J / cm 2 is obtained. Among these, the one where secondary quenching temperature is low shows the tendency for a Charpy impact value to become high. The normally hardened product has a high Charpy impact value of 6.70 J / cm 2 .
（４）破壊応力値の測定
上記破壊応力値は、耐割れ強度に相当する。表１によれば、従来浸炭窒化処理品は２３３０ＭＰａの破壊応力値となっている。これに比して、試料Ｂ〜Ｄの破壊応力値は２６５０〜２８４０ＭＰａと改善された値が得られている。普通焼入れ品の破壊応力値は２７７０ＭＰａであり、試料Ｂ〜Ｄの改良された耐割れ強度は、オーステナイト結晶粒の微細化と並んで、水素含有率の低減による効果が大きいと推定される。
(4) Measurement of fracture stress value The fracture stress value corresponds to the crack resistance strength. According to Table 1, the conventional carbonitrided product has a fracture stress value of 2330 MPa. Compared to this, the fracture stress values of Samples B to D were improved to 2650 to 2840 MPa. The fracture stress value of the normally quenched product is 2770 MPa, and the improved crack resistance strength of Samples B to D is presumed to have a great effect by reducing the hydrogen content, along with the refinement of austenite crystal grains.
（５）転動疲労試験
表１によれば、普通焼入れ品は浸炭窒化層を表層部に有しないことを反映して、転動疲労寿命Ｌ10は最も低い。これに比して従来浸炭窒化処理品の転動疲労寿命は３．１倍となる。試料Ｂ〜Ｄの転動疲労寿命は従来浸炭窒化処理品より大幅に向上する。試料Ｅ，Ｆは、従来浸炭窒化処理品とほぼ同等である。
(5) According to the rolling contact fatigue test Table 1, normally hardened product to reflect to have no carbonitrided layer in the surface layer portion, the rolling fatigue life L 10 is the lowest. Compared to this, the rolling fatigue life of the conventional carbonitrided product is 3.1 times. The rolling fatigue life of Samples B to D is significantly improved as compared with the conventional carbonitrided product. Samples E and F are almost equivalent to conventional carbonitrided products.
上記をまとめると、本発明例の試料Ｂ〜Ｄは、水素含有率が低下し、オーステナイト結晶粒度が１１番以上に微細化され、シャルピー衝撃値、耐割れ強度および転動疲労寿命も改善される。 In summary, Samples B to D of the present invention have a reduced hydrogen content, an austenite grain size of 11 or more, and improved Charpy impact value, crack resistance strength and rolling fatigue life. .
（実施例II）
次に実施例IIについて説明する。下記のＸ材、Ｙ材およびＺ材について、一連の試験を行なった。熱処理用素材には、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０重量％Ｃ−０．２５重量％Ｓｉ−０．４重量％Ｍｎ−１．５重量％Ｃｒ）を用い、Ｘ材〜Ｚ材に共通とした。Ｘ材〜Ｚ材の製造履歴は次のとおりである。
Ｘ材（比較例）：普通焼入れのみ（浸炭窒化処理せず）。
Ｙ材（比較例）：浸炭窒化処理後にそのまま焼入れ（従来の浸炭窒化焼入れ）。浸炭窒化処理温度８４５℃、保持時間１５０分間。浸炭窒化処理の雰囲気は、ＲＸガス＋アンモニアガスとした。
Ｚ材（本発明例）：図２の熱処理パターンを施した軸受鋼。浸炭窒化処理温度８４５℃、保持時間１５０分間。浸炭窒化処理の雰囲気は、ＲＸガス＋アンモニアガスとした。最終焼入れ温度は８００℃とした。
Example II
Next, Example II will be described. A series of tests were performed on the following X material, Y material, and Z material. JIS standard SUJ2 material (1.0% by weight C-0.25% by weight Si-0.4% by weight Mn-1.5% by weight Cr) is used for the material for heat treatment. did. The manufacturing history of the X material to the Z material is as follows.
X material (comparative example): Only normal quenching (not carbonitriding).
Y material (comparative example): quenching directly after carbonitriding (conventional carbonitriding quenching). Carbonitriding temperature 845 ° C, holding time 150 minutes. The atmosphere of the carbonitriding process was RX gas + ammonia gas.
Z material (example of the present invention): bearing steel subjected to the heat treatment pattern of FIG. Carbonitriding temperature 845 ° C, holding time 150 minutes. The atmosphere of the carbonitriding process was RX gas + ammonia gas. The final quenching temperature was 800 ° C.
（１）転動疲労寿命
転動疲労寿命の試験条件および試験装置は、上述したように、表２および図７に示すとおりである。この転動疲労寿命試験結果を表３に示す。
(1) Rolling fatigue life Test conditions and test equipment for rolling fatigue life are as shown in Table 2 and FIG. 7 as described above. The rolling fatigue life test results are shown in Table 3.
表３によれば、比較例のＹ材は、同じく比較例で普通焼入れのみを施したＸ材のＬ10寿命（試験片１０個中１個が破損する寿命）の３．１倍を示し、浸炭窒化処理による長寿命化の効果が認められる。これに対して、本発明例のＺ材は、Ｙ材の１．７４倍、またＸ材の５．４倍の長寿命を示している。この改良の主因はミクロ組織の微細化によるものと考えられる。 According to Table 3, the Y material of the comparative example shows 3.1 times the L 10 life of the X material that has been subjected only to normal quenching in the comparative example (the life that one of the 10 test pieces breaks), The effect of extending the life by carbonitriding is recognized. On the other hand, the Z material of the example of the present invention has a long life of 1.74 times that of the Y material and 5.4 times that of the X material. The main reason for this improvement is thought to be the refinement of the microstructure.
（２）シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、Ｕノッチ試験片を用いて、上述のＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じた方法により行なった。試験結果を表４に示す。
(2) Charpy impact test The Charpy impact test was performed by a method according to the above-mentioned JIS Z 2242 using a U-notch test piece. The test results are shown in Table 4.
浸炭窒化処理を行なったＹ材（比較例）のシャルピー衝撃値は、普通焼入れのＸ材（比較例）より高くないが、Ｚ材はＸ材と同等の値が得られた。 The Charpy impact value of the Y material (comparative example) subjected to carbonitriding was not higher than that of the normal quenching X material (comparative example), but the Z material obtained the same value as the X material.
（３）静的破壊靭性値の試験
図８は、静的破壊靭性試験の試験片を示す図である。この試験片のノッチ部に、予き裂を約１ｍｍ導入した後、３点曲げによる静的荷重を加え、破壊荷重Ｐを求めた。破壊靭性値（Ｋ1ｃ値）の算出には次に示す（Ｉ）式を用いた。また、試験結果を表５に示す。
Ｋ１ｃ＝（ＰＬ√ａ／ＢＷ2）｛５．８−９．２（ａ／Ｗ）＋４３．６（ａ／Ｗ）2
−７５．３（ａ／Ｗ）3＋７７．５（ａ／Ｗ）4｝・・・（Ｉ）
(3) Test of Static Fracture Toughness Value FIG. 8 is a diagram showing a test piece of a static fracture toughness test. About 1 mm of pre-crack was introduced into the notch portion of the test piece, and then a static load by three-point bending was applied to determine the fracture load P. The following formula (I) was used for calculation of the fracture toughness value (K 1 c value). The test results are shown in Table 5.
K1c = (PL√a / BW 2 ) {5.8−9.2 (a / W) +43.6 (a / W) 2
−75.3 (a / W) 3 +77.5 (a / W) 4 } (I)
予き裂深さが浸炭窒化層深さよりも大きくなったため、比較例のＸ材とＹ材とには違いはない。しかし、本発明例のＺ材は比較例に対して約１．２倍の値を得ることができた。 Since the precrack depth is larger than the carbonitrided layer depth, there is no difference between the X material and the Y material of the comparative example. However, the Z material of the present invention example was able to obtain a value about 1.2 times that of the comparative example.
（４）静圧壊強度試験
静圧壊強度試験片は、上述のように図６に示す形状のものを用いた。図中、Ｐ方向に荷重を付加して、静圧壊強度試験を行なった。試験結果を表６に示す。
(4) Static Crushing Strength Test The static crushing strength test piece having the shape shown in FIG. 6 was used as described above. In the figure, a static crushing strength test was performed by applying a load in the P direction. The test results are shown in Table 6.
浸炭窒化処理を行なっているＹ材は普通焼入れのＸ材よりもやや低い値である。しかしながら、本発明のＺ材は、Ｙ材よりも静圧壊強度が向上し、Ｘ材と遜色ないレベルが得られている。 The Y material subjected to carbonitriding has a slightly lower value than the normal quenching X material. However, the Z material of the present invention has higher static crushing strength than the Y material, and a level comparable to that of the X material is obtained.
（５）経年寸法変化率
保持温度１３０℃、保持時間５００時間における経年寸法変化率の測定結果を、表面硬度、残留オーステナイト量（５０μｍ深さ）と併せて表７に示す。
(5) Aged dimensional change rate The measurement results of the aged dimensional change rate at a holding temperature of 130 ° C. and a holding time of 500 hours are shown in Table 7 together with the surface hardness and the retained austenite amount (50 μm depth).
残留オーステナイト量の多いＹ材の寸法変化率に比べて、本発明例のＺ材は２分の１以下に抑制されていることがわかる。 It can be seen that the Z material of the example of the present invention is suppressed to half or less compared to the dimensional change rate of the Y material having a large amount of retained austenite.
（６）異物混入下における転動寿命試験
玉軸受６２０６を用い、標準異物を所定量混入させた異物混入下での転動疲労寿命を評価した。試験条件を表８に、試験結果を表９に示す。
(6) Rolling life test under the presence of foreign matter The ball bearing 6206 was used to evaluate the rolling fatigue life under the presence of foreign matter mixed with a predetermined amount of standard foreign matter. Table 8 shows the test conditions and Table 9 shows the test results.
Ｘ材に比べ、従来の浸炭窒化処理を施したＹ材は約２．５倍になり、また、本発明例のＺ材は約２．３倍の長寿命が得られた。本発明例のＺ材は、比較例のＹ材に比べて残留オーステナイトが少ないものの、窒素の浸入と微細化されたミクロ組織の影響でほぼ同等の長寿命が得られている。 Compared to the X material, the Y material subjected to the conventional carbonitriding treatment is about 2.5 times longer, and the Z material of the present invention example has a long life of about 2.3 times. Although the Z material of the present invention has less retained austenite than the Y material of the comparative example, a substantially equivalent long life is obtained due to the intrusion of nitrogen and the effect of the refined microstructure.
上記の結果より、Ｚ材、すなわち本発明例は、従来の浸炭窒化処理では困難であった転動疲労寿命の長寿命化、割れ強度の向上、経年寸法変化率の低減の３項目を同時に満足することができることがわかった。 From the above results, the Z material, that is, the present invention example, simultaneously satisfies the three items of the rolling fatigue life extension, crack strength improvement, and reduction of aging dimensional change rate, which were difficult in the conventional carbonitriding process. I found out that I can do it.
（実施例III）
表１０に、窒素含有量と異物混入条件下の転動寿命との関係について行なった試験の結果を示す。なお、比較例１は標準焼入れ品、比較例２は標準の浸炭窒化品である。比較例３は本発明実施例と同様の処理を施したものの窒素量のみ過多の場合である。試験条件は次のとおりである。
供試軸受：円すいころ軸受３０２０６（内・外輪、ころ共にＪＩＳによる高炭素クロム軸受鋼２種（ＳＵＪ２）製）
ラジアル荷重：１７．６４ｋＮ
アキシアル荷重：１．４７ｋＮ
回転速度：２０００ｒｐｍ
硬質の異物混入１ｇ／Ｌ
(Example III)
Table 10 shows the results of tests conducted on the relationship between the nitrogen content and the rolling life under the contamination condition. Comparative Example 1 is a standard quenched product, and Comparative Example 2 is a standard carbonitrided product. Comparative Example 3 is a case where the same treatment as in the embodiment of the present invention was performed, but only the amount of nitrogen was excessive. The test conditions are as follows.
Test bearing: Tapered roller bearing 30206 (both inner and outer rings and rollers are made of JIS high carbon chrome bearing steel class 2 (SUJ2))
Radial load: 17.64kN
Axial load: 1.47kN
Rotation speed: 2000rpm
1g / L of hard foreign matter
表１０より、実施例１〜５に関しては、窒素含有量と異物混入下における転動寿命はほぼ比例関係にあることがわかる。ただし、窒素含有量が０．７２の比較例３では異物混入下における転動寿命が極端に低下していることに照らし、窒素含有量は０．７を上限とするのがよい。 From Table 10, it can be seen that in Examples 1 to 5, the nitrogen content and the rolling life under the presence of foreign matter are in a substantially proportional relationship. However, in Comparative Example 3 where the nitrogen content is 0.72, the upper limit of the nitrogen content should be 0.7 in light of the extremely low rolling life under the presence of foreign matter.
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。 The embodiment disclosed this time should be considered as illustrative in all points and not restrictive. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
１ 外輪
２ 内輪
３ 転動体
１０ 転がり軸受
１１ 駆動ロール
１２ 案内ロール
１３ ボール
２１ 転動疲労寿命試験片
Ｔ1 浸炭窒化処理温度
Ｔ2 焼入れ加熱温度
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Outer ring 2 Inner ring 3 Rolling element 10 Rolling bearing 11 Drive roll 12 Guide roll 13 Ball 21 Rolling fatigue life test piece T 1 Carbonitriding temperature T 2 Quenching heating temperature
Claims (4)
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|---|---|---|---|
| JP2004012179A JP2005133922A (en) | 2003-10-10 | 2004-01-20 | Steel machine part and rolling bearing |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003352995 | 2003-10-10 | ||
| JP2004012179A JP2005133922A (en) | 2003-10-10 | 2004-01-20 | Steel machine part and rolling bearing |
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| JP (1) | JP2005133922A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007177288A (en) * | 2005-12-28 | 2007-07-12 | Nsk Ltd | Rolling supporting device, and its rolling member manufacturing method |
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2004
- 2004-01-20 JP JP2004012179A patent/JP2005133922A/en not_active Withdrawn
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