JP2009236145A - Steelmaking equipment bearing component, steelmaking rolling bearing, and steelmaking equipment - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受および製鉄設備に関し、より特定的には、製鉄設備において、製造される鉄鋼材料を圧延またはガイドするために回転するロールを当該ロールに隣接して配置される部材に対して回転自在に支持する製鉄設備用転がり軸受、これを構成する製鉄設備用軸受部品および当該製鉄設備用転がり軸受を備えた製鉄設備に関するものである。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a bearing component for an iron manufacturing facility, a rolling bearing for an iron manufacturing facility, and an iron manufacturing facility. More specifically, in the iron manufacturing facility, a roll that rotates to roll or guide a steel material to be manufactured is adjacent to the roll. The present invention relates to a rolling bearing for an iron making facility that is rotatably supported with respect to a member arranged in this manner, a bearing component for an iron making facility that constitutes the rolling bearing, and an iron making facility that includes the rolling bearing for the iron making facility.
製鉄設備において、製造される鉄鋼材料を圧延またはガイドするために回転するロール（製鉄用ロール）は、高温の鉄鋼材料に接触し、または高温の鉄鋼材料の近傍において使用されるため、当該鉄鋼材料からの熱伝導および輻射熱により加熱される。そのため、製鉄用ロールを支持する製鉄設備用転がり軸受は１００℃以上２００℃以下程度の温度域である準高温環境下で使用されることとなる。その結果、製鉄設備用転がり軸受を構成する製鉄設備用軸受部品が鋼からなる場合、準高温環境に曝されることにより軟化し、十分な耐久性が確保されないという問題が生じ得る。 In a steel making facility, a roll (roll for iron making) that is rotated to roll or guide a steel material to be produced is in contact with or used in the vicinity of the high temperature steel material. It is heated by heat conduction and radiant heat. Therefore, the rolling bearing for iron making equipment that supports the iron making roll is used in a semi-high temperature environment that is a temperature range of about 100 ° C. or more and 200 ° C. or less. As a result, when the steelmaking equipment bearing component constituting the rolling bearing for steelmaking equipment is made of steel, it may be softened by exposure to a quasi-high temperature environment, and sufficient durability may not be ensured.
また、製鉄設備用転がり軸受の内部には、冷却水に起因した水や鉄鋼材料表面の酸化皮膜などに起因した硬質の異物が浸入する場合がある。そのため、製鉄設備用軸受部品には、潤滑が不十分な潤滑環境（希薄潤滑環境）や硬質の異物が侵入する潤滑環境（異物混入潤滑環境）など、苛酷な潤滑環境下における耐久性が要求される。さらに、圧延やガイドの開始時および終了時には、製鉄設備用転がり軸受に対して衝撃的な荷重が負荷される場合もある。そのため、製鉄設備用軸受部品には、高い靭性も要求される。 In addition, hard foreign matters caused by water caused by cooling water or an oxide film on the surface of the steel material may enter the inside of the rolling bearing for iron making equipment. For this reason, bearing parts for steel manufacturing facilities are required to have durability in harsh lubrication environments such as a lubrication environment where lubrication is insufficient (lean lubrication environment) and a lubrication environment where hard foreign objects enter (foreign material contamination lubrication environment). The Furthermore, an impact load may be applied to the rolling bearing for the steelmaking facility at the start and end of rolling or guide. Therefore, high toughness is also required for bearing parts for steel manufacturing facilities.
これに対し、製鉄設備用軸受部品を構成する鋼に、ニッケルやモリブデンなどの合金元素を多量に含んだ耐熱性に優れた鋼を採用すれば製鉄設備用軸受部品の軟化が抑制され、十分な耐久性が確保されるとも考えられる。しかし、合金元素を多量に添加した鋼からなる軸受部品は、加工や熱処理が難しく、製造コストが大幅に上昇するという問題がある。さらに、近年、上記合金元素を含む金属の価格が高騰している。このような状況を考慮すると、製鉄設備用軸受部品を構成する鋼としては、合金元素の添加量が抑制された鋼が採用されることが好ましい。 On the other hand, if steel with excellent heat resistance containing a large amount of alloying elements such as nickel and molybdenum is used for the steel constituting the steel parts, the softening of the steel parts will be suppressed. It is thought that durability is secured. However, bearing parts made of steel to which a large amount of alloying element is added are difficult to process and heat-treat, and there is a problem that the manufacturing cost increases significantly. Furthermore, in recent years, the price of metals containing the above alloy elements has increased. Considering such a situation, it is preferable to employ steel in which the addition amount of the alloy element is suppressed as steel constituting the bearing part for iron making equipment.
また、製鉄設備用転がり軸受においては、寸法精度の向上、特に使用中の寸法変化量の低減も重要である。そのため、これを構成する製鉄設備用軸受部品に対しても、寸法安定性の向上が要求される。 Further, in rolling bearings for iron making facilities, it is important to improve dimensional accuracy, particularly to reduce the amount of dimensional change during use. Therefore, the improvement of dimensional stability is requested | required also with respect to the bearing component for steel manufacture facilities which comprises this.
合金元素の添加量が抑制された鋼の準高温環境における硬度低下を抑制し、かつ寸法安定性を向上させる方法として、鋼の組織をベイナイト化する方法が知られている。ベイナイト組織は準高温環境において安定であるため、ベイナイト組織を含む機械部品は、準高温環境における硬度の低下が抑制されるとともに寸法安定性が向上する。このベイナイト組織は、上記準高温環境における硬度低下の抑制、寸法安定性の向上の他にも優れた特性を有しており、これを利用した機械部品が提案されている（たとえば、特許文献１参照）。
しかしながら、上記ベイナイト組織は、準高温環境における硬度低下が小さいものの、焼入硬化により形成されるマルテンサイト組織に比べて硬度レベルが低いため、製鉄設備用軸受部品への適用は難しいという問題があった。 However, although the bainite structure has a small hardness drop in a quasi-high temperature environment, the hardness level is lower than that of a martensite structure formed by quench hardening, so that there is a problem that it is difficult to apply it to bearing parts for steel manufacturing equipment. It was.
そこで、本発明の目的は、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた製鉄設備用転がり軸受、これを構成する製鉄設備用軸受部品および当該製鉄設備用転がり軸受を備えることにより耐久性に優れた製鉄設備を提供することである。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a steel manufacturing facility that has sufficient durability by securing high toughness while achieving suppression of hardness reduction and improvement of hardness level in a semi-high temperature environment, and improved dimensional stability. An object of the present invention is to provide an iron manufacturing facility having excellent durability by including a rolling bearing, a bearing component for an iron manufacturing facility constituting the rolling bearing, and a rolling bearing for the iron manufacturing facility.
本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品は、製鉄設備において、製造される鉄鋼材料を圧延またはガイドするために回転するロールを当該ロールに隣接して配置される部材に対して回転自在に支持する製鉄設備用転がり軸受を構成する製鉄設備用軸受部品である。この製鉄設備用軸受部品は、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、残部鉄および不純物からなる鋼から構成されている。表面を含む領域には、内部よりも窒素濃度が高い層である窒素富化層が形成されている。そして、窒素富化層は、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている。 The bearing component for an iron manufacturing facility according to one aspect of the present invention is such that, in an iron manufacturing facility, a roll that rotates to roll or guide a steel material to be manufactured is rotatable with respect to a member disposed adjacent to the roll. This is a bearing component for a steel manufacturing facility that constitutes a rolling bearing for the steel manufacturing facility to be supported. This steelmaking equipment bearing part is made of 0.7 mass% or more and 1.2 mass% or less of carbon, 0.1 mass% or more and 1.1 mass% or less of silicon, and 0.25 mass% or more and 1.5 mass% or less. % Of manganese and the balance is made of steel consisting of iron and impurities. In the region including the surface, a nitrogen-enriched layer that is a layer having a higher nitrogen concentration than the inside is formed. The nitrogen-enriched layer includes a bainite structure and the amount of retained austenite is suppressed to 5% by volume or less.
上述のように、鋼をベイナイト変態させることにより形成されるベイナイト組織は、焼入硬化により形成されるマルテンサイト組織に比べて硬度レベルが低い。したがって、当該ベイナイト組織を製鉄設備用軸受部品に適用するためには、ベイナイト組織の硬度レベルを向上させる必要がある。 As described above, the bainite structure formed by transforming steel to bainite has a lower hardness level than the martensite structure formed by quench hardening. Therefore, in order to apply the bainite structure to a bearing part for iron making equipment, it is necessary to improve the hardness level of the bainite structure.
一方、鋼の表面処理方法として、鋼をＡ１点以上の温度において窒化することにより表面付近に窒素を侵入させた窒素富化層（鉄中に窒素を侵入させて固溶体を形成させた層）を形成する方法が知られている。ここで、鋼に窒化処理を実施した場合、鋼への窒素の侵入に起因して、硬度レベルの上昇だけでなく、鋼の組織中に含まれる残留オーステナイト量が多くなるという効果が生じる。残留オーステナイトを組織中に含む機械部品においては、使用中に当該残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、機械部品の表面に圧縮応力が生成する場合がある。この場合、機械部品の表層部における亀裂の発生および伝播が抑制され、機械部品の耐久性が向上するという効果を奏する。しかしながら、残留オーステナイトのマルテンサイトへの変態は体積変化を伴うため、窒化が実施された機械部品は寸法安定性が低下するという問題を生じる。そのため、窒化による鋼の表面処理は、残留オーステナイトを積極的に利用可能な機械部品、すなわち寸法安定性よりもむしろ圧縮応力の生成等の効果が重視される機械部品を構成する鋼の熱処理に適用されている。その結果、寸法安定性が重視される製鉄設備用軸受部品にベイナイト組織を採用した場合、硬度レベルを向上させる手段として、窒素富化層の形成は採用されなかった。 On the other hand, as a steel surface treatment method, a nitrogen-enriched layer in which nitrogen is infiltrated near the surface by nitriding steel at a temperature of A 1 point or more (a layer in which nitrogen is infiltrated into iron to form a solid solution) A method of forming is known. Here, when the nitriding treatment is performed on the steel, not only the hardness level is increased but also the amount of retained austenite contained in the steel structure is increased due to the penetration of nitrogen into the steel. In mechanical parts that contain residual austenite in the structure, the residual austenite may transform into martensite during use, and compressive stress may be generated on the surface of the mechanical part. In this case, the occurrence and propagation of cracks in the surface layer portion of the mechanical component are suppressed, and the durability of the mechanical component is improved. However, since the transformation of residual austenite to martensite is accompanied by a volume change, a mechanical part subjected to nitriding has a problem that the dimensional stability is lowered. Therefore, the steel surface treatment by nitriding is applied to the heat treatment of steel that constitutes mechanical parts that can actively use retained austenite, that is, mechanical parts that emphasize the effects of compressive stress generation rather than dimensional stability. Has been. As a result, when a bainite structure was adopted for a bearing part for an iron manufacturing facility where dimensional stability is important, formation of a nitrogen-enriched layer was not adopted as a means for improving the hardness level.
このような従来技術の問題点に鑑み、本発明者は、製鉄設備用軸受部品の準高温環境における硬度低下の抑制、高い靭性の確保および寸法安定性の向上とともに、硬度レベルの向上を達成可能な構成について詳細に検討した。その結果、製鉄設備用軸受部品に窒素富化層を形成した上で、残留オーステナイト量が５体積％以下となるようにベイナイト変態させることにより、十分な硬度レベルを製鉄設備用軸受部品に付与しつつ準高温環境における硬度低下を抑制し、かつ高い靭性を確保して十分な耐久性を付与するとともに、寸法安定性の向上をも達成できることを見出した。 In view of such problems of the prior art, the present inventor can achieve an improvement in hardness level as well as suppression of hardness reduction in a semi-high temperature environment of steel bearing equipment bearing parts, ensuring high toughness and improving dimensional stability. The detailed structure was examined in detail. As a result, after forming a nitrogen-enriched layer on the bearing parts for steelmaking equipment, a sufficient hardness level is imparted to the bearing parts for steelmaking equipment by transforming bainite so that the amount of retained austenite is 5% by volume or less. In addition, the present inventors have found that hardness reduction in a quasi-high temperature environment can be suppressed, high toughness can be ensured, sufficient durability can be imparted, and dimensional stability can be improved.
本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品においては、適切な成分組成の鋼からなる製鉄設備用軸受部品の表面を含む領域に窒素富化層が形成され、当該窒素富化層はベイナイト組織を含んでいる。すなわち、当該製鉄設備用軸受部品においては、表層部に形成されたベイナイト組織の窒素濃度が高められている。上述のように、ベイナイト組織は製鉄設備用軸受部品が使用される環境である準高温環境において安定であり、かつ靭性に優れる。そのため、本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品においては、準高温環境における硬度の低下が抑制されているとともに高い靭性が確保される。また、当該ベイナイト組織の窒素濃度が高められていることにより、ベイナイト組織の硬度レベルが向上している。さらに、窒素富化層の残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されることにより、寸法安定性が向上している。その結果、本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品によれば、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成するとともに靭性を向上させることにより、十分な耐久性を確保し、かつ寸法安定性を向上させることが可能な製鉄設備用軸受部品を提供することができる。以下、鋼の成分範囲を上記の範囲に限定した理由について説明する。 In the steelmaking facility bearing component according to one aspect of the present invention, a nitrogen-enriched layer is formed in a region including the surface of the steelmaking facility bearing component made of steel having an appropriate component composition, and the nitrogen-enriched layer has a bainite structure. Is included. That is, in the bearing component for iron making equipment, the nitrogen concentration of the bainite structure formed in the surface layer portion is increased. As described above, the bainite structure is stable in a quasi-high temperature environment, which is an environment in which bearing parts for steel making facilities are used, and is excellent in toughness. For this reason, in the bearing component for an iron manufacturing facility according to one aspect of the present invention, a decrease in hardness in a semi-high temperature environment is suppressed and high toughness is ensured. Further, the hardness level of the bainite structure is improved by increasing the nitrogen concentration of the bainite structure. Furthermore, dimensional stability is improved by suppressing the amount of retained austenite of the nitrogen-enriched layer to 5% by volume or less. As a result, according to the bearing component for iron making equipment in one aspect of the present invention, sufficient durability is ensured by achieving suppression of hardness reduction and improvement of hardness level in a semi-high temperature environment and improving toughness. Further, it is possible to provide a bearing component for an iron manufacturing facility that can improve dimensional stability. Hereinafter, the reason which limited the component range of steel to said range is demonstrated.
炭素：０．７質量％以上１．２質量％以下
製鉄設備用軸受部品を構成する鋼において、炭素が０．７質量％未満では、硬度や剛性が不十分となるおそれがある。一方、炭素が１．２質量％を超えると、鋼中に大型の鉄の炭化物が形成され、製鉄設備用軸受部品の耐久性に悪影響を与えるおそれがある。したがって、炭素は０．７質量％以上１．２質量％以下とする必要がある。
Carbon: 0.7% by mass or more and 1.2% by mass or less In the steel constituting the bearing part for iron making equipment, if the carbon is less than 0.7% by mass, the hardness and rigidity may be insufficient. On the other hand, if the carbon content exceeds 1.2% by mass, a large iron carbide is formed in the steel, which may adversely affect the durability of the bearing component for iron making equipment. Therefore, carbon needs to be 0.7 mass% or more and 1.2 mass% or less.
珪素：０．１質量％以上１．１質量％以下
製鉄設備用軸受部品を構成する鋼において、珪素が０．１質量％未満では、耐久性が低下するおそれがある。一方、珪素が１．１質量％を超えると、素材の硬度が上昇し、冷間加工性が低下するという問題が発生し得る。したがって、珪素は０．１質量％以上１．１質量％以下とする必要がある。
Silicon: 0.1 mass% or more and 1.1 mass% or less In the steel which comprises the bearing components for steel manufacture facilities, if silicon is less than 0.1 mass%, there exists a possibility that durability may fall. On the other hand, when silicon exceeds 1.1 mass%, the hardness of a raw material will rise and the problem that cold workability may fall may generate | occur | produce. Therefore, silicon needs to be 0.1 mass% or more and 1.1 mass% or less.
マンガン：０．２５質量％以上１．５質量％以下
製鉄設備用軸受部品を構成する鋼において、マンガンが０．２５質量％未満では、耐久性が低下するおそれがある。一方、マンガンが１．５質量％を超えると、素材の硬度が上昇し冷間加工性が低下するという問題が発生し得る。したがって、マンガンは０．２５質量％以上１．５質量％以下とする必要がある。
Manganese: 0.25% by mass or more and 1.5% by mass or less In the steel constituting the bearing part for iron making equipment, if manganese is less than 0.25% by mass, durability may be lowered. On the other hand, when manganese exceeds 1.5 mass%, the problem that the hardness of a raw material will rise and cold workability will fall may generate | occur | produce. Therefore, manganese needs to be 0.25 mass% or more and 1.5 mass% or less.
本発明の他の局面における製鉄設備用軸受部品は、製鉄設備において、製造される鉄鋼材料を圧延またはガイドするために回転するロールを当該ロールに隣接して配置される部材に対して回転自在に支持する製鉄設備用転がり軸受を構成する製鉄設備用軸受部品である。この製鉄設備用軸受部品は、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、さらに２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含み、残部鉄および不純物からなる鋼から構成されている。表面を含む領域には、内部よりも窒素濃度が高い層である窒素富化層が形成されている。そして、窒素富化層は、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている。 In another aspect of the present invention, a bearing component for an iron making facility is configured such that, in an iron making facility, a roll that rotates to roll or guide a steel material to be manufactured is rotatable with respect to a member that is disposed adjacent to the roll. This is a bearing component for a steel manufacturing facility that constitutes a rolling bearing for the steel manufacturing facility to be supported. This steelmaking equipment bearing part is made of 0.7 mass% or more and 1.2 mass% or less of carbon, 0.1 mass% or more and 1.1 mass% or less of silicon, and 0.25 mass% or more and 1.5 mass% or less. % Of manganese and further containing at least one element selected from the group consisting of 2.0 mass% chromium, 0.5 mass% molybdenum and 0.5 mass% nickel. Further, it is composed of steel composed of iron and impurities. In the region including the surface, a nitrogen-enriched layer that is a layer having a higher nitrogen concentration than the inside is formed. The nitrogen-enriched layer includes a bainite structure and the amount of retained austenite is suppressed to 5% by volume or less.
本発明の他の局面における製鉄設備用軸受部品は、基本的には上記本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品と同様の構成を有し、同様の作用効果を奏する。しかし、本発明の他の局面における製鉄設備用軸受部品では、製鉄設備用軸受部品の使用環境等を考慮し、製鉄設備用軸受部品を構成する鋼が、さらに２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含む点で、上記本発明の一の局面における製鉄設備用軸受部品とは異なっている。 The bearing part for iron making equipment in another aspect of the present invention basically has the same configuration as the bearing part for iron making equipment in one aspect of the present invention, and has the same effects. However, in the bearing parts for iron making equipment according to another aspect of the present invention, the steel constituting the bearing parts for iron making equipment is further made up of 2.0 mass% or less of chromium, in consideration of the usage environment of the iron making equipment bearing parts, etc. It differs from the bearing component for iron making equipment in one aspect of the present invention in that it contains at least one element selected from the group consisting of molybdenum of 0.5 mass% or less and nickel of 0.5 mass% or less. ing.
本発明の他の局面における製鉄設備用軸受部品によれば、製鉄設備用軸受部品を構成する鋼が、２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含むことにより、合金元素の添加量を抑制しつつ、硬度レベルをさらに向上させるとともに、準高温環境における硬度低下を一層抑制することができる。これにより、より苛酷な環境において使用可能な製鉄設備用軸受部品を提供することができる。なお、硬度レベルの向上および準高温環境における硬度低下の抑制をより確実なものとするためには、クロム含有量は０．８質量％以上、モリブデン含有量は０．１質量％以上、ニッケルは０．１質量％以上とすることが望ましい。 According to another aspect of the present invention, the steel constituting the steelmaking equipment bearing component comprises 2.0 mass% or less of chromium, 0.5 mass% or less of molybdenum, and 0.5 mass% of the steel constituting the steelmaking equipment bearing component. By containing at least one element selected from the group consisting of the following nickel, it is possible to further improve the hardness level while further suppressing the decrease in hardness in a semi-high temperature environment while suppressing the addition amount of the alloy element. it can. As a result, it is possible to provide a bearing component for an iron manufacturing facility that can be used in a more severe environment. In addition, in order to ensure the improvement of the hardness level and the suppression of the hardness decrease in the semi-high temperature environment, the chromium content is 0.8 mass% or more, the molybdenum content is 0.1 mass% or more, nickel is It is desirable to set it as 0.1 mass% or more.
ここで、上記一の局面および他の局面における製鉄設備用軸受部品においては、窒素富化層の残留オーステナイト量は２体積％以下であることが好ましい。これにより、製鉄設備用軸受部品の寸法安定性が一層向上する。また、一般に、製鉄設備用軸受部品においては、当該部品の表層部、具体的には表面を含む厚み０．１５ｍｍ程度の領域の強度が重要になる場合が多い。そのため、上記一の局面および他の局面における製鉄設備用軸受部品においては、窒素富化層の厚みは０．１５ｍｍ以上であることが好ましい。さらに、上記窒素富化層は、硬度レベルを向上させる観点から、ベイナイト組織と、マルテンサイト組織と、５体積％以下の残留オーステナイトからなっていることが好ましく、寸法安定性を向上させる観点から、ベイナイト組織が８０％体積以上を占めていることが好ましい。 Here, in the steelmaking facility bearing component according to the one aspect and the other aspect, the amount of retained austenite of the nitrogen-enriched layer is preferably 2% by volume or less. Thereby, the dimensional stability of the bearing component for steel manufacturing equipment is further improved. Further, in general, in steel bearing parts, the strength of the surface layer portion of the part, specifically, the region including the surface and having a thickness of about 0.15 mm is often important. Therefore, in the bearing part for steel manufacturing equipment in the above one aspect and the other aspect, the thickness of the nitrogen-enriched layer is preferably 0.15 mm or more. Furthermore, from the viewpoint of improving the hardness level, the nitrogen-enriched layer is preferably composed of a bainite structure, a martensite structure, and 5% by volume or less of retained austenite, and from the viewpoint of improving dimensional stability, It is preferable that the bainite structure occupies 80% or more volume.
上記製鉄設備用軸受部品において好ましくは、窒素富化層は、０．８質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上０．８質量％以下の窒素とを含んでいる。 Preferably, in the above-mentioned bearing component for iron making equipment, the nitrogen-enriched layer contains 0.8% by mass or more and 1.2% by mass or less of carbon and 0.1% by mass or more and 0.8% by mass or less of nitrogen. Yes.
炭素の含有量は、鋼の硬度に大きな影響を及ぼす。そして、製鉄設備用軸受部品を構成する鋼の硬度は、当該部品の耐久性を支配する重要な要因の１つである。鋼中の炭素含有量が０．８質量％未満では、製鉄設備用軸受部品の使用環境によっては表層部の硬度が不十分となるおそれがある。そのため、窒素富化層における炭素含有量は０．８質量％以上であることが好ましい。また、鋼中の炭素含有量が１．２質量％を超えると、鋼中に大型の鉄の炭化物が形成され、製鉄設備用軸受部品の耐久性に悪影響を与えるおそれがある。そのため、窒素富化層における炭素含有量は、１．２質量％以下であることが好ましい。 The carbon content has a great influence on the hardness of the steel. And the hardness of the steel which comprises the bearing component for steel manufacture facilities is one of the important factors which dominate the durability of the said component. If the carbon content in the steel is less than 0.8% by mass, the hardness of the surface layer portion may be insufficient depending on the use environment of the bearing component for iron making equipment. Therefore, the carbon content in the nitrogen-enriched layer is preferably 0.8% by mass or more. Moreover, if the carbon content in the steel exceeds 1.2% by mass, large iron carbides are formed in the steel, which may adversely affect the durability of bearing parts for iron making equipment. Therefore, the carbon content in the nitrogen-enriched layer is preferably 1.2% by mass or less.
一方、窒素富化層における窒素含有量が０．１質量％未満では、ベイナイト組織の硬度レベルを向上させる効果が小さくなる。そのため、窒素富化層における窒素含有量は０．１質量％以上であることが好ましい。また、鋼中の窒素含有量が０．８質量％を超えると、鋼中にボイドが形成され、当該鋼からなる製鉄設備用軸受部品の耐久性を低下させるおそれがある。そのため、窒素富化層における窒素含有量は、０．８質量％以下とすることが好ましい。 On the other hand, when the nitrogen content in the nitrogen-enriched layer is less than 0.1% by mass, the effect of improving the hardness level of the bainite structure becomes small. Therefore, the nitrogen content in the nitrogen-enriched layer is preferably 0.1% by mass or more. Moreover, when the nitrogen content in steel exceeds 0.8 mass%, a void is formed in steel and there exists a possibility of reducing the durability of the bearing component for steel manufacture equipment which consists of the said steel. Therefore, the nitrogen content in the nitrogen-enriched layer is preferably 0.8% by mass or less.
本発明に従った製鉄設備用転がり軸受は、軌道部材と、軌道部材に接触し、円環状の軌道上に配置される複数の転動体とを備えている。そして、軌道部材および転動体の少なくともいずれか一方は、上記本発明の製鉄設備用軸受部品である。上記製鉄設備用軸受部品を軌道部材および転動体の少なくともいずれか一方として備えていることにより、本発明の製鉄設備用転がり軸受によれば、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた製鉄設備用転がり軸受を提供することができる。 The rolling bearing for iron making equipment according to the present invention includes a race member and a plurality of rolling elements that are in contact with the race member and disposed on an annular raceway. And at least any one of a race member and a rolling element is a bearing component for iron manufacture facilities of the above-mentioned present invention. By including the steel bearing equipment bearing component as at least one of the race member and the rolling element, according to the rolling bearing for the steel equipment of the present invention, it is possible to suppress the decrease in hardness and improve the hardness level in a semi-high temperature environment. It is possible to provide a rolling bearing for a steelmaking facility that has sufficient durability by ensuring high toughness while achieving it and has improved dimensional stability.
本発明に従った製鉄設備は、上記本発明の製鉄設備用転がり軸受を備えている。準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた本発明の製鉄設備用転がり軸受を備えていることにより、本発明の製鉄設備によれば、耐久性に優れた製鉄設備を提供することができる。 An iron making facility according to the present invention includes the rolling bearing for an iron making facility according to the present invention. Provided with rolling bearings for iron making equipment of the present invention with sufficient durability by ensuring high toughness while achieving reduction of hardness and improvement of hardness level in quasi-high temperature environment, and improved dimensional stability Therefore, according to the iron making facility of the present invention, it is possible to provide an iron making facility with excellent durability.
以上の説明から明らかなように、本発明の製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受および製鉄設備によれば、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた製鉄設備用転がり軸受、これを構成する製鉄設備用軸受部品および当該製鉄設備用転がり軸受を備えることにより耐久性に優れた製鉄設備を提供することができる。 As is clear from the above description, according to the bearing parts for iron making equipment, the rolling bearings for iron making equipment, and the steel making equipment of the present invention, high toughness is achieved while achieving a reduction in hardness and an improvement in hardness level in a semi-high temperature environment. It has sufficient durability by ensuring it, and it is excellent in durability by having a rolling bearing for iron making equipment with improved dimensional stability, a bearing part for iron making equipment that constitutes this, and a rolling bearing for the iron making equipment. Steelmaking facilities can be provided.
以下、図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。なお、以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付しその説明は繰り返さない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In the following drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals, and the description thereof will not be repeated.
（実施の形態１）
以下、本発明の一実施の形態である実施の形態１について説明する。図１は、実施の形態１における製鉄設備である圧延機の構造を示す概略断面図である。
(Embodiment 1)
Hereinafter, Embodiment 1 which is one embodiment of the present invention will be described. FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing the structure of a rolling mill that is an iron manufacturing facility in the first embodiment.
図１を参照して、圧延機１０は、ワークロール１２と、バックアップロール１１と、ハウジング１３と、スタンド１４と、製鉄設備用転がり軸受である圧延機ロールネック用転がり軸受（四列円すいころ軸受）１５とを備えている。ワークロール１２は、中央部に被圧延物Ｗを圧延するためのロール部である円柱状のワークロールロール部１２１と、ワークロールロール部１２１の両端において軸方向に突出するように形成され、ワークロールロール部１２１よりも直径の小さい円柱状のワークロールロールネック１２２とを有している。また、バックアップロール１１は、中央部にワークロールロール部１２１に接触してワークロールロール部１２１の撓みを抑制するためのロール部である円柱状のバックアップロールロール部１１１と、バックアップロールロール部１１１の両端に、軸方向に突出するように形成され、バックアップロールロール部１１１よりも直径の小さい円柱状のバックアップロールロールネック１１２とを有している。そして、２つのワークロール１２は被圧延物Ｗを圧延するための間隔をおいて、かつ２つのワークロール１２の長手方向の軸が平行になるように配置されている。さらに、２つのワークロール１２のそれぞれから見て他方のワークロール１２とは反対側には、ワークロールロール部１２１とバックアップロールロール部１１１とが接触し、かつ長手方向の軸がワークロール１２の長手方向の軸と平行になるように、バックアップロール１１が配置されている。
Referring to FIG. 1, a rolling
さらに、ワークロールロールネック１２２およびバックアップロールロールネック１１２のそれぞれの一部を取り囲むように、円筒状の開口部を有するハウジング１３が配置され、ハウジング１３とワークロールロールネック１２２およびバックアップロールロールネック１１２のそれぞれとの間には、外輪２の外周面がハウジング１３の開口部の内壁に接触するように、圧延機ロールネック用転がり軸受１５が嵌め込まれている。すなわち、圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、製鉄設備である圧延機において、製造される鉄鋼材料を圧延するために回転するワークロール１２またはバックアップロール１１をこれらに隣接して配置される部材であるハウジング１３に対して回転自在に支持する製鉄設備用転がり軸受である。さらに、上述のように配置されたワークロール１２、バックアップロール１１、ハウジング１３および圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、スタンド１４により、全体として支持されている。
Further, a
次に、図１を参照して、圧延機１０の動作を説明する。図１を参照して、被圧延物Ｗは、長手方向の軸周りに互いに逆向きに回転する２つのワークロール１２のワークロールロール部１２１の間に挟まれ、所定量の圧縮を受けつつ、紙面奥から紙面手前に向けて進行し、圧延される。そして、バックアップロール１１はワークロール１２に従動して、接触しているワークロール１２とは反対向きに回転する。ここで、ワークロールロール部１２１は、軸方向に垂直な方向に被圧延物Ｗからの反力を受け、撓もうとするが、ワークロールロール部１２１よりも直径の大きなバックアップロールロール部１１１と接触していることにより、当該撓みは抑制される。このとき、圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、ワークロールロールネック１２２またはバックアップロールロールネック１１２と、ハウジング１３との間に発生するラジアル方向の荷重を支持しつつ回転する。
Next, the operation of the rolling
次に、圧延機ロールネック用転がり軸受１５について説明する。図２は、実施の形態１における圧延機ロールネック用転がり軸受の構成を示す概略断面図である。また、図３は、図２の要部を拡大して示した概略部分断面図である。
Next, the rolling mill roll
図２を参照して、圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、製鉄設備用軸受部品としての環状の４つの外輪２と、外輪２の内側に配置された環状の２つの内輪３と、外輪２と内輪３との間に配置された複数の円すいころ７とを備えている。外輪２の内周面には外輪転走面２Ａが形成されており、内輪３の外周面には内輪転走面３Ａが形成されている。そして、内輪転走面３Ａが、それぞれ２つの外輪転走面２Ａに対向するように、４つの外輪と２つの内輪３とは配置されている。さらに、複数の円すいころ７は、外輪転走面２Ａのそれぞれに沿って、外輪転走面２Ａと内輪転走面３Ａとに接触し、周方向に所定のピッチで配置されることにより４列の円環状の軌道上に転動自在に保持されている。以上の構成により、圧延機ロールネック用転がり軸受１５の外輪２および内輪３は、互いに相対的に回転可能となっている。
Referring to FIG. 2, a rolling mill roll
すなわち、実施の形態１における圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、圧延機のロールをハウジングに対して回転自在に支持する圧延機ロール支持用転がり軸受である。
That is, the rolling mill roll
さらに、図２および図３を参照して、製鉄設備用軸受部品としての外輪２、内輪３および円すいころ７は、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、残部鉄および不純物からなる鋼から構成されている。そして、図３を参照して、外輪２、内輪３および円すいころ７の表面である外輪転走面２Ａ、内輪転走面３Ａおよびころ転走面７Ａを含む領域には、内部２Ｃ，３Ｃ，７Ｃよりも窒素濃度が高い層である外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂがそれぞれ形成されている。さらに、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂは、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている。ここで、上記不純物は、鋼の原料に由来するもの、あるいは製造工程において混入するものなどの不可避的不純物を含む。
Furthermore, referring to FIG. 2 and FIG. 3, the
本実施の形態における製鉄設備用軸受部品である外輪２、内輪３および円すいころ７においては、上記適切な成分組成を有する鋼からなるとともに、表面に形成された外輪転走面２Ａ、内輪転走面３Ａおよびころ転走面７Ａを含む領域に、それぞれ外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂが形成されている。そして、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂは、ベイナイト組織を含んでいる。すなわち、外輪２、内輪３および円すいころ７においては、表層部に形成されたベイナイト組織の窒素濃度が、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂにより高められている。そのため、外輪２、内輪３および円すいころ７においては、準高温環境における表層部の硬度の低下が抑制されるとともに、硬度レベルが向上している。また、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂがベイナイト組織を含んでいることにより、高い靭性が確保されている。さらに、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂの残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されることにより、寸法安定性が向上している。その結果、外輪２、内輪３および円すいころ７は、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成するとともに靭性を向上させることにより、十分な耐久性を確保し、かつ寸法安定性を向上させた製鉄設備用軸受部品となっている。
In the
また、本実施の形態の製鉄設備用転がり軸受としての圧延機ロールネック用転がり軸受１５は、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより、十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた製鉄設備用転がり軸受となっている。さらに、本実施の形態の製鉄設備としての圧延機１０は、上記圧延機ロールネック用転がり軸受１５を備えることにより、耐久性に優れた圧延機となっている。
In addition, the rolling mill roll
ここで、上記外輪２、内輪３および円すいころ７は、上記鋼に代えて、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、さらに２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含み、残部鉄および不純物からなる鋼から構成されていてもよい。これにより、合金元素の添加量を抑制しつつ、硬度レベルをさらに向上させるとともに、準高温環境における硬度低下を一層抑制することで、より苛酷な環境において使用可能な製鉄設備用軸受部品を提供ことができる。
Here, the
さらに、外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂは、０．８質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上０．８質量％以下の窒素とを含んでいることが好ましい。これにより、表層部、特に外輪転走面２Ａ、内輪転走面３Ａおよびころ転走面７Ａにおける硬度を十分に確保しつつ、過剰な炭素による大型の炭化物の形成や過剰な窒素によるボイドの形成を抑制し、外輪２、内輪３および円すいころ７の耐久性を向上させることができる。
Further, the outer ring nitrogen-enriched
次に、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受およびこれを備えた製鉄設備の製造方法について説明する。図４は、実施の形態１における製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受およびこれを備えた製鉄設備の製造方法の概略を示すフローチャートである。 Next, the bearing parts for iron making equipment, the rolling bearings for iron making equipment and the manufacturing method of the steel making equipment provided with the same will be described. FIG. 4 is a flowchart showing an outline of a bearing part for an iron manufacturing facility, a rolling bearing for an iron manufacturing facility, and a method of manufacturing an iron manufacturing facility having the same in the first embodiment.
図４を参照して、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受およびこれを備えた製鉄設備の製造方法では、まず、工程（Ｓ１００）として、鋼材準備工程が実施される。具体的には、この工程（Ｓ１００）では、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、さらに２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含み、残部鉄および不純物からなる鋼、たとえばＪＩＳ規格ＳＵＪ２、ＳＵＪ３、ＳＵＪ５などの高炭素クロム軸受鋼からなる棒鋼、鋼線などが準備される。なお、工程（Ｓ１００）においては、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、残部鉄および不純物からなる鋼からなる棒鋼、鋼線などが準備されてもよい。 With reference to FIG. 4, in the steelmaking equipment bearing component, the steelmaking equipment rolling bearing and the manufacturing method of the steelmaking equipment provided with the same in the present embodiment, first, a steel material preparation step is performed as a step (S100). . Specifically, in this step (S100), 0.7% by mass or more and 1.2% by mass or less of carbon, 0.1% by mass or more and 1.1% by mass or less of silicon, and 0.25% by mass or more. At least one selected from the group consisting of 1.5 mass% or less manganese, 2.0 mass% or less chromium, 0.5 mass% or less molybdenum, and 0.5 mass% or less nickel. A steel made of the remaining iron and impurities, for example, a steel bar made of high carbon chrome bearing steel such as JIS standards SUJ2, SUJ3, SUJ5, and a steel wire are prepared. In the step (S100), 0.7 mass% or more and 1.2 mass% or less of carbon, 0.1 mass% or more and 1.1 mass% or less of silicon, and 0.25 mass% or more and 1.5 mass% or less. A steel bar, a steel wire, or the like may be prepared, which contains manganese in an amount of not more than% by mass and is made of steel made of the remaining iron and impurities.
次に、工程（Ｓ２００）として、成形工程が実施される。具体的には、工程（Ｓ２００）では、工程（Ｓ１００）において準備された鋼材に対して、切断、鍛造、旋削などの加工が実施されることにより、当該鋼材が製鉄設備用軸受部品としての外輪２、内輪３および円すいころ７などの概略形状に成形される。この工程（Ｓ１００）および（Ｓ２００）は、鋼からなり、製鉄設備用軸受部品の概略形状に成形された鋼部材を準備する鋼部材準備工程を構成する。
Next, a forming step is performed as a step (S200). Specifically, in the step (S200), the steel material prepared in the step (S100) is subjected to processing such as cutting, forging, and turning, so that the steel material is an outer ring as a bearing part for iron making equipment. 2, the
次に、工程（Ｓ３００）として実施される窒化工程、および工程（Ｓ４００）として実施されるベイナイト変態工程を含む熱処理工程が実施される。この熱処理工程の詳細については後述する。 Next, a heat treatment step including a nitriding step performed as step (S300) and a bainite transformation step performed as step (S400) is performed. Details of this heat treatment step will be described later.
次に、工程（Ｓ５００）として、熱処理工程が実施された鋼部材に対して、仕上げ加工などが施される仕上げ工程が実施される。具体的には、たとえば、熱処理工程が実施された鋼部材の外輪転走面２Ａ、内輪転走面３Ａおよびころ転走面７Ａなどに対する研磨加工が実施される。これにより、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品は完成し、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品の製造方法は完了する。
Next, as a process (S500), a finishing process in which a finishing process or the like is performed on the steel member that has been subjected to the heat treatment process is performed. Specifically, for example, the polishing process is performed on the outer
さらに、工程（Ｓ６００）として、製鉄設備用転がり軸受および製鉄設備が組立てられる組立て工程が実施される。具体的には、上述の工程により製造された本実施の形態における製鉄設備用軸受部品である、外輪２、内輪３および円すいころ７などが組合わされて、圧延機ロールネック用転がり軸受１５が組立てられる。これにより、本実施の形態における製鉄設備用転がり軸受が完成する。さらに、当該圧延機ロールネック用転がり軸受１５が、ハウジング１３とワークロールロールネック１２２およびバックアップロールロールネック１１２のそれぞれとの間に組み込まれることにより、本実施の形態における製鉄設備としての圧延機１０が完成する。
Furthermore, as a process (S600), an assembling process in which the rolling bearing for iron making equipment and the iron making equipment are assembled is performed. Specifically, the
次に、上記熱処理工程の詳細について説明する。図５は、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品の製造方法に含まれる熱処理工程の詳細を説明するための図である。図５において、横方向は時間を示しており右に行くほど時間が経過していることを示している。また、図５において、縦方向は温度を示しており上に行くほど温度が高いことを示している。 Next, details of the heat treatment step will be described. FIG. 5 is a diagram for explaining the details of the heat treatment step included in the method for manufacturing a bearing component for iron making equipment in the present embodiment. In FIG. 5, the horizontal direction indicates time, and the time elapses toward the right. In FIG. 5, the vertical direction indicates the temperature, and the higher the temperature, the higher the temperature.
図４を参照して、本実施の形態における熱処理工程においては、まず、被処理物としての鋼部材が窒化処理される窒化工程（工程（Ｓ３００））が実施される。具体的には、図５を参照して、たとえば鋼部材が一酸化炭素と水素とを含む浸炭ガスとアンモニアガスとの混合雰囲気中でＡ１変態点以上の温度である温度Ｔ１に加熱され、時間ｔ１の間保持されることにより、鋼部材の表層部における脱炭が抑制されつつ、あるいは鋼部材の表層部に炭素が侵入しつつ、鋼部材の表層部に窒素が侵入する。これにより、鋼部材の表面を含む領域に、当該表面を含む領域以外の領域である内部領域に比べて窒素濃度の高い窒化層が形成される。この窒化層は、上記本実施の形態における外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂに相当する。
Referring to FIG. 4, in the heat treatment step in the present embodiment, first, a nitriding step (step (S300)) in which a steel member as a workpiece is nitrided is performed. Specifically, referring to FIG. 5, for example, a steel member is heated to a temperature T 1 that is a temperature equal to or higher than the A 1 transformation point in a mixed atmosphere of a carburizing gas containing carbon monoxide and hydrogen and ammonia gas. , by being held for a time t 1, while decarburization is suppressed in the surface layer of the steel member, or while entering the carbon in the surface layer portion of the steel member, nitrogen penetrates into the surface layer portion of the steel member. Thereby, a nitride layer having a higher nitrogen concentration is formed in the region including the surface of the steel member than in the internal region which is a region other than the region including the surface. This nitride layer corresponds to the outer ring nitrogen-enriched
次に、図５を参照して、窒化処理が終了した鋼部材が、Ａ１点以上の温度から窒素富化層のＭＳ点以上ＭＳ点よりも５０℃高い温度以下の温度である温度Ｔ２に冷却される冷却工程が実施される。具体的には、窒化処理が実施された鋼部材が、たとえばソルト浴に浸漬され、温度Ｔ２に冷却される。この冷却工程における鋼部材の冷却は、鋼部材がパーライト変態しない冷却速度で実施される。鋼部材がパーライト変態しない冷却速度は、たとえば鋼部材を構成する鋼のＣＣＴ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ；連続冷却変態）線図を考慮して決定することができる。 Next, referring to FIG. 5, steel members which nitriding is finished, a 50 ° C. temperature higher temperatures below than M S point above M S point of the nitrogen-enriched layer from one or more points A temperature Temperature cooling step to be cooled is conducted to T 2. Specifically, the steel member nitriding process is implemented, for example, is immersed in salt bath, is cooled to a temperature T 2. The cooling of the steel member in this cooling step is performed at a cooling rate at which the steel member does not undergo pearlite transformation. The cooling rate at which the steel member does not undergo pearlite transformation can be determined in consideration of, for example, the CCT (Continuous Cooling Transformation) diagram of the steel constituting the steel member.
次に、図５を参照して、鋼部材が温度Ｔ２に保持されるベイナイト変態工程（工程（Ｓ４００））が実施される。具体的には、工程（Ｓ４００）では、冷却工程において温度Ｔ２に冷却された鋼部材が、温度Ｔ２に時間ｔ２の間保持されることにより、当該鋼部材に形成された窒素富化層（外輪窒素富化層２Ｂ、内輪窒素富化層３Ｂおよびころ窒素富化層７Ｂ）がベイナイト変態し、ベイナイト組織が形成される。その後、鋼部材が窒素富化層のＭＳ点以下の温度に、たとえば空冷されることにより、本実施の形態における熱処理工程は完了する。ここで、温度Ｔ１、Ｔ２および時間ｔ１、ｔ２は、鋼部材の組成や当該熱処理工程が適用される製鉄設備用軸受部品の使用環境等に合わせて決定することができるが、たとえば温度Ｔ１は８００℃以上９５０℃以下、Ｔ２は１８０℃以上２５０℃以下、時間ｔ１は０．５時間以上６時間以下、時間ｔ２は０．５時間以上６時間以下とすることができる。
Next, referring to FIG. 5, the bainite transformation step of the steel member is maintained at a temperature T 2 (step (S400)) is performed. Specifically, in step (S400), steel members which are cooled to a temperature T 2 in the cooling step, by being held for the time t 2 to temperature T 2, nitrogen-enriched formed on the steel member The layers (outer ring nitrogen-enriched
以上の熱処理工程を含む製造方法により、上記実施の形態における圧延機ロールネック用転がり軸受１５を構成する外輪２、内輪３および円すいころ７を製造することができる。
The
ここで、Ａ１点とは鋼を加熱した場合に、鋼の組織がフェライトからオーステナイトに変態を開始する温度に相当する点をいう。また、Ｍｓ点とはオーステナイト化した鋼が冷却される際に、マルテンサイト化を開始する温度に相当する点をいう。 Here, the point A 1 in the case of heating the steel refers to a point that the structure of the steel corresponds to the temperature to start the transformation from ferrite to austenite. Further, the M s point means a point corresponding to a temperature at which martensite formation starts when the austenitized steel is cooled.
また、窒素富化層をベイナイト変態させる工程において鋼が保持される上記温度（以下、ベイナイト変態温度という）がＭＳ点よりも５０℃高い温度を超えると、鋼の硬度が低くなり、製鉄設備用軸受部品として使用した場合の耐久性が低下するおそれがある。そのため、ベイナイト変態温度はＭＳ点よりも５０℃高い温度以下とする必要があり、３０℃高い温度以下とすることが望ましい。一方、鋼がＭＳ点以下の温度に冷却されると、当該鋼はマルテンサイト変態する。そのため、ベイナイト変態温度はＭＳ点よりも高いことが必要であるが、温度制御の精度等を考慮し、ＭＳ点よりも１０℃高い温度以上とすることが好ましい。 In addition, when the temperature at which the steel is retained in the step of transforming the nitrogen-enriched layer (hereinafter referred to as bainite transformation temperature) exceeds 50 ° C. higher than the MS point, the hardness of the steel decreases, and the steelmaking equipment Durability when used as a bearing component for automobiles may be reduced. Therefore, the bainite transformation temperature is required to be 50 ° C. higher temperatures less than M S point, it is desirable that the 30 ° C. higher temperature or lower. On the other hand, when the steel is cooled to a temperature below the MS point, the steel undergoes martensitic transformation. Therefore, although the bainite transformation temperature needs to be higher than M S point, considering precision of temperature control, it is preferable to 10 ° C. higher temperatures or higher than M S point.
さらに、窒素富化層の残留オーステナイト量が５体積％以下となるように窒素富化層をベイナイト変態させるためには、Ａ１点以上の温度に加熱した鋼をベイナイト変態温度に十分な時間保持する必要がある。当該保持時間は、ベイナイト変態温度および鋼の成分組成などの条件により変化するため、当該条件に合わせて設定する必要があるが、上記成分組成の鋼において、残留オーステナイト量を５体積％以下とするためには、６０分間以上とすることが好ましく、１２０分間以上とすることにより、残留オーステナイト量を、より好ましい範囲である２体積％以下に低減することができる。また、ベイナイト変態温度に鋼が保持される際、当該鋼の温度は、上記温度の範囲において変動してもよいが、残留オーステナイト量を容易に制御したい場合、一定の温度とすることが望ましい。さらに、窒素富化層が形成された後、Ａ１点からベイナイト変態温度までの冷却速度は、強度の低いパーライトの生成を抑制する観点から、パーライト変態を抑制可能な冷却速度とすることが好ましく、具体的にはＡ１点から５００℃までの冷却速度を２００℃／秒以上とすることが好ましい。 Furthermore, in order to transform the nitrogen-enriched layer to a bainite transformation so that the amount of retained austenite in the nitrogen-enriched layer is 5% by volume or less, A steel heated to a temperature of one point or higher is kept at the bainite transformation temperature for a sufficient time. There is a need to. Since the holding time changes depending on conditions such as the bainite transformation temperature and the steel component composition, it is necessary to set the holding time according to the conditions, but in the steel having the above component composition, the amount of retained austenite is 5% by volume or less. Therefore, it is preferable to set it for 60 minutes or more, and by setting it for 120 minutes or more, the amount of retained austenite can be reduced to 2 volume% or less which is a more preferable range. Further, when the steel is held at the bainite transformation temperature, the temperature of the steel may vary within the above temperature range, but it is desirable to keep the temperature constant when it is desired to easily control the amount of retained austenite. Furthermore, after the nitrogen-enriched layer is formed, the cooling rate from the point A to the bainite transformation temperature, from the viewpoint of suppressing the generation of low strength perlite, be capable of suppressing cooling rate pearlite transformation preferably it is preferable that the 500 cooling rate of up to ° C. 200 ° C. / sec or more from a point a in particular.
また、上記窒素富化層を形成する工程において鋼に対して実施される窒化は、鋼からの炭素の離脱（脱炭）を抑制しつつ窒素を侵入させる窒素富化処理であってもよいし、鋼に対して窒素とともに炭素を侵入させる浸炭窒化処理であってもよい。より具体的には、非処理物である鋼の炭素含有量が所望の表面硬度を確保するために十分な場合、たとえば鋼の炭素含有量が１質量％以上である場合、脱炭を抑制しつつ窒素を侵入させる窒素富化処理とし、鋼の炭素含有量が１質量％未満である場合、窒素富化と同時に浸炭を実施する浸炭窒化処理を採用することができる。 Further, the nitriding performed on the steel in the step of forming the nitrogen-enriched layer may be a nitrogen-enriching treatment in which nitrogen enters while suppressing the detachment (decarburization) of carbon from the steel. Further, carbonitriding treatment may be performed in which carbon is introduced into the steel together with nitrogen. More specifically, when the carbon content of the untreated steel is sufficient to ensure the desired surface hardness, for example, when the carbon content of the steel is 1% by mass or more, decarburization is suppressed. However, when the nitrogen content is made to infiltrate nitrogen and the carbon content of the steel is less than 1% by mass, a carbonitriding process in which carburizing is performed simultaneously with nitrogen enrichment can be employed.
（実施の形態２）
次に、本発明の他の実施の形態である実施の形態２について説明する。図６は、本発明の実施の形態２における自動調心ころ軸受（スフェリカル軸受）および自動調心輪付き円筒ころ軸受を含む連続鋳造ロールの支持構造を示す概略断面図である。
(Embodiment 2)
Next,
図６を参照して、製鉄設備である連続鋳造ガイド設備５０に含まれる連続鋳造ロール５１は、中央部に、連続鋳造される鋳造物に接触し、当該鋳造物をガイドするための円柱状のロール部５１１を有している。また、連続鋳造ロール５１の一方の端部には、ロール部５１１よりも直径の小さい円柱状の固定端ロールネック５１２Ａが形成されている。さらに、連続鋳造ロール５１の他方の端部には、連続鋳造ロール５１の熱膨張による軸方向への伸びが吸収される側のロールネックであり、ロール部５１１よりも直径の小さい円柱状の自由端ロールネック５１２Ｂが形成されている。
Referring to FIG. 6, a
また、連続鋳造ロール５１を保持するためのスタンド５３は、円筒状の貫通穴であるロール保持部５３Ａを有している。そして、固定端ロールネック５１２Ａおよび自由端ロールネック５１２Ｂがロール保持部５３Ａを貫通するように、連続鋳造ロール５１およびスタンド５３は配置されている。さらに、固定端ロールネック５１２Ａの外周面とロール保持部５３Ａの内周面との間には、自動調心ころ軸受２０が配置されている。また、自由端ロールネック５１２Ｂの外周面とロール保持部５３Ａの内周面との間には、自動調心輪付き円筒ころ軸受３０が配置されている。これにより、連続鋳造ロール５１は、スタンド５３に対して軸まわりに回転自在に保持されており、連続鋳造される鋳造物をガイドすることができる。
The
次に、自動調心ころ軸受２０および自動調心輪付き円筒ころ軸受３０について説明する。図７は、実施の形態２における自動調心ころ軸受の構成を示す概略断面図である。また、図８は、図７の要部を拡大して示す概略部分断面図である。また、図９は、自動調心輪付き円筒ころ軸受の構成を示す概略断面図である。また、図１０は、図９の要部を拡大して示す概略部分断面図である。
Next, the self-aligning
図７を参照して、自動調心ころ軸受２０は、製鉄設備用軸受部品としての環状の２つの外輪２１と、外輪２１の内側に配置された環状の内輪２２と、外輪２１と内輪２２との間に配置され、円環状の保持器２４に保持された樽状の形状を有する複数のころ２３とを備えている。
With reference to FIG. 7, the self-aligning
外輪２１の内周面には外輪転走面２１Ａが形成されており、内輪２２の外周面には内輪転走面２２Ａが形成されている。そして、内輪転走面２２Ａが、２つの外輪転走面２１Ａに対向するように、２つの外輪２１と１つの内輪２２とは配置されている。さらに、複数のころ２３は、外輪転走面２１Ａのそれぞれに沿って、外輪転走面２１Ａと内輪転走面２２Ａとに接触し、かつ保持器２４に保持されて周方向に所定のピッチで配置されることにより２列の円環状の軌道上に転動自在に保持されている。以上の構成により、自動調心ころ軸受２０の外輪２１および内輪２２は、互いに相対的に回転可能となっている。
An outer
また、外輪転走面２１Ａは、軸受中心Ｃ２を中心とする球面となっている。そのため、外輪２１および内輪２２は、ころ２３の転走方向に垂直な断面において、軸受中心Ｃ２を中心として角度をなすことができる。その結果、図６を参照して、連続鋳造ロール５１が鋳造物をガイドすることにより撓んだ場合であっても、スタンド５３は、自動調心ころ軸受２０を介して連続鋳造ロール５１を安定して回転自在に保持することができる。
The outer
すなわち、実施の形態２における自動調心ころ軸受２０は、連続鋳造される鋳造物をガイドするための連続鋳造ロールをスタンドに対して回転自在に支持する連続鋳造ロール支持用転がり軸受である。
That is, the self-aligning
さらに、図７および図８を参照して、製鉄設備用軸受部品（連続鋳造ロール支持用軸受部品）としての外輪２１、内輪２２およびころ２３は、実施の形態１における外輪２、内輪３および円すいころ７と同様の成分組成を有する鋼から構成されている。そして、図８を参照して、外輪２１、内輪２２およびころ２３の表面である外輪転走面２１Ａ、内輪転走面２２Ａおよびころ転走面２３Ａを含む領域には、実施の形態１における外輪２、内輪３および円すいころ７の場合と同様に、内部２１Ｃ，２２Ｃ，２３Ｃよりも窒素濃度が高い層である外輪窒素富化層２１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂおよびころ窒素富化層２３Ｂがそれぞれ形成されている。さらに、外輪窒素富化層２１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂおよびころ窒素富化層２３Ｂは、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている。ここで、上記不純物は、鋼の原料に由来するもの、あるいは製造工程において混入するものなどの不可避的不純物を含む。
Further, referring to FIG. 7 and FIG. 8,
一方、図９を参照して、実施の形態２における自動調心輪付き円筒ころ軸受３０は、製鉄設備用軸受部品としての環状の外輪３１と、外輪３１の内側に配置された環状の内輪３２と、外輪３１と内輪３２との間に配置された円筒状の形状を有する複数の円筒ころ３３と、外輪３１の外周面３１Ｄに内周面に形成された摺動面３５Ａにおいて接触する環状の自動調心輪３５とを備えている。
On the other hand, referring to FIG. 9, a
外輪３１の内周面には外輪転走面３１Ａが形成されており、内輪３２の外周面には内輪転走面３２Ａが形成されている。そして、内輪転走面３２Ａと外輪転走面３１Ａとが対向するように、外輪３１と内輪３２とは配置されている。さらに、複数の円筒ころ３３は、外輪転走面３１Ａと内輪転走面３２Ａとに接触し、周方向に並べて配置されることにより円環状の軌道上に転動自在に保持されている。以上の構成により、自動調心輪付き円筒ころ軸受３０の外輪３１および内輪３２は、互いに相対的に回転可能となっている。
An outer
また、外輪３１の外周面３１Ｄと、自動調心輪３５の摺動面３５Ａとは、軸受中心Ｃ３を中心とする球面となっており、互いに摺動可能に構成されている。そのため、外輪３１および自動調心輪３５は、円筒ころ３３の転走方向に垂直な断面において、軸受中心Ｃ３を中心として角度をなすことができる。その結果、図６を参照して、連続鋳造ロール５１が鋳造物をガイドすることにより撓んだ場合であっても、スタンド５３は、自動調心輪付き円筒ころ軸受３０を介して連続鋳造ロール５１を安定して回転自在に保持することができる。
Further, the outer
すなわち、実施の形態２における自動調心輪付き円筒ころ軸受３０は、連続鋳造される鋳造物をガイドするための連続鋳造ロールをスタンドに対して回転自在に支持する連続鋳造ロール支持用転がり軸受である。
That is, the
さらに、図９および図１０を参照して、製鉄設備用軸受部品（連続鋳造ロール支持用軸受部品）としての外輪３１、内輪３２、円筒ころ３３および自動調心輪３５は、実施の形態１における外輪２、内輪３および円すいころ７と同様の成分組成を有する鋼から構成されている。そして、図１０を参照して、外輪３１、内輪３２、円筒ころ３３および自動調心輪３５の表面である外輪転走面３１Ａ、内輪転走面３２Ａ、ころ転走面３３Ａおよび摺動面３５Ａを含む領域には、実施の形態１における外輪２、内輪３および円すいころ７の場合と同様に、内部３１Ｃ，３２Ｃ，３３Ｃ，３５Ｃよりも窒素濃度が高い層である外輪窒素富化層３１Ｂ、内輪窒素富化層３２Ｂ、ころ窒素富化層３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂがそれぞれ形成されている。さらに、外輪窒素富化層３１Ｂ、内輪窒素富化層３２Ｂ、ころ窒素富化層３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂは、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている。ここで、上記不純物は、鋼の原料に由来するもの、あるいは製造工程において混入するものなどの不可避的不純物を含む。
Furthermore, referring to FIG. 9 and FIG. 10, the
本実施の形態における製鉄設備用軸受部品である外輪２１,３１、内輪２２,３２、ころ２３、円筒ころ３３および自動調心輪３５においては、上記適切な成分組成を有する鋼からなるとともに、表面に形成された外輪転走面２１Ａ，３１Ａ、内輪転走面２２Ａ，３２Ａ、ころ転走面２３Ａ，３３Ａおよび摺動面３５Ａを含む領域に、それぞれ外輪窒素富化層２１Ｂ，３１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂ，３２Ｂ、ころ窒素富化層２３Ｂ，３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂが形成されている。そして、外輪窒素富化層２１Ｂ，３１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂ，３２Ｂ、ころ窒素富化層２３Ｂ，３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂは、ベイナイト組織を含んでいる。すなわち、外輪２１,３１、内輪２２,３２、ころ２３、円筒ころ３３および自動調心輪３５においては、表層部に形成されたベイナイト組織の窒素濃度が、外輪窒素富化層２１Ｂ，３１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂ，３２Ｂ、ころ窒素富化層２３Ｂ，３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂにより高められている。そのため、外輪２１,３１、内輪２２,３２、ころ２３、円筒ころ３３および自動調心輪３５においては、準高温環境における表層部の硬度の低下が抑制されるとともに、硬度レベルが向上している。また、外輪窒素富化層２１Ｂ，３１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂ，３２Ｂ、ころ窒素富化層２３Ｂ，３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂがベイナイト組織を含んでいることにより、高い靭性が確保されている。さらに、外輪窒素富化層２１Ｂ，３１Ｂ、内輪窒素富化層２２Ｂ，３２Ｂ、ころ窒素富化層２３Ｂ，３３Ｂおよび自動調心輪窒素富化層３５Ｂの残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されることにより、寸法安定性が向上している。
The outer rings 21, 31,
その結果、外輪２１,３１、内輪２２,３２、ころ２３、円筒ころ３３および自動調心輪３５は、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成するとともに靭性を向上させることにより、十分な耐久性を確保し、かつ寸法安定性を向上させた製鉄設備用軸受部品となっている。
As a result, the outer rings 21,31, the
また、本実施の形態の製鉄設備用転がり軸受としての自動調心ころ軸受２０および自動調心輪付き円筒ころ軸受３０は、準高温環境における硬度低下の抑制および硬度レベルの向上を達成しつつ高い靭性を確保することにより、十分な耐久性を備えるとともに、寸法安定性を向上させた製鉄設備用転がり軸受となっている。さらに、本実施の形態の製鉄設備としての連続鋳造ガイド設備５０は、上記自動調心ころ軸受２０および自動調心輪付き円筒ころ軸受３０を備えることにより、耐久性に優れた圧延機となっている。
Further, the self-aligning
なお、本実施の形態における製鉄設備用軸受部品としての外輪２１,３１、内輪２２,３２、ころ２３、円筒ころ３３および自動調心輪３５、および製鉄設備用転がり軸受としての自動調心ころ軸受２０および自動調心輪付き円筒ころ軸受３０は、上記実施の形態１の場合と同様に製造することができる。また、本実施の形態における製鉄設備としての連続鋳造ガイド設備５０は、図６を参照して、実施の形態１の場合と同様に製造した自動調心ころ軸受２０を固定端ロールネック５１２Ａの外周面とロール保持部５３Ａの内周面との間に、自動調心輪付き円筒ころ軸受３０を自由端ロールネック５１２Ｂの外周面とロール保持部５３Ａの内周面との間に、それぞれ嵌めこむことにより製造することができる。
In addition, the outer rings 21 and 31,
上記実施の形態においては、本発明の製鉄設備用転がり軸受の一例として、圧延機において、ワークロールまたはバックアップロールを支持する圧延機ロールネック用転がり軸受（四列円すいころ軸受）、および連続鋳造ガイド設備５０において連続鋳造ロール５１を支持する自動調心ころ軸受２０および自動調心輪付き円筒ころ軸受３０について説明したが、本発明の製鉄設備用転がり軸受はこれらに限られず、種々の製鉄設備用転がり軸受に採用することができる。
In the above embodiment, as an example of the rolling bearing for iron making equipment of the present invention, in a rolling mill, a rolling bearing for a rolling mill roll neck (four-row tapered roller bearing) that supports a work roll or a backup roll, and a continuous casting guide The self-aligning
また、本発明の製鉄設備用軸受部品を構成する鋼としては、具体的には、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２、ＳＵＪ３、ＳＵＪ５などの高炭素クロム軸受鋼、ＪＩＳ規格ＳＫ９５、ＳＫ８５などの炭素工具鋼、ＪＩＳ規格ＳＫＳ８１、ＳＫＳ９４などの合金工具鋼などの鋼、あるいはこれらの鋼に対してニッケルを０．５質量％以下の範囲で添加したもの、これらの鋼からクロムを除去したものなどが挙げられ、特に高炭素クロム軸受鋼を採用することが好ましい。 Further, as steel constituting the bearing parts for iron making equipment of the present invention, specifically, high carbon chrome bearing steel such as JIS standard SUJ2, SUJ3, SUJ5, carbon tool steel such as JIS standard SK95, SK85, JIS standard. Steels such as alloy tool steels such as SKS81 and SKS94, or steels added with nickel in the range of 0.5% by mass or less, those obtained by removing chromium from these steels, etc. It is preferable to employ carbon chrome bearing steel.
以下、本発明の実施例１について説明する。上記実施の形態１における熱処理工程により熱処理を行なったサンプルを作製し、当該サンプルの材料特性および耐久性を調査する実験を行なった。実験の手順は以下のとおりである。 Embodiment 1 of the present invention will be described below. A sample subjected to heat treatment in the heat treatment step in the first embodiment was manufactured, and an experiment was conducted to investigate the material characteristics and durability of the sample. The experimental procedure is as follows.
まず、サンプルの作製方法について説明する。サンプルの作製においては、まず、０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、さらに２．０質量％以下のクロムを含み、残部鉄および不純物からなる鋼であるＪＩＳ規格ＳＵＪ２からなる鋼材を準備し、後述する各試験項目に応じたサンプルの形状に対応する鋼部材に成形した。その後、当該鋼部材に対して以下の４通りの熱処理を実施した上で、仕上げ加工を実施することによりサンプルを作製した。熱処理は、本発明の製鉄設備用軸受部品と同様の構成を有するサンプルを作製する実施例の熱処理と、本発明の範囲外のサンプルを作製する比較例Ａ〜Ｃの熱処理とを実施した。 First, a method for manufacturing a sample is described. In the preparation of the sample, first, 0.7% by mass to 1.2% by mass of carbon, 0.1% by mass to 1.1% by mass of silicon, and 0.25% by mass to 1.5% by mass. % Of manganese and further 2.0% by mass or less of chromium, and a steel material made of JIS standard SUJ2, which is a steel made of the balance iron and impurities, is prepared. The steel member corresponding to the shape was formed. Then, after performing the following four types of heat processing with respect to the said steel member, the sample was produced by implementing finishing. The heat processing performed the heat processing of the Example which produces the sample which has the structure similar to the bearing component for steel manufacture facilities of this invention, and the heat processing of Comparative Example AC which produces the sample outside the range of this invention.
（実施例）
図５に基づいて説明した実施の形態１における熱処理工程により当該鋼部材を熱処理した。ここで、図５を参照して、窒化工程は、雰囲気のカーボンポテンシャル（ＣＰ）値を１．０５、未分解アンモニアの濃度を０．２５体積％に制御したＲＸガスおよびアンモニアの混合ガス雰囲気の炉内に鋼部材を挿入して加熱することにより行なった。温度Ｔ１は８５０℃、時間ｔ１は９０分間とした。その後、ベイナイト変態工程は、窒化処理が実施された鋼部材を焼入ソルト浴中に浸漬し、一定温度で保持することにより実施した。このとき、温度Ｔ２は２５０℃、時間ｔ２は４時間とした。これにより、鋼部材の表面における窒素濃度は０．４質量％程度、窒素の侵入深さは０．４ｍｍ程度となり、窒素が侵入した表層部はベイナイト組織となっていた。この鋼部材に仕上げ加工を実施することにより、サンプルを完成させた（窒化＋ベイナイト変態；実施例）。
(Example)
The said steel member was heat-processed by the heat treatment process in Embodiment 1 demonstrated based on FIG. Here, referring to FIG. 5, in the nitriding step, a mixed gas atmosphere of RX gas and ammonia in which the carbon potential (C P ) value of the atmosphere is controlled to 1.05 and the concentration of undecomposed ammonia is controlled to 0.25% by volume. A steel member was inserted into the furnace and heated. The temperature T 1 was 850 ° C. and the time t 1 was 90 minutes. Thereafter, the bainite transformation step was performed by immersing the steel member subjected to the nitriding treatment in a quenching salt bath and maintaining the steel member at a constant temperature. At this time, temperature T 2 is 250 ° C., the time t 2 was set to 4 hours. As a result, the nitrogen concentration on the surface of the steel member was about 0.4 mass%, the penetration depth of nitrogen was about 0.4 mm, and the surface layer portion into which nitrogen had entered had a bainite structure. The steel member was finished to complete a sample (nitriding + bainite transformation; Examples).
（比較例Ａ）
上記実施例と同様にＪＩＳ規格ＳＵＪ２の鋼材から鋼部材を作製し、同様の条件で窒化工程を実施した。その後、当該鋼部材を１００℃に保持された焼入油中に浸漬し、Ａ１点以上の温度からＭＳ点以下の温度に冷却することにより、焼入を実施した。さらに、当該鋼部材を１８０℃に加熱して１２０分間保持することにより焼戻を実施した後、２５０℃に加熱して１２０分間保持することにより高温焼戻を実施した。これにより、上記実施例と同様に、鋼部材の表面における窒素濃度は０．４質量％程度、窒素の侵入深さは０．４ｍｍ程度となっていた。この鋼部材に仕上げ加工を実施することにより、サンプルを完成させた（窒化＋焼入＋高温焼戻；比較例Ａ）。
(Comparative Example A)
A steel member was prepared from a steel material of JIS standard SUJ2 in the same manner as in the above example, and a nitriding step was performed under the same conditions. Then, by immersing the steel member during tempering Nyuabura held at 100 ° C., by cooling from a temperature of more than 1 point A to M S point below the temperature was carried out quenching. Further, the steel member was tempered by heating to 180 ° C. and holding for 120 minutes, and then high-temperature tempering was performed by heating to 250 ° C. and holding for 120 minutes. Thereby, like the said Example, the nitrogen concentration in the surface of a steel member was about 0.4 mass%, and the penetration depth of nitrogen was about 0.4 mm. The steel member was finished to complete a sample (nitriding + quenching + high temperature tempering; Comparative Example A).
（比較例Ｂ）
上記実施例と同様にＪＩＳ規格ＳＵＪ２の鋼材から鋼部材を作製した。そして、ＣＰ値が０．８５に調整されたＲＸガス雰囲気の炉内に当該鋼部材を挿入して８５０℃に加熱し、３０分間保持した。このとき、ＲＸガスにはアンモニアガスを添加しなかったため、鋼部材には窒素は侵入していない。その後、実施例と同様に２５０℃に保持した焼入ソルト浴中に浸漬して４時間保持することにより、鋼部材の表層部をベイナイト変態させた。この鋼部材に仕上げ加工を実施することにより、サンプルを完成させた（ベイナイト変態；比較例Ｂ）。
(Comparative Example B)
The steel member was produced from the steel material of JIS specification SUJ2 similarly to the said Example. Then, C P value inserts the steel member in a furnace of RX gas atmosphere is adjusted to 0.85 was heated to 850 ° C., and held for 30 minutes. At this time, since ammonia gas was not added to the RX gas, nitrogen did not enter the steel member. Then, the surface layer part of the steel member was bainite transformed by being immersed in a quenching salt bath maintained at 250 ° C. and holding for 4 hours as in the example. The steel member was finished to complete a sample (bainite transformation; Comparative Example B).
（比較例Ｃ）
上記実施例と同様にＪＩＳ規格ＳＵＪ２の鋼材から鋼部材を作製した。そして、ＣＰ値が０．８５に調整されたＲＸガス雰囲気の炉内に当該鋼部材を挿入して８５０℃に加熱し、３０分間保持した。その後、当該鋼部材を１００℃に保持された焼入油中に浸漬し、Ａ１点以上の温度からＭＳ点以下の温度に冷却することにより、焼入を実施した。さらに、当該鋼部材を１８０℃に加熱して１２０分間保持することにより焼戻を実施した後、２５０℃に加熱して１２０分間保持することにより高温焼戻を実施した。この鋼部材に仕上げ加工を実施することにより、サンプルを完成させた（焼入＋高温焼戻；比較例Ｃ）。
(Comparative Example C)
The steel member was produced from the steel material of JIS specification SUJ2 similarly to the said Example. Then, C P value inserts the steel member in a furnace of RX gas atmosphere is adjusted to 0.85 was heated to 850 ° C., and held for 30 minutes. Then, by immersing the steel member during tempering Nyuabura held at 100 ° C., by cooling from a temperature of more than 1 point A to M S point below the temperature was carried out quenching. Further, the steel member was tempered by heating to 180 ° C. and holding for 120 minutes, and then high-temperature tempering was performed by heating to 250 ° C. and holding for 120 minutes. The steel member was finished to complete a sample (quenching + high temperature tempering; Comparative Example C).
次に、材料特性および耐久性の調査方法について説明する。材料特性および耐久性の調査は、（１）硬度、（２）残留オーステナイト量、（３）寸法安定性、（４）割れ強度、（５）割れ疲労強度、（６）試験片の転動疲労寿命、（７）玉軸受の転動疲労寿命（清浄油）、（８）玉軸受の転動疲労寿命（異物混入油）、（９）玉軸受の転動疲労寿命（準高温清浄油）、（１０）シャルピー衝撃値、（１１）破壊靱性値（ＫＩＣ）、（１２）耐ピーリング強度の１２項目について実施した。以下、各項目の調査方法について説明する。 Next, a method for investigating material characteristics and durability will be described. The investigation of material properties and durability is as follows: (1) hardness, (2) retained austenite amount, (3) dimensional stability, (4) crack strength, (5) crack fatigue strength, (6) rolling fatigue of the specimen. Life, (7) Rolling fatigue life of ball bearings (clean oil), (8) Rolling fatigue life of ball bearings (foreign oil mixed), (9) Rolling fatigue life of ball bearings (sub-high temperature clean oil), (10) Charpy impact value, (11) Fracture toughness value (K IC ), and (12) Peeling strength were carried out. Hereinafter, the investigation method for each item will be described.
（１）硬度
直径φ１２ｍｍ、長さＬ２２ｍｍの円筒型の試験片（以下φ１２試験片という）およびＪＩＳ規格６２０６型番玉軸受の内輪および外輪を作製し、その硬度を測定した。測定位置は、φ１２試験片、玉軸受の内輪および外輪ともに、その端面とし、当該測定位置をロックウェル硬度計により測定した。
(1) Hardness A cylindrical test piece (hereinafter referred to as a φ12 test piece) having a diameter of φ12 mm and a length of L22 mm and an inner ring and an outer ring of a JIS standard 6206 model ball bearing were prepared, and the hardness was measured. The measurement position was the end face of both the φ12 test piece and the inner and outer rings of the ball bearing, and the measurement position was measured with a Rockwell hardness meter.
（２）残留オーステナイト量
（１）と同様のφ１２試験片および６２０６型番玉軸受の内輪および外輪の作製において、仕上げ加工を省略し、その端面から深さ０．１５ｍｍの位置（仕上げ加工後の表面に相当する位置）における残留オーステナイト量を測定した。残留オーステナイト量の測定は、マルテンサイト（２１１）面に対応するＸ線の回折強度と、オーステナイト（２００）面に対応するＸ線の回折強度とに基づき算出した。
(2) Amount of retained austenite In the production of the inner ring and outer ring of φ12 test piece and 6206 model ball bearing similar to (1), the finishing process is omitted, and the position 0.15 mm deep from the end face (surface after finishing process) The amount of retained austenite at a position corresponding to) was measured. The amount of retained austenite was calculated based on the X-ray diffraction intensity corresponding to the martensite (211) plane and the X-ray diffraction intensity corresponding to the austenite (200) plane.
（３）寸法安定性
ＪＩＳ規格６２０６型番玉軸受の外輪を作製し、当初の外径と、２３０℃に加熱し、２時間保持した後の外径との比を算出することにより評価した。
(3) Dimensional stability An outer ring of a JIS standard 6206 model ball bearing was prepared and evaluated by calculating the ratio between the initial outer diameter and the outer diameter after being heated to 230 ° C. and held for 2 hours.
（４）割れ強度
外径φ２４ｍｍ、内径φ１８．５ｍｍ、厚みｔ７ｍｍのリング状の試験片を作製し、アムスラー型試験機により当該試験片を径方向に圧縮し、破壊した時点における応力値を割れ強度として記録した。そして、比較例Ａに対する強度の比を割れ強度比として評価した。
(4) Crack strength A ring-shaped test piece having an outer diameter of φ24 mm, an inner diameter of φ18.5 mm, and a thickness of t7 mm was prepared, and the test piece was compressed in the radial direction with an Amsler type tester. Recorded as. And the ratio of the intensity | strength with respect to the comparative example A was evaluated as a crack strength ratio.
（５）割れ疲労強度
（４）と同様の外径φ２４ｍｍ、内径φ１８．５ｍｍ、厚みｔ７ｍｍのリング状の試験片を作製し、油圧加振機（島津製作所製 サーボパルサー）により、径方向に５０Ｈｚの繰返し速度で内周面に８００〜１５００ＭＰａの応力が負荷される条件で試験片に繰返し応力を負荷した。そして、試験片が破壊した応力の繰り返し数と荷重とを記録し、これを複数回実施した上で、試験結果を統計的に処理し、試験片が１０８回の応力負荷の繰り返しで破壊すると予測される応力値（１０８回強度）を算出した。そして、これを比較例Ｃの１０８回強度との比で評価した。
(5) Crack fatigue strength A ring-shaped test piece having an outer diameter of φ24 mm, an inner diameter of φ18.5 mm, and a thickness of t7 mm similar to (4) was prepared, and 50 Hz in the radial direction by a hydraulic shaker (Shimadzu servo pulsar). The test piece was repeatedly stressed under the condition that a stress of 800 to 1500 MPa was applied to the inner peripheral surface at a repetition rate of. Then, the number of repeated stresses and the load at which the test piece broke was recorded, and this was repeated multiple times. Then, the test results were statistically processed, and the test piece was broken by repeated 10 8 stress loads. The expected stress value (10 8 times strength) was calculated. Then, to evaluate the ratio of the 10 8 times the intensity of Comparative Example C it.
（６）試験片の転動疲労寿命
φ１２試験片の転動疲労寿命試験は、点接触転動寿命試験機を用いて行なわれた。図１１は、点接触転動寿命試験機の主要部の構成を示す概略正面図である。また、図１２は、点接触転動寿命試験機の主要部の構成を示す概略側面図である。図１１および図１２を参照して、点接触転動寿命試験機について説明する。
(6) Rolling fatigue life of test piece The rolling fatigue life test of φ12 test piece was performed using a point contact rolling life tester. FIG. 11 is a schematic front view showing the configuration of the main part of the point contact rolling life tester. FIG. 12 is a schematic side view showing the configuration of the main part of the point contact rolling life tester. A point contact rolling life tester will be described with reference to FIGS. 11 and 12.
図１１および図１２を参照して、点接触転動寿命試験機９０は、駆動ローラ９２と、案内ローラ９３と、鋼球９４とを備えている。そして、φ１２試験片９１は、駆動ローラ９２によって駆動され、鋼球９４と接触して回転する。鋼球９４は、案内ローラ９３にガイドされて、φ１２試験片９１との間で高い面圧を及ぼし合いながら転動する。以上のように点接触転動寿命試験機９０を運転し、５個のφ１２試験片９１を用いて、各φ１２試験片９１について２箇所ずつ試験を実施することにより試験回数を１０回とし、φ１２試験片９１に剥離が発生するまでの荷重の負荷回数（寿命）を調査した。鋼球９４の直径は１９．０５ｍｍ、鋼球９４とφ１２試験片９１との接触応力Ｐｍａｘは５．８８ＧＰａ、応力の負荷速度は４６２４０回／分、潤滑油はタービン油ＶＧ６８とした。得られた寿命を統計的に解析し、累積破損確率が１０％となる転動疲労寿命（Ｌ１０寿命）を算出した。そして、比較例Ｃの転動疲労寿命に対する比で転動疲労寿命を評価した。
With reference to FIG. 11 and FIG. 12, the point contact rolling
（７）玉軸受の転動疲労寿命（清浄油）
ＪＩＳ規格６２０６型番の玉軸受を作製し、荷重：６．８６ｋＮ、潤滑：タービン油ＶＧ６８の循環給油、温度６０℃の条件下で、外輪を固定し、内輪を３０００ｒｐｍの回転速度で回転させた。潤滑油には異物を混入しない清浄油を用いた。そして、剥離が発生するまでの荷重の負荷回数（寿命）を調査して統計的に解析し、Ｌ１０寿命を算出した。そして、比較例ＣのＬ１０寿命に対する比で転動疲労寿命を評価した。
(7) Rolling fatigue life of ball bearings (clean oil)
A ball bearing of JIS standard 6206 model number was prepared, and the outer ring was fixed and the inner ring was rotated at a rotational speed of 3000 rpm under the conditions of load: 6.86 kN, lubrication: circulating oil supply of turbine oil VG68, temperature 60 ° C. The lubricating oil used was a clean oil that does not contain foreign matter. Then, peeling statistically analyzed to investigate the load number of the load (lifetime) until generation was calculated L 10 life. Then, to evaluate the rolling fatigue life ratio L 10 life of Comparative Example C.
（８）玉軸受の転動疲労寿命（異物混入油）
潤滑を、硬さ８００ＨＶ、粒径１００〜１８０μｍのＪＩＳ規格のＳＫＨ材（高速度工具鋼）の粉末を１Ｌ（リットル）あたり０．４ｇ混入させた。タービン油ＶＧ６８の油浴潤滑とする点を除き、（７）と同様の条件下でＪＩＳ規格６２０６型番の玉軸受のＬ１０寿命を調査した。そして、比較例ＣのＬ１０寿命に対する比で転動疲労寿命を評価した。
(8) Rolling fatigue life of ball bearings (foreign oil)
For lubrication, 0.4 g of JIS standard SKH material (high-speed tool steel) powder having a hardness of 800 HV and a particle size of 100 to 180 μm was mixed per liter. Except that the oil bath lubrication of the turbine oil VG68, was investigated JIS standard 6206 type ball bearing of L 10 life under the same conditions as (7). Then, to evaluate the rolling fatigue life ratio L 10 life of Comparative Example C.
（９）玉軸受の転動疲労寿命（準高温清浄油）
潤滑を高温用エーテル油により行なう点、内輪の回転速度を２０００ｒｐｍとする点および試験温度を２００℃とする点を除き、（７）と同様の条件下でＪＩＳ規格６２０６型番の玉軸受のＬ１０寿命を調査した。そして、比較例ＣのＬ１０寿命に対する比で転動疲労寿命を評価した。
(9) Rolling fatigue life of ball bearings (semi-high temperature clean oil)
L 10 of the ball bearing of JIS standard 6206 model number under the same conditions as (7) except that lubrication is performed with high-temperature ether oil, the rotation speed of the inner ring is 2000 rpm, and the test temperature is 200 ° C. The lifespan was investigated. Then, to evaluate the rolling fatigue life ratio L 10 life of Comparative Example C.
（１０）シャルピー衝撃値
ＪＩＳ規格Ｚ２２４２に従い、ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍのＵノッチを形成した試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施した。そして、比較例Ｃの衝撃値に対する比でシャルピー衝撃値を評価した。
(10) Charpy impact value In accordance with JIS standard Z2242, a Charpy impact test was performed using a test piece in which a U notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm was formed. And Charpy impact value was evaluated by the ratio with respect to the impact value of Comparative Example C.
（１１）破壊靱性値（ＫＩＣ）
ＪＩＳ規格Ｇ０５６４に従い、平面ひずみ破壊靱性試験を実施した。破壊靱性値（ＫＩＣ）は以下の式により算出した。
(11) Fracture toughness value (K IC )
A plane strain fracture toughness test was performed according to JIS standard G0564. The fracture toughness value (K IC ) was calculated by the following formula.
そして、比較例Ａの破壊靱性値に対する比で破壊靱性値を評価した。
（１２）耐ピーリング強度
耐ピーリング強度試験は、以下のように実施された。なお、ピーリングとは、転がり軸受の運転時において、潤滑油の粘度が低下し、油膜切れが生じた場合や、潤滑油が不足した場合に、軌道部材と転動体とが金属接触し、これらの表面に小さな剥離や亀裂が発生する現象であって、進行すれば摩耗や大きな剥離に至る。また、耐ピーリング強度とは、このピーリングの発生に対する抵抗性である。
And the fracture toughness value was evaluated by the ratio to the fracture toughness value of Comparative Example A.
(12) Peeling resistance strength The peeling strength test was performed as follows. Peeling means that when the rolling bearing is in operation, when the viscosity of the lubricating oil decreases and the oil film runs out, or when the lubricating oil is insufficient, the raceway member and the rolling element come into metal contact. It is a phenomenon in which small peeling or cracks occur on the surface, and if it progresses, it leads to wear or large peeling. The peeling resistance strength is resistance to the occurrence of peeling.
試験片の形状は外径φ４０ｍｍ、外周面の表面粗さＲｍａｘ０．２μｍで、外周面に垂直で、かつ軸方向に沿った断面において外周面が平行な直線形状を有する円筒状、相手試験片の形状は外径φ４０ｍｍ、外周面の表面粗さＲｍａｘ３μｍで、外周面に垂直で、かつ軸方向に沿った断面において外周面が曲率半径Ｒ６０ｍｍの凸形状を有する円環状とした。また、試験片と相手試験片との接触荷重は２１５６Ｎ、接触応力Ｐｍａｘは２．３ＧＰａ、負荷速度は２０００回／分、潤滑はタービン油ＶＧ４６の循環給油、試験時間は４時間、負荷回数は４．８×１０５回とした。
The shape of the test piece is a cylindrical shape having an outer diameter of 40 mm, a surface roughness R max of 0.2 μm on the outer peripheral surface, a linear shape perpendicular to the outer peripheral surface and parallel to the outer peripheral surface in a cross section along the axial direction. The shape of the piece was an annular shape having an outer diameter of 40 mm, a
図１３は、ピーリング試験機の概略を説明するための概略図である。図１３を参照して、ピーリング試験機６０には、第１軸６３まわりに回転可能なように円盤状の第１試験片（相手試験片）６１がセットされるとともに、第２軸６４まわりに回転可能なように円盤状の第２試験片（試験片）６２がセットされる。第１軸６３と第２軸６４とは平行に配置されており、相手試験片６１と試験片６２とは互いに外周面が接触するように、第１軸６３および第２軸６４のそれぞれの一方の端部にセットされる。また、第１軸６３および第２軸６４の他方の端部には、いずれも回転速度計６５とスリップリング６６とが配置されている。
FIG. 13 is a schematic diagram for explaining the outline of the peeling tester. Referring to FIG. 13, the peeling tester 60 is set with a disk-shaped first test piece (mating test piece) 61 so as to be rotatable around the
そして、相手試験片６１に潤滑油が滴下されつつ、駆動軸としての第１軸６３が回転する。これにより、相手試験片６１が回転するとともに、試験片６２が相手試験片６１と接触しつつ、相手試験片６１に従動して回転する。以上のようにピーリング試験機６０を運転し、所定の試験時間である４時間が経過したところで第１軸６３の回転を停止した。そして、試験片６２がピーリング試験機６０から取り外され、試験片６２の外周面に発生したピーリングの面積が調査され、試験片６２の外周面の面積に対するピーリングの面積の割合（ピーリング面積率）が算出された。そして、当該ピーリング面積率の逆数の、比較例Ｃにおける値に対する比により、耐ピーリング強度を評価した。
And the 1st axis |
次に、試験結果について説明する。上記（１）〜（１２）の試験結果を表１に示す。 Next, test results will be described. Table 1 shows the test results of the above (1) to (12).
（１）硬度
表１を参照して、実施例および比較例Ａの硬度はいずれも６１ＨＲＣ以上となっており、製鉄設備用軸受部品としても十分に使用可能な硬度レベルとなっている。一方、比較例ＢおよびＣの硬度はいずれも５９ＨＲＣ以下となっており、実施例および比較例Ａに比べて明確に低硬度となっている。また、実施例および比較例Ｂの測定結果から、窒素を侵入させることにより、ベイナイト組織の硬度レベルが明確に向上することが確認される。
(1) Hardness Referring to Table 1, the hardness of each of the example and comparative example A is 61 HRC or higher, which is a hardness level that can be sufficiently used as a bearing part for iron making equipment. On the other hand, the hardness of each of Comparative Examples B and C is 59 HRC or less, which is clearly lower than that of Examples and Comparative Example A. Moreover, it is confirmed from the measurement result of an Example and the comparative example B that the hardness level of a bainite structure improves clearly by making nitrogen penetrate | invade.
（２）残留オーステナイト量
表１に示すように、実施例および比較例Ａ〜Ｃのいずれにおいても、残留オーステナイト量は１％未満となっている。これは、実施例および比較例Ａ〜Ｃのいずれにおいても、ベイナイト変態あるいは高温焼戻が２５０℃という高温で実施されているため、残留オーステナイトの分解がほぼ完了しているためであると考えられる。
(2) Amount of retained austenite As shown in Table 1, in any of the Examples and Comparative Examples A to C, the amount of retained austenite is less than 1%. This is considered to be because decomposition of residual austenite is almost completed because bainite transformation or high-temperature tempering is performed at a high temperature of 250 ° C. in any of the Examples and Comparative Examples A to C. .
（３）寸法安定性
表１に示すように、実施例および比較例Ａ〜Ｃのいずれにおいても、寸法変化量は０に近い値となっている。このことから、実施例および比較例Ａ〜Ｃと同様の構成を有する製鉄設備用軸受部品は、準高温環境において使用された場合でも、十分な寸法安定性が確保されているといえる。
(3) Dimensional stability As shown in Table 1, in any of the examples and comparative examples A to C, the amount of dimensional change is a value close to zero. From this, it can be said that sufficient dimensional stability is ensured even when the bearing part for iron making equipment having the same configuration as the example and the comparative examples A to C is used in a semi-high temperature environment.
（４）割れ強度
表１を参照して、割れ強度は高いほうから、比較例Ｂ、実施例、比較例Ｃ、比較例Ａの順となっており、かつ比較例Ａが実施例および他の比較例に比べて明確に低くなっている。また、窒化処理を行なった場合、鋼の静的な割れ強度は低下する傾向が確認される。しかし、上記結果から、窒化処理を実施した場合でも、その後に鋼をベイナイト変態させることにより、割れ強度を大幅に改善できることが分かった。
(4) Crack strength Referring to Table 1, the crack strength is higher in order of Comparative Example B, Example, Comparative Example C, and Comparative Example A. It is clearly lower than the comparative example. Moreover, when nitriding is performed, the tendency for the static crack strength of steel to fall is confirmed. However, from the above results, it was found that even when nitriding was performed, the crack strength could be greatly improved by subsequently transforming the steel to bainite.
（５）割れ疲労強度
表１を参照して、窒化処理を行なったものは、窒化処理を行なわなかったものに比べて割れ疲労強度が高くなる傾向にあり、かつベイナイト変態処理を行なったものは焼入後に高温焼戻を行なったものに比べて割れ疲労強度が高くなる傾向にある。そして、窒化処理とベイナイト変態処理とを組み合わせた実施例の割れ強度が最も高くなっており、特に窒化処理を実施しなかった比較例ＢおよびＣに比べて格段に高い割れ疲労強度が得られている。
(5) Crack fatigue strength Referring to Table 1, those subjected to nitriding treatment tend to have higher crack fatigue strength than those not subjected to nitriding treatment, and those subjected to bainite transformation treatment The crack fatigue strength tends to be higher than that obtained by high-temperature tempering after quenching. And the crack strength of the Example which combined the nitriding process and the bainite transformation process is the highest, and especially the crack fatigue strength much higher than Comparative Examples B and C which did not implement the nitriding process was obtained. Yes.
（６）試験片の転動疲労寿命
表１を参照して、窒化処理を行なったものは、窒化処理を行なわなかったものに比べて転動疲労寿命が向上する傾向にあり、かつベイナイト変態処理を行なったものは焼入後に高温焼戻を行なったものに比べて転動疲労寿命が向上する傾向にある。そして、窒化処理とベイナイト変態処理とを組み合わせた実施例の転動疲労寿命が最も長くなっており、窒化処理を実施することなく焼入を実施し、高温焼戻を行なった比較例Ｃの３倍を超える転動疲労寿命となっていた。
(6) Rolling fatigue life of test piece Referring to Table 1, those subjected to nitriding treatment tend to have improved rolling fatigue life compared to those subjected to nitriding treatment, and bainite transformation treatment. The rolling fatigue life tends to be improved in the case of performing the annealing compared with the case of performing high temperature tempering after quenching. And the rolling fatigue life of the Example which combined the nitriding process and the bainite transformation process was the longest, and it quenched without performing a nitriding process, 3 of the comparative example C which performed high temperature tempering The rolling fatigue life was more than doubled.
（７）玉軸受の転動疲労寿命（清浄油）
表１を参照して、玉軸受による転動寿命試験においても、上記（６）と同様の傾向が確認された。そして、窒化処理とベイナイト変態処理とを組み合わせた実施例の転動疲労寿命は、窒化処理を実施することなく焼入を実施し、高温焼戻を行なった比較例Ｃの２．７倍となっていた。
(7) Rolling fatigue life of ball bearings (clean oil)
Referring to Table 1, the same tendency as in the above (6) was also confirmed in the rolling life test using ball bearings. And the rolling fatigue life of the Example which combined the nitriding process and the bainite transformation process became 2.7 times of the comparative example C which implemented quenching without implementing a nitriding process and performed high temperature tempering. It was.
（８）玉軸受の転動疲労寿命（異物混入油）
表１を参照して、硬質の異物が侵入する環境下においても、上記（６）および（７）と同様の傾向が確認された。そして、窒化処理とベイナイト変態処理とを組み合わせた実施例の転動疲労寿命は、窒化処理を実施することなく焼入を実施し、高温焼戻を行なった比較例Ｃの２．８倍となっていた。
(8) Rolling fatigue life of ball bearings (foreign oil)
Referring to Table 1, the same tendency as in the above (6) and (7) was confirmed even in an environment where hard foreign matter invades. And the rolling fatigue life of the Example which combined the nitriding process and the bainite transformation process is 2.8 times that of Comparative Example C in which quenching was performed without performing the nitriding process and high temperature tempering was performed. It was.
（９）玉軸受の転動疲労寿命（準高温清浄油）
表１を参照して、準高温環境下においても、上記（６）〜（８）と同様の傾向が確認された。そして、窒化処理とベイナイト変態処理とを組み合わせた実施例の転動疲労寿命は、窒化処理を実施することなく焼入を実施し、高温焼戻を行なった比較例Ｃの２．１倍となっていた。
(9) Rolling fatigue life of ball bearings (semi-high temperature clean oil)
With reference to Table 1, the tendency similar to said (6)-(8) was confirmed also in the semi-high temperature environment. And the rolling fatigue life of the Example which combined the nitriding process and the bainite transformation process is 2.1 times that of Comparative Example C in which quenching was performed without performing the nitriding process and high temperature tempering was performed. It was.
（１０）シャルピー衝撃値
表１を参照して、ベイナイト変態処理を行なったものは、焼入後に高温焼戻を行なったものに比べて衝撃値が高くなる傾向が確認された。
(10) Charpy impact value Referring to Table 1, it was confirmed that those subjected to the bainite transformation treatment tend to have higher impact values than those subjected to high temperature tempering after quenching.
（１１）破壊靱性値（ＫＩＣ）
表１を参照して、窒化処理を行なった場合、鋼の静的な割れ強度はやや低下する傾向があるが、これは、窒化処理を行なうことにより、硬度が上昇していることも一因となっていると考えられる。そして、実施例は、比較例Ａの１．２倍の靭性値を有していた。
(11) Fracture toughness value (K IC )
Referring to Table 1, when nitriding is performed, the static cracking strength of steel tends to be slightly reduced, which is also due to the fact that the hardness is increased by performing nitriding. It is thought that. And the Example had a toughness value 1.2 times that of Comparative Example A.
（１２）耐ピーリング強度
表１を参照して、実施例および比較例Ａは同程度の耐ピーリング強度を有しており、比較例ＢおよびＣに比べて耐ピーリング強度が明確に優れていることが確認される。
(12) Peeling strength Referring to Table 1, Example and Comparative Example A have the same degree of peeling strength, and the peeling strength is clearly superior to Comparative Examples B and C. Is confirmed.
以上の実験結果より、本発明の実施例によれば、寸法安定性および高い靭性を確保しつつ、常温環境だけでなく準高温環境および異物混入潤滑環境においても転動疲労寿命に優れ、かつ高い耐ピーリング強度を有する製鉄設備用軸受部品を提供できることが確認された。 From the above experimental results, according to the examples of the present invention, while ensuring dimensional stability and high toughness, the rolling fatigue life is excellent and high not only in a normal temperature environment but also in a semi-high temperature environment and a foreign matter mixed lubrication environment. It was confirmed that bearing parts for steel manufacturing equipment having peel strength could be provided.
今回開示された実施の形態および実施例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 embodiments and examples disclosed herein are illustrative in all respects and should not be construed as being 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.
本発明の製鉄設備用軸受部品、製鉄設備用転がり軸受および製鉄設備は、製鉄設備において、製造される鉄鋼材料を圧延またはガイドするために回転するロールを当該ロールに隣接して配置される部材に対して回転自在に支持する製鉄設備用転がり軸受、これを構成する製鉄設備用軸受部品および当該製鉄設備用転がり軸受を備えた製鉄設備に、特に有利に適用され得る。 The bearing parts for iron making equipment, the rolling bearings for iron making equipment and the steel making equipment according to the present invention are the members disposed adjacent to the rolls in order to roll or guide the steel material to be produced. The present invention can be applied particularly advantageously to a rolling bearing for an iron making facility that is rotatably supported, a bearing component for an iron making facility that constitutes the rolling bearing, and an iron making facility that includes the rolling bearing for the iron making facility.
２，２１ 外輪、２Ａ，２１Ａ，３１Ａ 外輪転走面、２Ｂ，２１Ｂ，３１Ｂ 外輪窒素富化層、２Ｃ，３Ｃ，７Ｃ，２１Ｃ，２２Ｃ，２３Ｃ，３１Ｃ，３２Ｃ，３３Ｃ，３５Ｃ 内部、３，２２，３２ 内輪、３Ａ，２２Ａ，３２Ａ 内輪転走面、３Ｂ，２２Ｂ，３２Ｂ 内輪窒素富化層、７ 円すいころ、７Ａ，２３Ａ，３３Ａ ころ転走面、７Ｂ，２３Ｂ，３３Ｂ ころ窒素富化層、１０ 圧延機、１１ バックアップロール、１２ ワークロール、１３ ハウジング、１４ スタンド、１５ 圧延機ロールネック用転がり軸受、２０ 自動調心ころ軸受、２４ 保持器、３０ 自動調心輪付き円筒ころ軸受、３１Ｄ 外周面、３５ 自動調心輪、３５Ａ 摺動面、３５Ｂ 自動調心輪窒素富化層、５０ 連続鋳造ガイド設備、５１ 連続鋳造ロール、５３ スタンド、５３Ａ ロール保持部、６０ ピーリング試験機、６１ 相手試験片、６２ 試験片、６３ 第１軸、６４ 第２軸、６５ 回転速度計、６６ スリップリング、９０ 点接触転動寿命試験機、９１ φ１２試験片、９２ 駆動ローラ、９３ 案内ローラ、９４ 鋼球、１１１ バックアップロールロール部、１１２ バックアップロールロールネック、１２１ ワークロールロール部、１２２ ワークロールロールネック、５１１ ロール部、５１２Ａ 固定端ロールネック、５１２Ｂ 自由端ロールネック、Ｗ 被圧延物。 2,21 Outer ring, 2A, 21A, 31A Outer ring rolling surface, 2B, 21B, 31B Outer ring nitrogen enriched layer, 2C, 3C, 7C, 21C, 22C, 23C, 31C, 32C, 33C, 35C Inside, 3, 22 , 32 Inner ring, 3A, 22A, 32A Inner ring rolling surface, 3B, 22B, 32B Inner ring nitrogen enriched layer, 7 conical roller, 7A, 23A, 33A Roller rolling surface, 7B, 23B, 33B Roller nitrogen enriched layer, DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 Rolling machine, 11 Backup roll, 12 Work roll, 13 Housing, 14 Stand, 15 Rolling bearing for rolling mill roll neck, 20 Self-aligning roller bearing, 24 Cage, 30 Cylindrical roller bearing with self-aligning ring, 31D Outer circumference Surface, 35 self-aligning ring, 35A sliding surface, 35B self-aligning ring nitrogen-enriched layer, 50 continuous casting guide equipment, 51 continuous casting roll, 3 stand, 53A roll holding part, 60 peeling tester, 61 mating test piece, 62 test piece, 63 1st axis, 64 2nd axis, 65 tachometer, 66 slip ring, 90 point contact rolling life tester, 91 φ12 test piece, 92 drive roller, 93 guide roller, 94 steel ball, 111 backup roll roll section, 112 backup roll roll neck, 121 work roll roll section, 122 work roll roll neck, 511 roll section, 512A fixed end roll neck 512B Free end roll neck, W Rolled product.
Claims (5)
０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、残部鉄および不純物からなる鋼から構成され、
表面を含む領域には、内部よりも窒素濃度が高い層である窒素富化層が形成され、
前記窒素富化層は、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている、製鉄設備用軸受部品。 In a steel manufacturing facility, a bearing for a steel manufacturing facility that constitutes a rolling bearing for a steel manufacturing facility that rotatably supports a roll that rotates to guide or roll the steel material to be manufactured with respect to a member disposed adjacent to the roll. Parts,
0.7% by mass or more and 1.2% by mass or less of carbon, 0.1% by mass or more and 1.1% by mass or less of silicon, and 0.25% by mass or more and 1.5% by mass or less of manganese. Composed of steel, the balance iron and impurities,
In the region including the surface, a nitrogen-enriched layer that is a layer having a higher nitrogen concentration than the inside is formed,
The nitrogen-enriched layer includes a bainite structure, and the amount of retained austenite is suppressed to 5% by volume or less.
０．７質量％以上１．２質量％以下の炭素と、０．１質量％以上１．１質量％以下の珪素と、０．２５質量％以上１．５質量％以下のマンガンとを含有し、さらに２．０質量％以下のクロム、０．５質量％以下のモリブデンおよび０．５質量％以下のニッケルからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含み、残部鉄および不純物からなる鋼から構成され、
表面を含む領域には、内部よりも窒素濃度が高い層である窒素富化層が形成され、
前記窒素富化層は、ベイナイト組織を含み、残留オーステナイト量が５体積％以下に抑制されている、製鉄設備用軸受部品。 In a steel manufacturing facility, a bearing for a steel manufacturing facility that constitutes a rolling bearing for a steel manufacturing facility that rotatably supports a roll that rotates to guide or roll the steel material to be manufactured with respect to a member disposed adjacent to the roll. Parts,
0.7% by mass or more and 1.2% by mass or less of carbon, 0.1% by mass or more and 1.1% by mass or less of silicon, and 0.25% by mass or more and 1.5% by mass or less of manganese. Further, steel comprising at least one element selected from the group consisting of 2.0% by mass or less of chromium, 0.5% by mass or less of molybdenum and 0.5% by mass or less of nickel, and the balance iron and impurities Consisting of
In the region including the surface, a nitrogen-enriched layer that is a layer having a higher nitrogen concentration than the inside is formed,
The nitrogen-enriched layer includes a bainite structure, and the amount of retained austenite is suppressed to 5% by volume or less.
前記軌道部材に接触し、円環状の軌道上に配置される複数の転動体とを備え、
前記軌道部材および前記転動体の少なくともいずれか一方は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の製鉄設備用軸受部品である、製鉄設備用転がり軸受。 A track member;
A plurality of rolling elements that are in contact with the raceway member and disposed on an annular raceway,
At least any one of the said track member and the said rolling element is a rolling bearing for iron manufacture facilities which is a bearing component for iron manufacture facilities of any one of Claims 1-3.
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| WO2014122970A1 (en) * | 2013-02-08 | 2014-08-14 | Ntn株式会社 | Bearing component and rolling bearing |
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-
2008
- 2008-03-26 JP JP2008080000A patent/JP2009236145A/en not_active Withdrawn
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