JP3905430B2

JP3905430B2 - Bearing parts and rolling bearings

Info

Publication number: JP3905430B2
Application number: JP2002194793A
Authority: JP
Inventors: 力大木
Original assignee: NTN Corp
Current assignee: NTN Corp
Priority date: 2001-11-29
Filing date: 2002-07-03
Publication date: 2007-04-18
Anticipated expiration: 2022-07-03
Also published as: JP2003226919A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、減速機、ドライブピニオン、トランスミッション用軸受などに用いられる軸受部品および転がり軸受に関し、転動疲労特性が長寿命で、高度の耐割れ強度や耐経年寸法変化を有する軸受部品および転がり軸受に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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）。この浸炭窒化処理法を用いることにより、表層部を硬化させ、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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の浸炭窒化処理方法は炭素および窒素を拡散させる拡散処理であるため、長時間高温に保持する必要がある。このため、組織が粗大化する等して耐割れ強度の向上を図ることは困難である。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も問題となる。
【０００４】
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ために、鋼の合金設計により組成を調整することによって対処することが可能である。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。
【０００５】
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、高強度で、転動疲労特性が長寿命で、高度の耐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。
【０００６】
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軸受部品および転がり軸受を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の転がり軸受は、内輪、外輪および複数の転動体を有する転がり軸受である。この転がり軸受では、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浸炭窒化層を有し、その部材のオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超え、その部材の水素量は０．４ｐｐｍ以下であり、その部材はＪＩＳ規格ＳＵＪ２からなっている。
【０００８】
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、浸炭窒化処理の影響を大きく受けている表層部でも、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。
【０００９】
本発明の軸受部品は、転がり軸受に組み込まれる軸受部品であって、浸炭窒化処理層を有し、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、水素量は０．４ｐｐｍ以下であり、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２からなっている。
【００１０】
【発明の実施の形態】
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。図面はラジアル軸受を表しているが、玉軸受、円すいころ軸受、ころ軸受、ニードル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。
【００１１】
次に、これら転がり軸受の外輪、内輪および転動体の少なくとも１つの軸受部品に行なう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熱処理方法を説明する図である。また、図３は、本発明の実施の形態における熱処理方法の変形例を説明する図である。図２は１次焼入れおよび２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る方法を示す熱処理パターンである。どちらも本発明の実施の態様例である。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また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、処理Ｔ1よりも低温に再加熱し、そこから油焼入れを施す。
【００１２】
上記の熱処理を普通焼入れ、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することができる。上述したように、上記の熱処理方法によれば、オーステナイト結晶粒の粒径を従来の２分の１以下となるミクロ組織を得ることができる。上記の熱処理を受けた軸受部品は、転動疲労特性が長寿命であり、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。
【００１３】
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軸受鋼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）は、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界を示す図である。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、また本発明による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。
【００１４】
【実施例】
次に本発明の実施例について説明する。
【００１５】
（実施例１）
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、本発明の実施例１を行なった。表１に示した各試料の製造履歴を以下に示す。
【００１６】
【表１】

【００１７】
（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１次焼入れを行ない、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２次焼入れを行なった。ただし、２次焼入温度７８０℃の試料Ａは焼入不足のため試験の対象から外した。
（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、２次焼入れ温度を浸炭窒素処理温度８５０℃以上の８５０℃〜８７０℃で行なった。
（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、２次焼入れは行わなかった。
（普通焼入れ品；比較例）：浸炭窒化処理を行なわずに、８５０℃に加熱して焼き入れた。２次焼入れは行わなかった。
【００１８】
上記の試料に対して、（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。次にこれらの試験方法について説明する。
【００１９】
Ｉ実施例１の試験方法
（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。
【００２０】
分析範囲：０．０１〜５０．００ｐｐｍ
分析精度：±０．１ｐｐｍまたは±３％Ｈ（いずれか大なるほう）
分析感度：０．０１ｐｐｍ
検出方式：熱伝導度法
試料重量サイズ：１０ｍｇ〜３５ｇ（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。
【００２１】
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。
（２）結晶粒度の測定
結晶粒度の測定は、ＪＩＳＧ０５５１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。
（３）シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２４２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、ＪＩＳＺ２２０２に示されたＵノッチ試験片（ＪＩＳ３号試験片）を用いた。
（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。
【００２２】
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。
【００２３】
σ₁＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ_o）｝［１＋ｅ₁／｛κ（ρ_o＋ｅ₁）｝］
σ₂＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ_o）｝［１−ｅ₂／｛κ（ρ_o−ｅ₂）｝］
κ＝−（１／Ａ）∫_A｛η／（ρ_o＋η）｝ｄＡ
（５）転動疲労試験、
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（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）”のボールであり、案内ロールにガイドされて、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。
【００２４】
ＩＩ実施例１の試験結果
（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侵入したためと考えられる。これに対して、試料Ｂ〜Ｄは、水素量は０．３７〜０．４０ｐｐｍと半分近くにまで減少している。この水素量は普通焼入れ品と同じレベルである。
【００２５】
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。
（２）結晶粒度
結晶粒度は２次焼入れ温度が、浸炭窒化処理時の焼入れ（１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。
（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、２次焼入れ温度が低いほうがシャルピー衝撃値が高くなる傾向を示す。普通焼入品のシャルピー衝撃値は６．７０Ｊ／ｃｍ²と高い。
（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る。普通焼入品の破壊応力値は２７７０ＭＰａであり、試料Ｂ〜Ｆの破壊応力値と同等である。このような、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。
（５）転動疲労試験
表１によれば、普通焼入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。本発明の試料Ｅ，Ｆは、従来浸炭窒化処理品とほぼ同等である。
【００２６】
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。
【００２７】
（実施例２）
次に実施例２について説明する。下記のＡ材、Ｂ材およびＣ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、Ａ材〜Ｃ材に共通とした。Ａ材〜Ｃ材の製造履歴は次のとおりである。
（Ａ材：比較例）：普通焼入れのみ（浸炭窒化処理せず）。
（Ｂ材：比較例）：浸炭窒化処理後にそのまま焼き入れる（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。
（Ｃ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。
【００２８】
（１）転動疲労寿命
転動疲労寿命試験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。
【００２９】
【表２】

【００３０】
【表３】

【００３１】
表３によれば、比較例のＢ材は、同じく比較例で普通焼入れのみを施したＡ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Ｃ材は、Ｂ材の１．７４倍、またＡ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。
【００３２】
（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ＪＩＳＺ２２４２に準じた方法により行なった。試験結果を表４に示す。
【００３３】
【表４】

【００３４】
浸炭窒化処理を行なったＢ材（比較例）のシャルピー衝撃値は、普通焼入れのＡ材（比較例）より高くないが、Ｃ材はＡ材と同等の値が得られた。
【００３５】
（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導入した後に、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（Ｋ_Ic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。
Ｋ_Ic＝（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）
【００３６】
【表５】

【００３７】
予き亀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Ａ材とＢ材とには違いはない。しかし、本発明例のＣ材は比較例に対して約１．２倍の値を得ることができた。
【００３８】
（４）静圧壊強度試験（破壊応力値の測定）
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。
【００３９】
【表６】

【００４０】
浸炭窒化処理を行なっているＢ材は普通焼入れのＡ材よりもやや低い値である。しかしながら、本発明のＣ材は、Ｂ材よりも静圧壊強度が向上し、Ａ材と遜色ないレベルが得られている。
【００４１】
（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（０．１ｍｍ深さ）と併せて表７に示す。
【００４２】
【表７】

【００４３】
残留オーステナイト量の多いＢ材の寸法変化率に比べて、本発明例のＣ材は２分の１以下に抑制されていることがわかる。
【００４４】
（６）異物混入潤滑下における寿命試験
玉軸受６２０６を用い、標準異物を所定量混入させた異物混入潤滑下での転動疲労寿命を評価した。試験条件を表８に、また試験結果を表９に示す。
【００４５】
【表８】

【００４６】
【表９】

【００４７】
Ａ材に比べ、従来の浸炭窒化処理を施したＢ材は約２．５倍になり、また、本発明例のＣ材は約２．３倍の長寿命が得られた。本発明例のＣ材は、比較例のＢ材に比べて残留オーステナイトが少ないものの、窒素の侵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。
【００４８】
上記の結果より、本発明例のＣ材、すなわち本発明の熱処理方法によって製造された軸受部品は、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。
【００４９】
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。
【００５０】
【発明の効果】
本発明の軸受部品および転がり軸受を用いることにより、浸炭窒化処理層を形成した上で、軸受部品のオーステナイト粒径を粒度番号で１１番以上に微細化し、水素含有率も低減されるため、転動疲労寿命が大きく改善され、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】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２】本発明の実施の形態における熱処理方法を説明する図である。
【図３】本発明の実施の形態における熱処理方法の変形例を説明する図である。
【図４】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。(ａ)は本発明例の軸受部品であり、（ｂ）は従来の軸受部品である。
【図５】（ａ）は図４（ａ）を図解したオーステナイト粒界を示し、（ｂ）は図４（ｂ）を図解したオーステナイト粒界を示す。
【図６】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７】転動疲労寿命試験機の概略図である。(ａ)は正面図であり、(ｂ)は側面図である。
【図８】静的破壊靭性試験の試験片を示す図である。
【符号の説明】
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（3/4）”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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to bearing parts and rolling bearings used for reduction gears, drive pinions, transmission bearings, etc., and relates to bearing parts and rolling bearings that have a long rolling fatigue characteristic and have high cracking resistance and aging-resistant dimensional changes. It is about.
[0002]
[Prior art]
As a heat treatment method that gives a long life against rolling fatigue of a bearing component, a method of performing a carbonitriding process on the surface layer portion of the bearing component by adding ammonia gas to the atmosphere RX gas during quenching heating, etc. (For example, JP-A-8-4774, JP-A-11-101247). By using this carbonitriding treatment method, the surface layer portion can be hardened, retained austenite can be generated in the microstructure, and the rolling fatigue life can be improved.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
However, since the carbonitriding method described above is a diffusion treatment that diffuses carbon and nitrogen, it must be kept at a high temperature for a long time. For this reason, it is difficult to improve the cracking resistance due to the coarsening of the structure. In addition, an increase in the dimensional change rate due to increase in retained austenite is also a problem.
[0004]
On the other hand, in order to ensure a long life against rolling fatigue, improve crack strength, and prevent an increase in the rate of dimensional change over time, it is possible to cope with the problem by adjusting the composition by the alloy design of steel. However, the alloy design causes problems such as an increase in raw material costs.
[0005]
Future bearing parts are required to have characteristics that can be used under larger load conditions and at higher temperatures than in the past as the usage environment increases in load and temperature. For this reason, a bearing component having high strength, long rolling fatigue characteristics, high cracking strength and dimensional stability is required.
[0006]
It is an object of the present invention to provide a bearing component and a rolling bearing that have high cracking resistance and dimensional stability and are excellent in rolling fatigue life.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The rolling bearing of the present invention is a rolling bearing having an inner ring, an outer ring, and a plurality of rolling elements. In this rolling bearing, at least one member of the inner ring, the outer ring, and the rolling element has a carbonitriding layer, the austenite grain size number of the member exceeds 10, and the hydrogen amount of the member is 0.00. 4ppm Ri der below, the member is made of JIS standard SUJ2.
[0008]
Due to the fine austenite grain size, 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. Note that the austenite grains of the bearing parts described above do not change even in the surface layer portion that is greatly affected by the carbonitriding process, or in the inside thereof. Therefore, the target position of the above crystal grain size number range is the surface layer portion and the inside.
[0009]
The bearing component of the present invention is a bearing component to be incorporated in a rolling bearing, has a carbonitriding layer, has an austenite grain size number exceeding 10, and has a hydrogen content of 0.4 ppm or less. JIS standard SUJ2 .
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
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 bearings, ball bearings, tapered roller bearings, 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.
[0011]
Next, heat treatment including carbonitriding performed on at least one bearing part of the outer ring, the inner ring and the rolling element of the rolling bearing will be described. FIG. 2 is a diagram for explaining a heat treatment method according to the embodiment of the present invention. Moreover, FIG. 3 is a figure explaining the modification of the heat processing method in embodiment of this invention. FIG. 2 is a heat treatment pattern showing a method of performing primary quenching and secondary quenching, and FIG. 3 is a method of cooling the material to below the A ₁ transformation point temperature during quenching, and then re-heating and finally quenching. It is the heat processing pattern which shows. Both are exemplary embodiments of the present invention. In these figures, in the treatment T1, carbon and nitrogen are diffused in the steel base and the carbon is sufficiently dissolved, and then cooled to below the A ₁ transformation point. Next, in process T2 in the figure, reheating is performed at a temperature lower than that of process T1, and oil quenching is performed therefrom.
[0012]
Rather than performing normal quenching, that is, carbonitriding once after the carbonitriding treatment, the crack strength can be improved and the aging change rate can be reduced while carbonitriding the surface layer portion. As described above, according to the above heat treatment method, it is possible to obtain a microstructure in which the grain size of austenite crystal grains is ½ or less of the conventional one. The bearing parts subjected to the above heat treatment have a long rolling fatigue characteristic, can improve the cracking strength, and can also reduce the rate of dimensional change over time.
[0013]
FIG. 4 is a view showing the microstructure of the bearing component, particularly austenite grains. FIG. 4A shows a bearing component of the present invention, and FIG. 4B shows a conventional bearing component. That is, FIG. 4A shows the austenite grain size of the bearing steel 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. 5A and 5B are diagrams showing the austenite grain boundaries illustrated in FIGS. 4A and 4B. From the structure showing the austenite crystal grain size, the conventional austenite grain size is No. 10 in the JIS standard grain size number, and according to the heat treatment method of the present invention, 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.
[0014]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
[0015]
Example 1
Example 1 of the present invention was performed using JIS standard SUJ2 material (1.0 wt% C-0.25 wt% Si-0.4 wt% Mn-1.5 wt% Cr). The manufacturing history of each sample shown in Table 1 is shown below.
[0016]
[Table 1]

[0017]
(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 due to insufficient quenching.
(Samples E and F; Comparative Examples): The carbonitriding treatment was performed with the same history as the inventive examples A to D, and the secondary quenching temperature was 850 ° C. to 870 ° C., which is a carburizing nitrogen treatment temperature of 850 ° C. or higher.
(Conventional carbonitriding product; comparative example): Carbonitriding treatment 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.
(Normally hardened product; comparative example): without quenching and carbonitriding, it was heated to 850 ° C. and quenched. Secondary quenching was not performed.
[0018]
(1) Measurement of hydrogen content, (2) Measurement of crystal grain size, (3) Charpy impact test, (4) Measurement of fracture stress value, (5) Rolling fatigue test Was done. Next, these test methods will be described.
[0019]
I Test Method of Example 1 (1) Measurement of hydrogen amount The amount of hydrogen was analyzed for the amount of non-diffusible hydrogen in the steel using a DH-103 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.
[0020]
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 g (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 ).
[0021]
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, the sample is taken out from the sampler and heated in a resistance heating furnace, and non-diffusible hydrogen is guided to the 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) Measurement of crystal grain size The crystal grain size was measured based on the JIS G 0551 steel austenite grain size test method.
(3) Charpy impact test The Charpy impact test was performed based on the Charpy impact test method for metal materials of JIS Z 2242. As a test piece, a U-notch test piece (JIS No. 3 test piece) shown in JIS Z 2202 was used.
(4) Measurement of Fracture Stress Value FIG. 6 is a diagram showing a test piece for a static crushing 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.
[0022]
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.
[0023]
σ ₁ = (N / A) + {M / (Aρ _o )} [1 + e ₁ / {κ (ρ _o + e ₁ )}]
σ ₂ = (N / A) + {M / (Aρ _o )} [1-e ₂ / {κ (ρ _o −e ₂ )}]
κ = − (1 / A) ∫ _A {η / (ρ _o + η)} dA
(5) Rolling fatigue test,
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. 7 (a) and 7 (b), the rolling fatigue life test piece 21 is driven by the drive roll 11 and is in contact with the ball 13 and rotating. The ball 13 is a (3/4) ″ ball and is guided by a guide roll and rolls while exerting a high surface pressure with the rolling fatigue life test piece 21.
[0024]
II Test Results of Example 1 (1) The conventional carbonitrided product that has been subjected to the hydrogen carbonitriding treatment has a very high value of 0.72 ppm. This is presumably 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 amount 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 quenched products.
[0025]
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) 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 BD, the austenite grains have grain size numbers 11-12. Remarkably miniaturized. The austenite grains of 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) 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 lower the secondary quenching temperature, the higher the Charpy impact value tends to be. The normally hardened product has a Charpy impact value as high as 6.70 J / cm ² .
(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 are improved to 2650 to 2840 MPa. The fracture stress value of the normally quenched product is 2770 MPa, which is equivalent to the fracture stress values of Samples B to F. Such improved cracking resistance strengths of Samples B to D are presumed to have a great effect by reducing the hydrogen content, along with the refinement of austenite crystal grains.
(5) According to the rolling contact fatigue test Table 1, usually sintered Irihin is reflecting that does not have a 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 of the present invention are substantially equivalent to conventional carbonitrided products.
[0026]
In summary, Samples B to D of the present invention have a reduced hydrogen content, an austenite crystal grain size of 11 or more, and improved Charpy impact value, crack resistance strength and rolling fatigue life. .
[0027]
(Example 2)
Next, Example 2 will be described. A series of tests were performed on the following A material, B material, and C 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, which is common to materials A to C. did. The manufacturing histories of the A material to the C material are as follows.
(A material: comparative example): Only normal quenching (without carbonitriding).
(B material: comparative example): quenching as it is after carbonitriding (conventional carbonitriding quenching). Carbonitriding temperature 845 ° C, holding time 150 minutes. The atmosphere of the carbonitriding process was RX gas + ammonia gas.
(C 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.
[0028]
(1) Rolling fatigue life Test conditions and test equipment for the rolling fatigue life test are as shown in Table 2 and FIG. 7 as described above. The rolling fatigue life test results are shown in Table 3.
[0029]
[Table 2]

[0030]
[Table 3]

[0031]
According to Table 3, the B material of the comparative example shows 3.1 times the L ₁₀ life (the life that one of the 10 test pieces breaks) of the A material, which was also subjected to normal quenching in the comparative example, The effect of extending the life by carbonitriding is recognized. On the other hand, the C material of the present invention example has a long life of 1.74 times that of the B material and 5.4 times that of the A material. The main reason for this improvement is thought to be the refinement of the microstructure.
[0032]
(2) Charpy impact test The Charpy impact test was performed by the method according to the above-mentioned JISZ2242 using the U notch test piece. The test results are shown in Table 4.
[0033]
[Table 4]

[0034]
The Charpy impact value of the B material (comparative example) subjected to carbonitriding was not higher than that of the normally quenched A material (comparative example), but the C material had the same value as the A material.
[0035]
(3) Test of Static Fracture Toughness Value FIG. 8 is a diagram showing a test piece of a static fracture toughness test. After introducing a precrack about 1 mm into the notch portion of this test piece, 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 _Ic value). The test results are shown in Table 5.
K _Ic = (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)
[0036]
[Table 5]

[0037]
Since the pre-crack depth is larger than the carbonitrided layer depth, there is no difference between the A material and B material of the comparative example. However, the C material of the present invention example was able to obtain a value about 1.2 times that of the comparative example.
[0038]
(4) Static crush strength test (measurement of fracture stress value)
As described above, the static crushing strength test piece had the shape shown in FIG. 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.
[0039]
[Table 6]

[0040]
The B material subjected to the carbonitriding process has a slightly lower value than the A material subjected to normal quenching. However, the C material of the present invention has higher static crushing strength than the B material, and a level comparable to that of the A material is obtained.
[0041]
(5) Table 7 shows the measurement results of the aging dimensional change rate at a aging change rate of 130 ° C. and a holding time of 500 hours, together with the surface hardness and the retained austenite amount (0.1 mm depth).
[0042]
[Table 7]

[0043]
It can be seen that the C material of the example of the present invention is suppressed to half or less compared to the dimensional change rate of the B material having a large amount of retained austenite.
[0044]
(6) Life test under lubrication mixed with foreign matter Using a ball bearing 6206, a rolling fatigue life under lubrication mixed with a predetermined amount of standard foreign matter was evaluated. The test conditions are shown in Table 8, and the test results are shown in Table 9.
[0045]
[Table 8]

[0046]
[Table 9]

[0047]
Compared to the A material, the B material subjected to the conventional carbonitriding treatment was about 2.5 times longer, and the C material of the example of the present invention had a long life of about 2.3 times. Although the C material of the present invention has less retained austenite than the B material of the comparative example, it has a substantially equivalent long life due to the intrusion of nitrogen and the influence of the refined microstructure.
[0048]
From the above results, the material C of the example of the present invention, that is, the bearing part produced by the heat treatment method of the present invention, has a long rolling fatigue life, which is difficult with the conventional carbonitriding process, and an improved crack strength. It was found that the three items of reduction of the aging dimensional change rate can be satisfied simultaneously.
[0049]
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.
[0050]
【The invention's effect】
By using the bearing component and the rolling bearing of the present invention, the carbonitriding layer is formed, the austenite grain size of the bearing component is refined to 11 or more in the particle size number, and the hydrogen content is also reduced. The dynamic fatigue life is greatly improved, and excellent crack strength and aging resistance can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a rolling bearing in an embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a diagram illustrating a heat treatment method according to an embodiment of the present invention.
FIG. 3 is a diagram for explaining a modification of the heat treatment method in the embodiment of the present invention.
FIG. 4 is a diagram showing the microstructure of bearing parts, particularly austenite grains. (a) is a bearing part of the example of the present invention, and (b) is a conventional bearing part.
5A shows an austenite grain boundary illustrated in FIG. 4A, and FIG. 5B shows an austenite grain boundary illustrated in FIG. 4B.
FIG. 6 is a view showing a test piece of a static crushing strength test (measurement of a breaking stress value).
FIG. 7 is a schematic view of a rolling fatigue life tester. (a) is a front view, (b) is a side view.
FIG. 8 is a view showing a test piece of a static fracture toughness test.
[Explanation of symbols]
1 outer ring, 2 inner ring, 3 rolling element, 10 rolling bearing, 11 drive roll, 12 guide roll, 13 (3/4) "ball, 21 rolling fatigue life test piece, T1 carbonitriding temperature, T2 quenching heating temperature.

Claims

内輪、外輪および複数の転動体を有する転がり軸受において、
前記内輪、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浸炭窒化層を有し、前記部材の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、
前記部材の水素量は０．４ｐｐｍ以下であり、
前記部材はＪＩＳ規格ＳＵＪ２からなっている、転がり軸受。In a rolling bearing having an inner ring, an outer ring and a plurality of rolling elements,
At least one member of the inner ring, the outer ring and the rolling element has a carbonitriding layer, and the particle size number of the austenite crystal grains of the member is in a range exceeding 10;
Hydrogen content of the members Ri der below 0.4 ppm,
The member is a rolling bearing made of JIS standard SUJ2 .

転がり軸受に組み込まれる軸受部品であって、
浸炭窒化処理層を有し、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、水素量は０．４ｐｐｍ以下であり、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２からなっている、軸受部品。A bearing component incorporated in a rolling bearing,
Has a carbonitrided layer, in the range of grain size number of austenite crystal grains exceeds number 10, the amount of hydrogen Ri der below 0.4 ppm, consists JIS standard SUJ2, bearing components.