CN101087896A - 滚动、滑动部件及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在用于使用混有异物的润滑油的滚动轴承时能够获得更长寿命的滚动、滑动部件。滚动、滑动部件由以下组成的钢形成，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Si：0.05～0.7wt％、Mn：0.05～0.7wt％、Cr：3.2～5.0wt％、Al：0.04wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.03wt％以下、Ti：0.005wt％以下及O：0.0015wt％以下，并且含有Mo：不足1.0wt％及V：不足0.50wt％中的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质，并且，表面具有进行了渗碳处理的表层部。表层部的全部析出碳化物的面积率为9～30％。表层部存在的全部析出碳化物中面积率为50％以上的碳化物为M7C3型及/或M23C6型。表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的残留奥氏体量为35～60％。

Description

滚动、滑动部件及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种滚动、滑动部件及其制备方法，更详细而言，本发明涉及例如用作使用混有异物的润滑油的滚动轴承的套圈及滚动体的滚动部件、或适于用作滑动轴承部件的滚动、滑动部件及其制备方法。
在本说明书及权利要求书内，所谓滚动、滑动部件是指进行纯滚动接触、纯滑动接触、及混合存在滚动接触和滑动接触的部件。
背景技术
作为使用混有异物的润滑油而进行使用的滚动轴承、或例如以提高汽车燃料费为目的谋求小型、轻质化的滚动轴承的套圈及滚动体，已知一种滚动、滑动部件，所述滚动、滑动部件可通过下述方法进行制备，即，将由JIS SUJ2等轴承钢(高碳铬轴承钢)形成规定形状得到的加工完成的部件坯料，在碳势为1.2％以上的渗碳氛围中在840～870℃下加热3小时以上实施渗碳处理后淬火，再通过实施回火处理进行制备，所述滚动、滑动部件从表面至最大剪切应力作用的深度的范围内表面部的总碳量为1.0～1.6wt％，同时所述表面部的基体中的固溶碳量为0.6～1.0wt％，并且碳化物析出于所述表层部的同时，所述碳化物的量以面积率计为5～20％且其粒径为3μm以下(参见专利文献1)。
但是，在要求部件的小型化或在较苛刻环境下更长寿命的应用中，人们希望高性能化，超过专利文献1记载的滚动、滑动部件。特别是在混有异物的润滑油中使用滚动、滑动部件时，与不在上述情况下使用时相比，寿命大大地降低，人们强烈地要求获得解决该问题的对策。作为用于获得在混有异物的润滑油中的长寿命化的对策，目前，采取如下措施，使渗碳处理后的滚动、滑动部件的表层部存在20％左右的软质残留奥氏体。即，由于残留奥氏体具有缓和在噬入异物时生成的压痕周边的应力集中的效果，所以具有延迟导致压痕生成的龟裂的产生及发展的效果。因此，一般认为，为了将现有滚动、滑动部件更高性能化，可以进一步增加表层部的残留奥氏体量，例如为超过30％的较多量。
但是，用JIS SUJ2增加表层部的残留奥氏体量时，存在下述比较严重的问题。即，由于残留奥氏体为软质的组织，所以其量达到40％以上时难于获得62以上的洛氏C硬度(以下，称为HRC)，不能确保作为轴承必要的强度。为了解决此问题，考虑对由JIS SUJ2构成的加工完成的部件坯料实施高浓度渗碳(使表层部的碳量例如为1.6wt％以上)。但是，使用JIS SUJ2时，通过实施渗碳处理，在表层部析出的碳化物大多为渗碳体之类维氏硬度为1150～1760的M3C型碳化物{＝Fe3C、(Fe、Cr)3C}，此M3C型碳化物与其他合金碳化物(M7C3、MC)相比，具有渗碳时碳化物的成长速度较快(参考文献：高山：日本金属学会誌，11，45(1981)，1195)、并且硬度较低(M7C3及MC的维氏硬度为1800以上)的性质。所以，由于碳化物的平均粒径变大，因此存在分散析出强化量降低，碳化物析出产生的硬度提高效果减小的问题。另外，诱发碳化物的粗大化，结果存在不能充分地获得滚动寿命改善效果的问题。
但是，增加Cr量，利用M7C3型碳化物来改善异物混入时的滚动寿命的尝试本身已无新颖性，例如已经公开了专利文献2等中记载的发明。但是，此发明虽然记载了渗碳后的碳化物种类、面积率，但没有特别公开个数、大小等的分布状态，只简单地指出必须防止粗大化。因此，碳化物的微细化不充分、残留奥氏体量较多为50％左右时，存在不能维持高硬度、同时得不到充分的寿命改善效果的问题。
另外，专利文献3中公开了延长在混有异物的润滑环境下的滚动寿命的方法，该方法使用已知的渗碳钢，全部进行渗碳或碳氮共渗处理，确保一定程度的表面硬度，进而提高残留奥氏体量，但是该方法产生与上述JIS SUJ2情况相同的问题，存在得不到优异的滚动寿命的问题。
专利文献1：特开2004-52101号公报
专利文献2：特公平6-11899号公报
专利文献3：特开平1-55423号公报
发明内容
本发明的目的在于提供一种滚动、滑动部件及其制备方法，所述滚动、滑动部件可以解决上述问题，特别是作为使用混有异物的润滑油的滚动轴承的套圈及滚动体、或滑动轴承部件等使用时，能够获得进一步的长寿命化。
权利要求1的发明的滚动、滑动部件由钢形成，所述钢在表面具有进行了渗碳处理的表层部，表层部的全部析出碳化物的面积率为9～30％，同时在存在于表层部的全部析出碳化物中，面积率为50％以上的碳化物为M7C3型及/或M23C6型，表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的残留奥氏体量为35～60％。
此处，所谓表层部是指通过渗碳处理，与内部相比显著含有多量C的部分，是对滚动、滑动面的寿命产生影响的深度部分，例如对于在异物油中使用的滚动、滑动部件，以最表面为基准，在0～50μm的范围内。需要说明的是，在以下内容中也是同样。
权利要求1的发明以即使表层部的残留奥氏体量较多也能维持高硬度并且能延长在混有异物的润滑中的寿命为目的，进行详细地探讨，得到下述的结果，从而完成了该发明。
(1)在表面高碳浓度的渗碳层内析出、渗碳处理后析出并直接残留的未固溶碳化物在一般的机械结构用钢中为M3C型碳化物，如权利要求1的发明所述，存在于表层部的全部析出碳化物中，面积率为50％以上的碳化物为高硬度且难于粗大化的M7C3型及/或M23C6型时，可以使渗碳后的表层部的碳化物粒径比以M3C型碳化物为主的钢更微细，从而能够大幅度地延长异物混入时的寿命。另外，如前所述，由于M7C3型、M23C6型碳化物为高硬度，所以即使存在大量的残留奥氏体也能够维持高硬度。
(2)为了提高上述(1)的效果，使表层部的碳化物更加微细地析出，如权利要求2的发明所述，在渗碳前预先通过为了改善加工性进行的球化退火使大量含有Cr的钢处于存在大量析出物的状态，进一步进行高碳浓度的渗碳处理。结果在通过渗碳处理从坯料表面渗入的碳作为碳化物析出、成长时，可以将渗碳处理前完全析出的多个未固溶碳化物作为析出核，进行碳化物的微细析出，并且也能抑制碳化物的粗大化。通过此效果，能够获得异物混入时的寿命的提高。
需要说明的是，作为球化退火后的碳化物的状态，优选平均粒径为0.1～0.5μm，大小为0.1μm以上的碳化物的析出数为1,500,000个以上/mm2。为了达到上述的微细的析出状态，必须加热到800℃左右的温度，以25℃/h以下的缓慢的速度徐徐冷却。通过对达到上述析出状态的加工完成的部件坯料进行后述的高浓度渗碳处理，可以得到具有平均粒径为0.2～0.4μm且碳化物大量析出的表层部的部件。
此处，在渗碳处理中，通过此加热，渗碳处理前存在的部分碳化物固溶，其固溶量较多时，渗碳处理后的碳化物的数、量减少。所以，渗碳处理后存在的碳化物的数、量，根据渗碳处理前存在的碳化物以何种程度不固溶并残留而变化。只要测定内部的未渗碳层中存在的碳化物数，就能够大概地掌握渗碳处理后未固溶而残留的情况。具体而言，未渗碳层中的残留碳化物量优选为300,000个/mm2以上。通过渗碳处理使未渗碳层的残留碳化物量增多，可以得到以M7C3型及/或M23C6型碳化物为主的微细碳化物大量地析出于渗碳层中的状态，并且如上所述由于M7C3型、M23C6型碳化物在渗碳时的成长速度比M3C型碳化物慢，因此可以减小渗碳后的粒径，结果能够大幅提高异物混入时的寿命。需要说明的是，为了不使未固溶碳化物大量地减少，只需在对生产率无较大影响的范围内将渗碳温度设定在较低温度即可。
在权利要求1的发明的滚动、滑动部件中，各数值的限定原因如下所述。
全部析出碳化物中的M7C3型及/或M23C6型的量
M7C3型及M23C6型碳化物为高硬度的碳化物，通过如上所述使其微细地析出，同时使其在全部析出碳化物中面积率为50％以上，能够获得高寿命。此外，硬度比M3C型碳化物高、且难以粗大化的M7C3型及M23C6型碳化物，如下所述，主要通过使其含有比现有钢较多量(3.2～5.0wt％)的碳化物形成元素Cr，或适量地添加Mo，能够使其优先地析出。
表层部的碳化物的面积率及碳化物的平均粒径
从下述的实施例及比较例的评价试验的结果可以判断，L10寿命比(以JIS SUJ2的淬火、回火品的L10寿命为1时的寿命比)为10以上是在表示碳化物的面积率和平均粒径和L10寿命比的关系的图1中点划线A表示的区域，因此将用点划线A表示的长寿命区域中的面积率的下限9％设定为面积率的下限值，相同地将平均粒径的上限0.4μm设定为平均粒径的上限值。另外，确定面积率的上限值为30％的理由为超过此上限值时产生粗大的碳化物，成为滚动疲劳龟裂的起点，与滚动、滑动部件的短寿命化相关。此上限值的优选值为20％，更优选为15％。并且，确定平均粒径的下限值为0.2μm的理由为渗碳过程中不足此下限值时，判定在现有的工业学技术上难以实现面积率达到9％以上。
此外，目前平均粒径和面积率的关系一般为面积率越大平均粒径也越大的关系，而权利要求1的发明的新颖之处为面积率虽大平均粒径却小。因此，如上所述，关键在于渗碳处理前预先通过球化退火处理，使碳化物微细且大量地析出，在此碳化物中的大部分于渗碳处理后残留的条件下进行处理。
表层部的残留奥氏体量
表层部的残留奥氏体量为35～60％时，能够缓和由润滑油中混入的异物产生的表层部的压缩应力，同时能够抑制龟裂的产生及发展，其结果能够获得使用滚动、滑动部件的滚动轴承进一步长寿命化。但是，残留奥氏体量不足35％时，上述效果很小，超过60％时，虽然使高硬度的M7C3型及/或M23C6型碳化物析出，抑制了硬度降低，但是表层部的硬度难于达HRC62以上，同时产生作为轴承性能重要的尺寸稳定性恶化的问题。
权利要求2的发明的滚动、滑动部件，
由以下组成的钢形成，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Cr：3.2～5.0wt％、并且具有表面进行了渗碳处理的表层部，表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的碳化物的面积率为9～30％，表层部的残留奥氏体量为35～60％。
本发明的特征为使渗碳后的碳化物粒径微细，提高异物混入下的寿命，为了达到上述目的，必须使由渗碳加热导致粒成长速度较慢的M7C3型及/或M23C6型碳化物优先于M3C型碳化物析出。因此，C和Cr量的最适化十分重要，权利要求2中明确了其范围。对于用于使碳化物微细化的要点，与上述权利要求1的发明完全相同。
权利要求2的发明的滚动、滑动部件中，各数值的限定原因如下所述。需要说明的是，表层部的碳化物的面积率及碳化物的平均粒径、及表层部的残留奥氏体量，与权利要求1的发明相同。
C含量
C是用于使淬火处理后的硬度上升、获得用于确保强度的内部硬度的必要元素。另外，C是下述状态下能够获得优异寿命的必需元素，所述状态为通过使渗碳处理前大量地残留未固溶碳化物，渗碳处理后也微细且大量地残留未固溶碳化物的状态。所以，为了生成未固溶碳化物，必须预先加入必要地充分量的C，其下限值为0.7wt％。但是，含有过量的C时，使球化退火后的硬度升高，渗碳前的机械加工性降低，同时如后所述由于添加比现有轴承钢多的Cr的影响，易生成粗大的共晶碳化物，该共晶碳化物易成为钢材制备时疲劳破坏的起点，因此设定上限值为0.9wt％。
Cr含量
Cr对于本发明来讲是最重要的碳化物形成元素，在渗碳处理前的阶段生成大量的未固溶碳化物，通过在渗碳处理时将此碳化物用作析出核，使微细碳化物(特别是具有高硬度的M7C3型及/或M23C6型碳化物)析出在渗碳处理后的表面渗碳层上，是用于获得高寿命不可缺少的元素。所以为了充分地获得上述效果，必须含有比现有轴承钢更大量的Cr，下限值为3.2wt％。但是，过量地含有Cr时，难于防止成为疲劳破坏起点的粗大共晶碳化物的生成，同时成本增高，因此设定上限值为5.0wt％。
此外，如上所述，目前平均粒径和面积率的关系一般为面积率越大平均粒径也越大，但权利要求2的发明的发明点在于面积率大但平均粒径小，实现此点的关键在于将由获得了C含量及Cr含量最适化的权利要求2的材料成分构成的钢进行球化退火，使微细的碳化物大量地析出，在此状态下，通过高浓度渗碳使合金碳化物析出。
权利要求3的发明的滚动、滑动部件是权利要求1或2发明中表层部的全部碳量为1.2～1.8wt％的滚动、滑动部件。
权利要求3的发明的滚动、滑动部件将表层部的总碳量限定在1.2～1.8wt％的原因如下所示。
即，根据下述的实施例的评价试验的结果，权利要求1的发明的具有上述合金组成的材料，在碳势为1.3％的渗碳氛围中加热至870～950℃进行渗碳处理时表层部的碳化物面积率与表层部的碳量的关系为图2所示的相关关系，得到回归式Y＝0.0308X+0.9256，通过将上述面积率9～30％的值代入此回归式，设定在1.2～1.8wt％的范围内。
权利要求4的发明的滚动、滑动部件，是权利要求1、2或3的发明中表层部碳化物的面积率为10～20％的滚动、滑动部件。
权利要求5的发明的滚动、滑动部件，是权利要求1～4任一项发明中表层部的残留奥氏体量为40～50％的滚动、滑动部件。
权利要求6的发明的滚动、滑动部件，是权利要求1～5中任一项发明中特征如下的滚动、滑动部件，所述滚动、滑动部件由以下组成的钢形成，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Si：0.05～0.7wt％、Mn：0.05～0.7wt％、Cr：3.2～5.0wt％、Al：0.04wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.03wt％以下、Ti：0.005wt％以下及O：0.0015wt％，并且含有Mo：不足1.0wt％及V：不足0.50wt％中的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质。
需要说明的是，C、Cr的成分限定原因与权利要求2相同。另外，除C、Cr之外的成分的限定原因如下所述。
权利要求7的发明的滚动轴承配备内外两轮及滚动体，内外两轮及滚动体中的至少一个由权利要求1～6中任一项所述的部件构成。
权利要求8的发明的滚动、滑动部件的制备方法，其特征为，对下述组成的钢进行球化退火处理，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Si：0.05～0.7wt％、Mn：0.05～0.7wt％、Cr：3.2～5.0wt％、Al：0.04wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.03wt％以下、Ti：0.005wt％以下及O：0.0015wt％以下，并且含有Mo：不足1.0wt％及V：不足0.50wt％中的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质，通过此处理达到大量碳化物析出的状态后，形成规定的形状，制备加工完成的部件坯料，在碳势为1.0～1.5％的渗碳氛围中加热至870～950℃进行渗碳处理后淬火，进而进行回火处理，由此使表层部的全部析出碳化物的50％以上为M7C3型及/或M23C6型，表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的碳化物的面积率为9～30％，表层部的残留奥氏体量为35～60％。
权利要求6及8的发明中，所用钢除C及Cr之外的各元素的含量、及权利要求8的发明中渗碳处理的各数值的限定原因如下所示。需要说明的是，对于所用钢的C及Cr的含量的限定原因与权利要求2的发明相同。另外，对于渗碳后的表层部的全部析出碳化物中的M7C3型及/或M23C6型的量的限定原因，与权利要求1的发明相同。并且，渗碳后的表层部的碳化物的平均粒径、表层部的碳化物的面积率、及表层部的残留奥氏体量的限定原因，与权利要求1及2的发明相同。
Si含量
Si是精炼钢时用于脱氧所必须的元素，同时由于具有难以固溶于碳化物的性质，所以含有Si时成为碳化物粗大成长的障碍，是具有抑制其成长的效果的元素。所以，为了获得上述效果，含有少量的Si是不可缺少的，因此将其下限设定为0.05wt％。但是，Si含量过多时，由于铁素体的强化使球化退火后的硬度升高，渗碳前的机械加工性降低，因此将上限值设定为0.70wt％。
Mn含量
Mn是使奥氏体稳定化的元素，通过增加其含量可以容易地增加残留奥氏体量，因此将下限值设定为0.05wt％。但是，由于增加Mn的含量可引起渗碳加热时碳化物的固溶温度降低，所以含量过多时未固溶碳化物量减少，由在渗碳层的碳化物析出产生的硬度提高效果减小，同时难以确保优异的寿命。另外，还存在增加Mn含量使热加工性、机械加工性降低的问题。因此，本发明中，确保必要的残留奥氏体量主要通过增加C量来获得，为了确保最低限必要的淬火性，将其上限值设为0.7wt％。Mn含量的上限值优选为0.50wt％。
Al含量
Al是精炼钢时用于脱氧所必须的元素，但含量增多时铝类非金属夹杂物增加，不仅在钢材制备时易产生断裂、表面瑕疵等，而且可成为滚动疲劳时的剥离起点。所以，优选将Al添加量抑制为脱氧所必要的最低限量，上限值设定为0.04wt％。
P含量
P在奥氏体晶界偏析使钢的韧性降低，因此上限值设定为0.03wt％。
S含量
已知S通过与Mn键合形成MnS，使切削性提高。但是，S含量较多时，MnS粗大化，成为滚动疲劳时的剥离起点，因此上限值设定为0.03wt％。
Ti含量
已知Ti通过与N键合生成非金属夹杂物TiN，使滚动疲劳寿命降低。此TiN夹杂物随着Ti含量的增加而增加、粗大化，因此上限值设定为0.005wt％。另外，根据上述原因，Ti含量即使在上限值内也优选较小值。
O含量
较多的O通过与钢中的Al或作为杂质存在的微量的Ca键合，成为氧化物类夹杂物存在于钢中。上述氧化物类夹杂物可成为滚动疲劳时的剥离起点，使滚动疲劳寿命降低。所以，迄今为止，制钢厂正开发用于使钢中的O量大量降低的技术。根据上述背景，O上限值设定在0.0015wt％。另外，根据上述原因，O含量即使在上限值内也优选较小值。
Mo含量
Mo是与C的亲和力比Cr更强的碳化物形成元素，是使渗碳温度下碳化物的固溶温度升高、使未固溶碳化物量增加的元素。所以，对于本发明来讲，是用于使渗碳处理后的表面渗碳层的微细碳化物量增加、使硬度上升的重要元素。另外，Mo是具有以下效果的元素，即，在使钢的淬火性提高的同时，也有助于增加残留奥氏体量，并且可以使M23C6型碳化物有效地析出。所以，Mo是添加也包括下述V的2种元素中的1种以上谋求表面硬度提高的元素。但是，Mo含量过多时不仅成本升高，而且生成制备钢材时成为疲劳破坏的起点的粗大共晶碳化物，因此含量不足1.0wt％。需要说明的是，下限值没有特殊的限定，但为了获得上述效果，优选使其含有0.10wt％以上。
V含量
V是与C的亲和力非常强的碳化物形成元素，同时生成的V碳化物VC，由于固溶温度比Mo的碳化物高，所以在下述本发明制备方法的渗碳温度域中，渗碳处理前存在的VC大部分不固溶。所以，此未固溶碳化物在渗碳处理时成为渗碳层中碳化物的析出核，有助于碳化物的微细化，因此，添加还包括上述Mo的元素中的1种以上元素，可以获得硬度的升高及寿命的改善。特别是，由于VC在渗碳时的加热下大部分不固溶，所以与Mo相比表面硬度上升效果大，因此Mo及V中单独添加V比单独添加Mo可获得较高的硬度。但是，V含量过多时，由于阻碍C的扩散，所以渗碳表面的碳浓度难以升高，同时由于VC生成导致固溶碳量减少，难于确保必要的残留奥氏体量，因此，含量低于0.50wt％。需要说明的是，下限值没有特殊的限定，但为了获得上述效果，优选使其含有0.05wt％以上。
渗碳处理温度
渗碳处理温度低于870℃时，碳的扩散速度减慢，为了获得所要求的热处理质量需要较多的时间和成本，并且生成大量的煤。另外，超过950℃时，渗碳处理前的未固溶碳化物的固溶量增加，渗碳处理后的析出碳化物减少且粗大化，同时伴随着奥氏体晶粒的粗大化，在其晶界析出粗大的碳化物，使作为滚动、滑动部件的机能降低。另外，根据成分不同，还存在下述情况：高温处理时M7C3型、M23C6型碳化物的比率减少，成长速度快的M3C型碳化物增加，进一步促进碳化物粗大化。所以，渗碳处理温度应该在870～950℃的范围内选择。通过在上述适当的温度下进行处理，能够获得抑制渗碳前生成的未固溶碳化物的固溶，渗碳后大量且微细地析出了碳化物的状态，大大地改善了寿命。需要说明的是，通常，在渗碳处理的最后进行淬火处理之前(大约30分钟前)，经常稍稍改变温度以调整淬火温度，此处所谓渗碳处理温度是改变前的温度。
渗碳处理氛围的碳势
将渗碳处理温度设定为870～950℃，抑制处理中碳化物固溶及生长，同时通过将碳势设定在1.0％以上，能够使平均粒径0.2～0.4μm以下的微细碳化物在表层部大量地分散析出，面积率为9～30％，其结果能够在混有异物的润滑油中大幅度地改善寿命。需要说明的是，为了防止生成大量煤，将碳势的上限值设定为1.5％。
根据权利要求1的发明的滚动、滑动部件，通过使表层部的全部析出碳化物中面积率为50％以上的碳化物为高硬度且微细的M7C3型及/或M23C6型，并考虑渗碳处理前的碳化物析出状态对其进行渗碳处理，可以使其非常微细地析出，使平均粒径为0.2～0.4μm。另外，本发明使表面渗碳层含有大量的残留奥氏体。结果大量的残留奥氏体发挥压痕边缘部的应力集中缓和效果及疲劳强度提高效果，同时能够谋求使用滚动、滑动部件的滚动轴承、或滑动轴承的长寿命化。并且，此滚动轴承自然在使用纯化润滑油时也为长寿命。
根据权利要求2的发明的滚动、滑动部件，进一步使权利要求1的发明的C含量及Cr含量最适化，结果使高硬度且微细的M7C3型及/或M23C6型碳化物在表层部大量地析出，因此能够确实地抑制渗碳时的碳化物的成长。另外，与权利要求1的发明相同，大量的残留奥氏体发挥压痕边缘部的应力集中缓和效果及疲劳强度提高效果，能获得与润滑油的纯度无关、高寿命的滚动、滑动部件。
根据权利要求3的发明的滚动、滑动部件，通过使表层部的总碳量在适当的范围内，将渗碳处理后的表层部的碳化物的面积率控制在适当的范围内，能够获得使用滚动、滑动部件的滚动轴承、或滑动轴承的长寿命化。
根据权利要求4的发明的滚动、滑动部件，由于使表层部的碳化物的面积率最适化，所以寿命提高效果更加优异。
根据权利要求5的发明的滚动、滑动部件，由于使表层部的残留奥氏体量最适化，所以寿命提高效果更加优异。
根据权利要求6的发明的滚动、滑动部件，由于使全部添加元素的范围最适化，所以与权利要求2相同成为有利于M7C3型及/或M23C6型碳化物大量且微细地析出的成分，并且也能够较小地抑制成为疲劳破坏起点的Ti或Al的夹杂物，因此可获得高寿命的滚动、滑动部件。
根据权利要求7的发明的滚动轴承，可以延长在混有异物的润滑油中及纯化润滑油中的寿命。
根据权利要求8的发明的滚动、滑动部件的制备方法，由于能够确实地获得使M7C3型、M23C6型碳化物大量且微细地析出的部件，所以对改善滚动、滑动部件的寿命具有巨大贡献。
附图说明
[图1]为表示根据实施例及比较例的评价试验结果求出的碳化物的面积率和平均粒径和L10寿命比的关系的图。
[图2]为表示根据实施例的评价试验结果求出表层部的碳化物面积率和表层部碳量的关系的图。
[图3]为表示热处理条件1的线图。
[图4]为表示热处理条件2的线图。
[图5]为表示热处理条件3的线图。
[图6]为表示热处理条件4的线图。
[图7]为表示热处理条件5的线图。
[图8]为表示热处理条件6的线图。
[图9]为表示热处理条件7的线图。
具体实施方式
以下，说明本发明的具体实施例和比较例。
实施例1～10及比较例1～18
准备具有表1所示组成的17种钢材，如上所述为了在获得优异的加工性的同时，获得渗碳后的高硬度，必须处于渗碳前使大量碳化物析出的状态，因此对上述钢材实施球化退火处理，然后形成型号6206的滚动轴承所用的28种内轮坯料，在图3～图9所示的条件下对上述内轮坯料进行热处理，制备内轮(实施例1～10及比较例1～18)。需要说明的是，为了在球化退火后测定渗碳处理前的碳化物的析出个数，用扫描型电子显微镜放大1万倍观察渗碳处理前的试验片，测定个数。
[表1]
钢种                                组成(wt％)
 C  Si  Mn  P  S  Cr  Mo  V  Al  Ti  O
A  0.75  0.48  0.43  0.020  0.009  4.05  0.01  0.35  0.021  0.0019  0.0009
B  0.78  0.51  0.40  0.019  0.004  3.56  0.16  0.22  0.018  0.0022  0.0010
C  0.79  0.27  0.32  0.015  0.014  3.29  0.35  0.019  0.0032  0.0008
D  0.80  0.48  0.41  0.022  0.005  3.60  0.43  0.30  0.021  0.0028  0.0008
E  0.81  0.33  0.62  0.017  0.008  4.22  0.46  0.025  0.0018  0.0009
F  0.81  0.54  0.39  0.020  0.002  4.51  0.71  0.020  0.0015  0.0007
G  0.84  0.61  0.52  0.015  0.011  3.88  0.34  0.25  0.017  0.0026  0.0012
H  0.88  0.45  0.41  0.016  0.008  4.75  0.15  0.34  0.015  0.0018  0.0013
I  0.61  0.55  0.44  0.018  0.005  3.49  0.16  0.27  0.020  0.0019  0.0011
J  0.74  0.46  1.36  0.016  0.010  3.28  0.36  0.019  0.0022  0.0007
K  0.76  0.40  0.50  0.014  0.007  2.81  0.14  0.29  0.022  0.0030  0.0009
L  0.80  0.52  0.40  0.018  0.007  5.74  0.45  0.17  0.018  0.0015  0.0009
M  0.84  0.35  0.39  0.020  0.003  4.11  1.18  0.017  0.0020  0.0012
N  0.83  0.45  0.47  0.019  0.009  3.97  0.25  0.66  0.023  0.0018  0.0011
O  0.98  0.41  0.42  0.015  0.004  4.63  0.77  0.25  0.017  0.0021  0.0009
P  0.21  0.29  0.81  0.022  0.015  1.10  0.035  0.0036  0.0014
Q  1.00  0.28  0.39  0.017  0.003  1.46  0.017  0.0015  0.0007
需要说明的是，表1中，所有钢的余量均为Fe及不可避免的杂质。
图3所示的热处理条件1为在碳势1.3％的渗碳氛围中于900℃下加热保持6小时后，在80℃下油淬火。
图4所示的热处理条件2为在碳势1.3％的渗碳氛围中于850℃下加热保持4小时后，在80℃下油淬火。
图5所示的热处理条件3为在碳势1.3％的渗碳氛围中于930℃下加热保持6小时，加热后，在碳势1.3％的渗碳氛围中于900℃下加热保持0.5小时，然后在80℃下油淬火。
图6所示的热处理条件4为在碳势1.3％的渗碳氛围中于960℃下加热保持6小时，加热后，在碳势1.3％的渗碳氛围中于900℃下加热保持0.5小时，然后在80℃下油淬火。
图7所示的热处理条件5为在碳势1.3％的渗碳氛围中于850℃下加热保持8小时后，在80℃下油淬火。
图8所示的热处理条件6为于850℃下加热保持40分钟后，在80℃下油淬火。
图9所示的热处理条件7为在碳势1.3％的渗碳氛围中于850℃下加热保持6小时，加热后，在碳势1.3％的渗碳氛围中于900℃下加热保持0.5小时，然后在80℃下油淬火。
需要说明的是，上述热处理条件1～7中，虽省略图示，但最后在160℃下加热保持2小时后，实施空气冷却的回火处理。
上述热处理条件1～7中，热处理条件1及3是满足权利要求8的发明条件的热处理条件，热处理条件2、4、5、6及7不满足权利要求8的发明条件。
分别进行测定如上所述制备的实施例1～10及比较例1～18的内轮的钢种、和热处理条件、和热处理后的内轮的滚道面的表面硬度(HRC)、滚道面的表层部的总碳量、在滚道面的表层部析出的碳化物的最大粒径、在滚道面的表层部析出的碳化物平均粒径、在距离表面50μm的深处通过X射线衍射测定的残留奥氏体量。另外，与渗碳处理前相同，为了在渗碳处理后也确认碳化物的析出状态，用扫描电子显微镜(1万倍)测定未渗碳层的析出数。需要说明的是，为了调整渗碳处理温度，判定渗碳时的碳化物固溶程度是否达到最佳水平，只要如上所述地测定渗碳后的未渗碳层的碳化物析出数即可。通过测定即可判断最适的渗碳处理温度范围。
并且，对于表层部的碳化物种类，通过X射线衍射，求出分别与碳化物相当的峰强度，根据此强度比，计算M7C3型和M23C6型碳化物的总面积率。结果如表2所示。
[表2]
钢种 热处理条件 表面硬度(HRC) 总碳量(％) 碳化物面积率 碳化物平均粒径 残留奥氏体量 L10寿命h L10寿命比 M7C3/M23C6硅化物面积率
实施例   12345678910     A     1     64.2     1.3     13.2     0.37     35     65     11.4     65
B     1     64     1.2     9.5     0.3     38     66     11.6     85
    3     64.6     1.3     12.0     0.34     43     85     14.9     75
C     1     64     1.31     12.5     0.38     42     65     11.4     60
    3     63.4     1.28     11     0.39     45     77     13.5     80
    D     1     64     1.33     12.2     0.31     46     95     16.7     80
    E     3     63.3     1.25     10.5     0.3     40     70     12.3     95
    F     1     64.5     1.4     15.5     0.38     35     68     11.9     95
    G     1     64.1     1.38     13.8     0.3     44     83     14.6     75
    H     1     64     1.3     13.2     0.32     40     80     14.0     95
比较例   123456789101112131415161718     I     1     63.3     1.1     8.5     0.55     47     21     3.7     95
    J     1     63.5     1.3     9.5     0.5     45     31     5.4     70
    K     1     63.4     1.4     12.6     0.66     46     35     6.1     20
    L     1     63.8     1.2     14     0.47     34     32     5.6     100
    M     1     63.6     1.4     13.8     0.67     55     19     3.3     95
    N     1     65.2     1.1     8.5     0.35     28     23     4.0     100
    O     1     64.5     1.4     14.5     0.8     43     15     2.6     95
B     7     63.5     1     7.6     0.31     28     21     3.7     95
    4     64     1.5     14.5     0.55     47     42     7.4     35
D     7     63.2     1     8     0.29     28     25     4.4     100
    4     64.2     1.5     15.8     0.68     50     38     6.7     45
    C     4     64.3     1.4     12.3     0.61     44     40     7.0     50
    H     4     64.3     1.4     13.2     0.56     40     45     7.9     95
    P     5     64.8     1.3     12.9     0.42     32     30.1     5.3     0
Q     2     64.8     1.3     9.5     0.49     29     25.5     4.5     0
    5     64.3     1.4     12.9     0.56     35     36.5     6.4     0
    1     61.7     1.3     8.9     0.62     44     10.2     1.8     0
    6     61.8     1     6.4     0.34     8     5.70     1.0     0
寿命试验
将实施例1～10及比较例1～18的内轮，与由JIS SUJ2构成的且实施了通常的碳氮共渗处理的外轮及滚珠组合，组装成型号6206C3的滚珠轴承。然后，使用上述滚珠轴承，用混有异物的润滑油进行寿命试验。试验条件如表3所示。
[表3]
负荷 Fr＝9000N/set
旋转数 2500rpm
异物 高速钢粉、0.06质量％(硬度730HV、粒径100～150μm)
润滑 透平油#68油浴(气体搅拌)
油温 自然升温(约100℃)
计算寿命(Lh) 67.8h
试验方法 2set×5次骤停试验
试验试样型号 6206
需要说明的是，表3所示的试验机可同时进行2个滚珠轴承试验，表3中的径向负荷是指1个滚珠轴承的径向负荷。
寿命试验的结果也示于表2。
表2中的L10寿命比如下求得：在试验机中安装2个配备相同内轮的滚珠轴承，测定直到任意一个滚珠轴承的内轮破损为止的时间，将此试验重复5次，将直到破损为止的时间的平均值作为L10寿命，将比较例18(JIS SUJ2，淬火回火品)的L10寿命作为1而求得。
从表2所示结果可知，不满足权利要求1、2及6的发明的特征中的部分条件的比较例1～18，所得寿命大大降低。
即，比较例1～5、7、9、11～14、16及17由于表层部的碳化物的平均粒径超过0.4μm，所以寿命降低。其中，比较例1～5、7，由于成分在本发明指定的范围外产生的影响，使得碳化物的析出状态脱离目标状态，导致寿命降低，特别是比较例3，由于Cr量少，所以M7C3型、M23C6型碳化物的比率大幅度降低(M3C型碳化物的比率增加)，面积率为20％，导致碳化物粗大化，寿命降低。另外，比较例5、7，在过量地含有Mo(比较例5)或C(比较例7)的影响下，生成粗大的共晶碳化物，粒径增大寿命降低。
另外，比较例9、11～13由于渗碳温度为960℃过高，所以碳化物粗大化，但其中比较例9、11寿命降低的原因不单是渗碳温度高，主要原因在于处理温度高，使得渗碳加热时的成长速度快的M3C型碳化物的量增加，M7C3型与M23C6型碳化物的面积率不足50％，引起粒粗大化寿命降低。
另外，比较例6、8、10及18由于表层部的残留奥氏体量不足，所以寿命降低。
其中，比较例8、10寿命降低的原因在于渗碳温度低、渗碳处理中的C的扩散不充分，比较例6通过添加过量V使渗碳性降低，同时由于VC大量生成使基体中C的固溶量降低，残留奥氏体量减少，寿命降低。进而，比较例18由于添加成分超出范围且未进行渗碳处理，所以硬度、残留奥氏体量均显著降低，寿命也大大恶化。
接下来，比较例15～17是将SUJ2高浓度渗碳的比较例，如上所述，由于在生成的碳化物中完全不存在硬度高且成长速度慢的M7C3型和M23C6型碳化物，所以渗碳时的成长速度快、平均粒径全部超过0.4μm，粗大化，并且如比较例17所示，残留奥氏体超过40％时，表面硬度不足HRC62，寿命大大降低。另外，虽然表2未示出，但即使为在本发明指定范围内的成分，通过调整渗碳条件有意使残留奥氏体量超出60％时，也不能获得HRC62以上的硬度，寿命降低。
相对于上述比较例，实施例1～10即使在混有高速钢粉之类异物的苛刻条件下进行试验，与比较例18(JIS SUJ2的淬火回火品)相比，所有实施例均可获得超过其10倍的优异寿命。
需要说明的是，虽然表中没有给出数值，但如评价方法的说明所述，研究渗碳处理前(球化退火后)和渗碳处理后的未渗碳层中的碳化物析出状态。结果可以确认在实施例1～10或比较例中，成分满足本发明条件的钢均存在1,500,000个/mm2以上(165～205万个/mm2)的碳化物，在适当的条件下对上述钢进行渗碳的实施例1～10于渗碳后在未渗碳层中有300,000个/mm2以上的碳化物。
与其相对，即使在渗碳前有充分数量的微细碳化物，如比较例9、11～13所示在过高的温度下渗碳时，或者如SUJ2(Q钢)那样因成分不适等原因而无法在渗碳前得到充分数量的碳化物(Q钢为108万个/mm2)时，也都不能确保在渗碳后有300,000个/mm2以上的碳化物，不能得到优异的寿命。
根据上述结果可以确认，为了获得高寿命，与现有钢相比较多量地添加Cr等使成分最适化，并且渗碳处理前即处于大量且微细地析出碳化物的状态，在对生产率没有不良影响的范围内较低地设定渗碳温度，在碳化物尽可能难于固溶的条件下进行渗碳处理，在渗碳后渗碳层中也为大量且微细地析出碳化物的状态，是十分重要的。

Claims (8)

1、一种滚动、滑动部件，所述滚动、滑动部件由钢形成，所述钢在表面具有进行了渗碳处理的表层部，表层部的全部析出碳化物的面积率为9～30％，同时存在于表层部的全部析出碳化物中面积率为50％以上的碳化物为M7C3型及/或M23C6型，表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的残留奥氏体量为35～60％。
2、一种滚动、滑动部件，所述滚动、滑动部件由以下组成的钢形成，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Cr：3.2～5.0wt％，并且所述钢的表面具有进行了渗碳处理的表层部，表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，表层部的碳化物的面积率为9～30％，表层部的残留奥氏体量为35～60％。
3、如权利要求1或2所述的滚动、滑动部件，其中，表层部的总碳量为1.2～1.8wt％。
4、如权利要求1、2或3所述的滚动、滑动部件，其中，表层部的碳化物的面积率为10～20％。
5、如权利要求1～4中任一项所述的滚动、滑动部件，其中，表层部的残留奥氏体量为40～50％。
6、如权利要求1～5中任一项所述的滚动、滑动部件，其特征为，所述滚动、滑动部件由以下组成的钢形成，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Si：0.05～0.7wt％、Mn：0.05～0.7wt％、Cr：3.2～5.0wt％、Al：0.04wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.03wt％以下、Ti：0.005wt％以下及O：0.0015wt％，并且含有Mo：不足1.0wt％及V：不足0.50wt％中的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质。
7、一种滚动轴承，所述滚动轴承配备内外两轮及滚动体，内外两轮及滚动体中的至少一个由权利要求1～6中任一项所述的部件构成。
8、一种滚动、滑动部件的制备方法，其特征为，对下述组成的钢进行球化退火处理，所述钢含有C：0.7～0.9wt％、Si：0.05～0.7wt％、Mn：0.05～0.7wt％、Cr：3.2～5.0wt％、Al：0.04wt％以下、P：0.03wt％以下、S：0.03wt％以下、Ti：0.005wt％以下及O：0.0015wt％以下，并且含有Mo：不足1.0wt％及V：不足0.50wt％中的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质，通过进行所述球化退火处理成为大量碳化物析出的状态后，加工成规定的形状，制造加工完成的部件坯料，之后在碳势为1.0～1.5％的渗碳氛围中加热至870～950℃进行渗碳处理后淬火，进而进行回火处理，由此使表层部的全部析出碳化物的面积率为9～30％，同时使存在于表层部的全部析出碳化物中面积率在50％以上的碳化物成为M7C3型及/或M23C6型，进而使表层部的碳化物的平均粒径为0.2～0.4μm，使表层部的残留奥氏体量为35～60％。
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