CN105074246A - 轴承部件和滚动轴承 - Google Patents

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Abstract

一种由轴承钢制成并且具有表面层部分(11B、12B、13B)的轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)，该表面层部分是氮化的并包含外环滚道面(11A)和内环滚道面(12A)或滚动表面(13A)。表面层部分(11B、12B、13B)中的氮浓度为0.4质量％或更高。在未氮化的内部(11C、12C、13C)中，析出物的面积比为11％或更高。

Description

轴承部件和滚动轴承
技术领域
本发明涉及轴承部件和滚动轴承，并且更具体地涉及具有被氮化并包含滚道面或滚动表面的表面层部分的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
背景技术
滚动轴承的重要特征之一是降低机器转动期间的扭矩。为了实现这一特征，重要之处在于降低转动期间的能量损耗。滚动轴承转动期间的能量损耗是由以下造成的：滚动粘滞阻力；差动滑动(differentialsliding)；弹性滞后损失；润滑油搅拌阻力等。当比较滚动轴承中的滚珠轴承和滚子轴承时，由于滚动粘滞阻力不同，滚珠轴承的能量损耗低于滚子轴承。因此，从降低机器转动期间的扭矩的角度来说，可以说滚珠轴承是更优选的结构。在另一个方面，寿命是轴承的另一个重要特征。也已经提出了一种进行高效碳氮共渗处理以增加寿命的方法(例如，参见日本专利特开第2007-154293号(PTD1))。
由于滚子轴承在轴承部件(轴承环和滚珠)之间接触面积大于滚珠轴承，轴承部件承受较低的接触表面压力。因此，从支撑大负荷的角度来看，滚子轴承是有效的。当在滚珠轴承中支撑大负荷时，接触表面压力变得过大，使得在轴承环和滚珠中出现塑性变形。从而，机器转动的扭矩增加，并且另外，出现异常噪音并且降低转动精度，结果变得难以实现轴承的功能。可能导致轴承中出现功能障碍的过量负荷(接触表面压力)称为滚动轴承的“静负荷容量”。因此，为了实现具有降低的扭矩的滚动轴承，采用由不太可能发生塑性变形(具有高屈服强度)的材料制成的滚珠轴承被认为是优选的。
不太可能发生塑性变形的代表性材料可以是陶瓷材料，如氮化硅。然而，这种陶瓷材料不太可能发生塑性变形，但是难以加工。因此，在使用这种陶瓷材料作为轴承材料的情况中，出现了加工成本增加的问题。因此，需要开发一种取代陶瓷材料的材料，其在包括加工成本的总成本上是廉价的并且不太可能发生塑性变形。注意到“不太可能发生塑性变形”并不代表由HV硬度或HRC硬度代表的硬度，而是与塑性变形的量最小化的领域相关，其接近弹性限制、屈服强度等。
参考文献列表
专利文献
PTD1：日本专利特开第2007-154293号
发明概述
技术问题
如上所述，对于具有有效降低扭矩的结构的滚珠轴承，在不使用如加工成本昂贵的氮化硅的材料的情况下，通常难以防止塑性变形。除了降低扭矩以外，还需要延长轴承的寿命。
因此，本发明的目的在于提供一种廉价并且屈服强度提高、寿命延长的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
解决问题的方案
本发明的一个方面的轴承部件由轴承钢制成，并且具有被氮化并包含滚道面或滚动表面的表面层部分。在上述的轴承部件中，表面层部分的氮浓度为0.4质量％或更高。此外，在上述的轴承部件中，在未氮化的内部中，析出物的面积比为11％或更高。
对于用作滚动轴承的轴承部件，发明人已经对不必使用加工成本昂贵的材料的情况下改善屈服强度并同时延长寿命的措施进行了仔细研究。结果发明人已经实现了以下发现从而想到本发明。
通过经碳氮共渗和淬火处理等，然后经过回火处理来制造轴承部件。按照发明人的研究，当回火处理期间的加热温度设定为高于通常情况的温度时，在未通过碳氮共渗处理氮化的内部(在本文中称为未氮化区域)中，析出物的面积比增加至11％或更高，结果改善了材料的屈服强度。换而言之，在上述轴承部件的情况中(其中未氮化区域中析出物的面积比增加)，可抑制材料的塑性变形而不必使用加工成本昂贵的如氮化硅的材料。
此外，通过碳氮共渗处理增加表面层部分中的氮浓度来延长轴承部件的寿命。然而，按照常规轴承部件，由于材料的屈服强度随着表面层部分的氮浓度增加而降低，难以同时实现提高的屈服强度和延长的寿命。相反，按照发明人的研究，在将回火温度设定为高于常规情况中的温度的情况下，消除了屈服强度和寿命之间的矛盾关系。具体地，当升高回火温度以将未氮化区域中的析出物的面积比设为11％或更高时，不仅简单地提高屈服强度，也可在当表面层部分的氮浓度增加至0.4质量％或更高时抑制屈服强度的降低。因此，通过上述的本发明的一个方面的轴承部件，其中表面层部分的氮浓度限定为0.4质量％或更高并且未氮化区域中的析出物的面积比限定为11％或更高，可能实现廉价且屈服强度提高并延长寿命的轴承部件。
在上述的轴承部件中，析出物的面积比为12％或更高。在回火温度进一步升高的情况中，未氮化区域中析出物的面积比增加至12％或更高。从而，可进一步提高材料的屈服强度。
在上述的轴承部件中，表面层部分的残余奥氏体量为8体积％或更低。
如上所述，在回火温度设为高于常规情况中的温度的情况下，不仅未氮化区域中析出物的面积比增加，而且表面层部分中残余奥氏体量降低至8体积％或更低。在这种情况下，可类似地得到由具有提高的屈服强度的材料制成的轴承部件。
在上述的轴承部件中，残余奥氏体量可以是5体积％或更低。如上所述，在回火温度设为更高的情况中，不仅未氮化区域中析出物的面积比进一步增加，而且表面层部分中残余奥氏体量降低至5体积％或更低。在这种情况中，类似地，可进一步提高材料的屈服强度。
上述的轴承部件可由JIS标准的SUJ2制成。作为代表性轴承钢的JIS标准的SUJ2适合用作形成上述的本发明的一个方面的轴承部件的材料。
本发明的另一个方面的轴承部件由轴承钢制成，并且具有被氮化并包含滚道面或滚动表面的表面层部分。在上述的轴承部件中，表面层部分的氮浓度为0.4质量％或更高。此外，在上述的轴承部件中，表面层部分的残余奥氏体量为8体积％或更低。
如上所述，在回火温度设为高于常规情况中的温度的情况下，表面层部分中的残余奥氏体量降至8体积％或更低，结果提高了材料的屈服强度。同时，在回火温度设为高于常规情况中的温度的情况下，消除了材料的屈服强度和寿命之间的矛盾关系。因此，即使在表面层部分的氮浓度增至0.4质量％或更高的情况中，可抑制屈服强度降低。因此，按照本发明的另一个方面的轴承部件，可能实现廉价、屈服强度提高且寿命延长的轴承部件，如上述本发明的一个方面的轴承部件的情况中那样。
在上述的轴承部件中，表面层部分的残余奥氏体量为5体积％或更低。
如上所述，在回火温度设为更高的情况中，表面层部分中残余奥氏体量降至5体积％或更低。从而，可进一步提高材料的屈服强度。
上述的轴承部件可由JIS标准的SUJ2制成。作为代表性轴承钢的JIS标准的SUJ2也适合用作形成上述的本发明的另一个方面的轴承部件的材料。
在上述轴承部件中，未氮化的内部中的原始奥氏体晶粒的晶粒号是9号以上至11号以下。
原始奥氏体晶粒的尺寸取决于碳氮共渗处理期间的加热温度等。因此，如果上述轴承部件中原始奥氏体晶粒的尺寸落入上述范围，可确认碳氮共渗处理是在合适的温度下进行的。
在上述的轴承部件中，可通过碳氮共渗处理来对表面层部分进行氮化。同时，假设轴承部件中的碳活性定义为aC并且在碳氮共渗处理期间其中放置轴承部件的热处理炉内未分解的氨浓度定义为CN，则可进行碳氮共渗处理，使得由γ＝aC/CN定义的γ值落入2以上至5以下的范围。
在轴承钢(具有0.8质量％或更高碳浓度的钢)中，当γ值为5时，轴承部件中氮的侵入速率最大化，并且当γ值为5或更小时，氮的侵入速率变得恒定。换而言之，通过将γ值设为5或更低，有可能使氮侵入由轴承钢制成的轴承部件的速率最大化。另外，aC是通过下式(1)计算的值，其中PCO是一氧化碳(CO)的分压；PCO2是二氧化碳(CO2)的分压；并且K是<C>+CO2<＝>2CO的平衡常数。
[式1]
另一方面，在γ值小于2的情况中，向热处理炉中供应氨的速率增加，并且因此，热处理炉内一氧化碳的分压降低。因此，需要增加向热处理炉中导入的富化气(enrichgas)的量以保持碳分压，结果更可能出现烟炱化(其表示在热处理炉内产生烟炱并粘附于轴承部件)。因此，可能在轴承部件中出现质量缺陷，如表面碳化。出于上述原因，γ值优选在2以上至5以下。
本发明的滚动轴承包含：具有设置有滚道面的内圆周表面的外环；具有设置有滚道面的外圆周表面的内环，该内环设置在所述外环的内侧上；以及多个滚动元件，滚动元件各自具有与滚道面接触的滚动表面，该多个滚动元件排列设置在环形滚道上。在上述的滚动轴承中，外环、内环和滚动元件中的至少一个是上述本发明的轴承部件。
本发明的滚动轴承包含廉价、屈服强度提高且寿命延长的轴承部件。因此，抑制由向轴承部件上施加过量接触表面压力产生的塑性变形，由此可能降低机器转动期间的扭矩。因此，按照本发明的滚动轴承，可能实现廉价且可在机器转动期间降低扭矩并延长寿命的滚动轴承。
发明的有益效果
根据上述说明显而易见，按照本发明的轴承部件，可能提供廉价、屈服强度提高且寿命延长的轴承部件。同样，按照本发明的滚动轴承，可能提供廉价且可在机器转动期间降低扭矩并延长寿命的滚动轴承。
附图说明
图1是显示滚动轴承结构的横截面示意图。
图2是显示滚动轴承的放大结构的横截面示意图。
图3是显示制造滚动轴承和轴承部件的方法的流程示意图。
图4是说明制造轴承部件的方法中所含淬火硬化步骤的细节的图。
图5是显示图4中碳氮共渗步骤所含加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式的图示。
图6是显示氮浓度和回火温度，以及残留压痕深度之间关系的图。
图7是显示压痕引发性剥离寿命的韦布尔(Weibull)图。
图8是显示耐氢寿命测试中的快速加速和减速模式的图。
图9是显示耐氢寿命的韦布尔(Weibull)图。
图10是显示回火温度与残余奥氏体量之间关系的图。
图11是显示回火温度与析出物的面积比之间关系的图。
图12是在回火温度为180℃的情况中的析出物照片。
图13是在回火温度为210℃的情况中的析出物照片。
图14是在回火温度为240℃的情况中的析出物照片。
图15是在回火温度为260℃的情况中的析出物照片。
图16是未氮化区域中原始奥氏体晶体颗粒的照片。
实施方式描述
在下文中将参考附图对本发明的实施方式做进一步描述，其中由相同的附图标记表示相同或相应的部件，并且不再重复其描述。
首先，将在下文中描述本发明的一个实施方式的深槽滚珠轴承的结构，它属于滚动轴承。参考图1，本发明实施方式的深槽滚珠轴承1包含环形外环11、环形内环12以及多个在外环11和内环12之间并保持在圆形支架14中用作滚动元件的滚珠13。外环11在其内圆周表面上具有外环滚道面11A。内环12在其外圆周表面上具有内环滚道面12A，并且设置在外环11的内侧，使得内环滚道面12A面对外环滚道面11A。多个滚珠13各自的滚动表面13A与外环滚道面11A和内环滚道面12A接触。多个滚珠13通过支架14安置在外环11和内环12各自的圆形滚道上，并且以预定的间距在圆周方向上排列。从而，多个滚珠13得以保持，以便在滚道上自由滚动。通过这种构造，深槽滚珠轴承1的外环11和内环12可彼此相对转动。另外，外环11、内环12和滚珠13各自用作下文所述的本发明实施方式的轴承部件。
然后，在下文中将详细描述本发明的轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)。上述的轴承部件可由如JIS标准的SUJ2的轴承钢制成。参考图2，在包含上述轴承部件的表面(外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动表面13A)的区域中，形成的富氮层11D、12D和13D各自的氮浓度分别高于内部11C、12C和13C。通过碳氮共渗处理使分别包含对应于富氮层11D、12D和13D的表面的外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动表面13A的表面层部分11B、12B和13B氮化，其中氮浓度为0.4质量％或更高。由此，上述的轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)的寿命延长。另外，表面层部分11B、12B和13B分别代表位于与外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动表面13A相距20μm或更小距离处的区域。
上述轴承部件的各表面层部分11B、12B和13B中的残余奥氏体量是8体积％或更低，并且优选5体积％或更低。此外，在上述的轴承部件中，各未氮化内部11C、12C和13C中析出物的面积比是11％或更高，并且优选12％或更高。由此，如下文所述，提高了上述轴承部件的材料的屈服强度。此外，“析出物”是铁的碳化物或通过用氮置换碳化物中的一部分碳得到的碳氮化物，并且包含基于Fe-C的化合物和基于Fe-C-N的化合物。此外，这种碳氮化物可含有合金组分，如钢中包含的铬。
在上述轴承部件中，各内部11C、12C和13C中的原始奥氏体晶体颗粒的尺寸按照JIS标准是9号以上至11号以下。原始奥氏体晶粒的尺寸取决于碳氮共渗处理期间的加热温度等。因此，如果上述轴承部件中原始奥氏体晶粒的尺寸落入上述范围，可确认碳氮共渗处理是在合适的温度(850℃)下进行的。
然后，下文将详细描述制造按照本实施方式的滚动轴承和轴承部件的方法。参考图3，在制造按照本实施方式的滚动轴承的方法中，通过依次进行步骤(S10)至(S50)来制造上述本实施方式的深槽滚珠轴承1。此外，在制造按照本实施方式的滚动轴承的方法中，如制造按照本实施方式的轴承部件的方法那样进行步骤(S10)至(S40)。
参考图3，首先进行步骤(S10)的钢材准备步骤。在该步骤(S10)中，首先制备由过共析钢，如JIS标准的SUJ2制成的钢材。然后，将钢材模塑成轴承部件的大概形状。例如，使用钢棒、钢线等作为材料并且经加工，如切割、锻造和车工，使得能制备以外环11、内环12、滚珠13等的各轴承部件大概形状形成的钢材(参见图1)。
然后，进行步骤(S20)的淬火-硬化步骤。在步骤(S20)中，上述步骤(S10)中制备的钢材经碳氮共渗处理，然后从等于或高于A1相变点(下文中简称为A1点)的温度冷却至等于或低于MS点(马氏体相变起始点)的温度。假设轴承部件中的碳活性定义为aC并且在碳氮共渗处理期间其中放置轴承部件的热处理炉内未分解的氨浓度定义为CN，则进行碳氮共渗处理，使得由γ＝aC/CN定义的γ值落入2以上至5以下的范围，并且优选等于5。由此，轴承部件的表面层部分被氮化。将在之后描述该步骤(S20)的详细内容。
然后，进行步骤(S30)的回火步骤。在该步骤(S30)中，对已在上述步骤(S20)中淬火-硬化的钢材进行等于或低于A1点的温度下的热处理。更具体地，在碳氮共渗处理之后，将钢材在240℃或更高的对应于等于或低于A1点的温度下保持预定的时间(例如，2小时)，优选240℃以上至260℃以下。由此，钢材经过回火处理。然后，钢材在室温下由空气冷却(空气冷却)。最终，可提高钢材的韧性等。
然后，进行步骤(S40)的精制加工。在该步骤(S40)中，经回火处理的钢材的外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动表面13A经过研磨和精制加工。由此，制造了各自作为上述本发明实施方式的轴承部件的外环11、内环12和滚珠13(参见图1)。
然后，进行步骤(S50)的组装步骤。在该步骤(S50)中，组装已在上述步骤(S10)至(S40)中制造的外环11、内环12和滚珠13以及单独制备的支架14等，从而制造上述实施方式中的深槽滚珠轴承1(参见图1)。
然后，将在下文中描述淬火硬化步骤(S20)的详细内容。图4是说明制造本发明实施方式的轴承部件的方法中所含淬火硬化步骤的细节的图。此外，图5是显示图4中碳氮共渗步骤所含加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式的图。在图5中，水平方向表示时间并表示时间向图右侧流逝。同样在图5中，垂直方向表示温度并且表示在向上的方向上温度更高。参考图4和图5，说明制造本发明实施方式的轴承部件的方法中所含淬火硬化步骤的细节。
参考图4，在制造按照本实施方式的轴承部件的方法的淬火硬化步骤中，首先进行碳氮共渗步骤，其中作为工件的钢材经碳氮共渗。然后，进行冷却步骤，其中钢材从等于或高于A1点的温度冷却至等于或低于MS点的温度。
碳氮共渗步骤包括：气氛控制步骤，其中控制热处理炉内的气氛；和加热模式控制步骤，其中控制热处理炉内向工件施加的温度历程。可单独也可同时进行气氛控制步骤和加热模式控制步骤。同样，气氛控制步骤包括：未分解的氨浓度控制步骤，用于控制热处理炉内未分解的氨浓度；和分压控制步骤，用于控制热处理炉内一氧化碳和二氧化碳中的至少一个的分压。
在分压控制步骤中，控制热处理炉内一氧化碳和二氧化碳中的至少一个的分压，从而控制钢材中的碳活性(aC)值，由此调节γ值并调节碳势(CP)值。此外，在气氛控制步骤中，进行未分解的氨浓度控制步骤和分压控制步骤，使得γ值落入2以上至5以下的范围内，并且优选等于5。
具体地，在未分解的氨浓度控制步骤中，首先进行未分解的氨浓度测量步骤，对热处理炉内未分解的氨浓度(CN)进行测量。例如，可使用气相色谱来测量未分解的氨浓度。然后，进行未分解的氨浓度确定步骤，以基于在未分解的氨浓度测量步骤中测量的未分解的氨浓度确定是否有必要进行氨供应量调节步骤，以增加或减少向热处理炉中供应的氨的量。通过比较测量的未分解的氨浓度和事先确定的目标未分解的氨浓度来进行确定，以将γ(aC/CN)值设置为落入2以上至5以下的范围内。
在未分解的氨浓度没有达到目标未分解的氨浓度的情况中，进行用于增加或减少热处理炉内未分解的氨浓度的氨供应量调节步骤，然后再次进行未分解的氨浓度测量步骤。可如下进行氨供应量调节步骤，例如，利用流速控制设备调节单位时间内从氨气罐流入热处理炉的氨的量(氨气流速)，该氨气罐通过管线与热处理炉相连，所述流速控制设备包括连接到管线上的质量流量控制器等。换而言之，可如下进行氨供应量调节步骤：当测量的未分解的氨浓度高于目标未分解的氨浓度时降低上述流速；并且当测量的未分解的氨浓度低于目标未分解的氨浓度时增加上述流速。在该氨供应量调节步骤中，在测量的未分解的氨浓度与目标未分解的氨浓度之间存在预定差距的情况中，可基于事先通过实验确定的氨气流速增加/降低与未分解的氨浓度的增加/降低之间的关系来确定流速增加或降低的幅度。
在另一个方面，在未分解的氨浓度达到目标未分解的氨浓度的情况中，在未进行氨供应量调节步骤的情况下再次实施未分解的氨浓度测量步骤。
在分压控制步骤中，调节各自作为富化气的丙烷(C3H8)气、市售丁烷(C4H10)等的供应量，从而控制CO和CO2中至少一个的分压，以调节aC值。具体地，例如，使用红外气体浓度测量设备测量气氛中一氧化碳的分压PCO和二氧化碳的分压PCO2。然后，基于该测量值，调节各自作为富化气的丙烷(C3H8)气、市售丁烷(C4H10)等的供应量，使得aC值达到目标值。
在通过未分解的氨浓度控制步骤使未分解的氨浓度保持恒定的状态下，可通过分压控制步骤改变aC值，由此控制γ值，或者相反，在通过分压控制步骤使aC值保持恒定的状态下，可通过未分解的氨浓度控制步骤改变未分解的氨浓度，由此控制γ值。同样，可通过未分解的氨浓度控制步骤和分压控制步骤来改变未分解的氨浓度和aC值，由此控制γ值。
在加热模式控制步骤中，控制应用于作为工件的钢材的加热历程。具体地，如图5所示，在由上述气氛控制步骤和分压控制步骤控制的气氛中，将钢材加热至等于或高于A1点的800℃以上至1000℃以下的温度，例如加热至850℃，然后保持60分钟以上至300分钟以下，例如150分钟。随着保持时间的流逝，加热模式控制步骤结束，并且气氛控制步骤也同时结束。
然后，将钢元件浸入油中(油冷却)，由此进行冷却步骤，使钢元件从等于或高于A1点的温度冷却至等于或低于MS点的温度。通过上述步骤，钢材的表面层部分发生碳氮共渗和淬火硬化。由此，完成本发明实施方式的淬火硬化步骤(S20)。
通过该方式，在生产本发明的轴承部件的方法中，进行碳氮共渗处理，以在淬火硬化步骤(S20)中将表面层部分中的氮浓度设为0.4质量％或更高，并且在回火步骤(S30)中在240℃以上至260℃以下的温度下进行回火处理。结果，可制造外环11、内环12和滚珠13(参见图1和图2)，其中各表面层部分11B、12B和13B中残余奥氏体量为8体积％或更低；各未氮化部分11C、12C和13C中析出物的面积比为11％或更高；并且屈服强度提高且寿命延长。
实施例
进行以下实验的目的在于得到屈服强度提高并且寿命延长的廉价轴承部件。首先，制备由JIS标准的SUJ2制成的钢材，随后经碳氮共渗、淬火和回火处理，然后经研磨和精制加工，从而制造轴承部件。然后，对具有各种氮浓度和各种回火温度的表面层部分进行以下测试。
对于碳氮共渗处理期间的气氛，γ值设为4.75并且加热温度设为850℃。在γ值大于5的情况中，氮的侵入速率降低，使得具有较高氮浓度的部分更可能在表面层中聚集。因此，考虑到研磨加工中的下料(cuttingstock)，碳氮共渗处理的时间变得极长，这是不实际的。此外，在使用SUJ2材料的情况中，需要大量的氨以在明显高于850℃的温度下将未分解的氨分压保持在高水平上，这导致加工成本上升。在另一个方面，在明显低于850℃的温度下，氮扩散到钢中的速率降低，由此延长了加工时间。因此，在SUJ2材料的碳氮共渗处理中，850℃左右的温度可以说是合适的。
(1)表面层部分的氮浓度和回火温度与残留压痕深度之间的关系
首先，检测表面部分中的回火温度和氮浓度对残留压痕深度的影响。首先，制造在各表面层部分具有各种氮浓度和回火温度的平面试件。具体地，制备具有0质量％、0.1质量％、0.25质量％和0.4质量％的氮浓度的试件，然后分别经过180℃、210℃、240℃和260℃的温度下的回火处理。然后，在4.5GPa的最大接触表面压力下针对这些试件的各平面施压陶瓷球(尺寸：3/8英寸)(假设采用的是完美弹性体)，并且检测消除负荷之后各残留压痕深度。另外，4.5GPa的值几乎与施加到市场上的滚动轴承的最大接触表面压力的最大值相同。
图6显示了通过检测表面层部分的回火温度和氮浓度与残留压痕深度之间的关系所得的结果。在图6中，横轴显示氮浓度(质量％)而纵轴显示残留压痕深度(μm)。如图6所示，在回火温度为240℃和260℃的情况中，与回火温度为180℃和210℃的情况相比，残留压痕深度显著降低。此外，在回火温度为180℃和210℃的情况中，残留压痕深度随着氮浓度的上升而增加。相反，在回火温度为240℃和260℃的情况中，残留压痕深度随着氮浓度的上升反而减少(不太可能出现塑性变形)。从这一结果可以看出，在上述实验的范围(180℃以上至260℃以下的回火温度下)中，实现了含氮的SUJ2材料，其中屈服强度随着回火温度的上升而增加，从而实现高静负荷容量。
(2)表面层部分的氮浓度与压痕引发性剥离寿命之间的关系
然后，检测了进行高温回火(240℃，260℃)时表面层部分中氮浓度与压痕引发性剥离寿命之间的关系。首先，制造加工成滚珠轴承(轴承型号：6206)的内环形状的试件。然后，在这一试件的滚道面槽底部分中形成以6°等分的人工压痕，然后进行滚动疲劳性测试。通过用洛氏(Rockwell)压头施加196N的负荷形成人工压痕。在滚动疲劳性测试中，最大接触表面压力设为3.2GPa，内环转速设为3000rpm，并且循环供应轮机油VG56作为润滑油。
图7显示了通过检测表面层部分的氮浓度与压痕引发性剥离寿命之间的关系所得的结果。图7显示了压痕引发性剥离寿命的韦布尔图，其中横轴显示寿命(小时)而纵轴显示累计失效概率(％)。也参见图7，通过“氮浓度-回火温度”的指示来显示氮浓度和回火温度。例如，“0.4质量％-240℃”的指示表示氮浓度是0.4质量％并且回火温度是240℃。供参考，附图也显示在氮浓度是0.4质量％并且回火温度是180℃的情况中得到的结果。如图7所示，在氮浓度是0.4质量％并且回火温度是240℃的情况中，所得的结果几乎与氮浓度是0质量％并且回火温度是180℃的情况中的那些相同。然而，压痕引发性剥离寿命随着氮浓度的降低而缩短。因此，可以看出，如上所述，为了同时实现提高的屈服强度和延长的寿命，需要将回火温度设为升高的温度(240℃，260℃)并且将表面层部分中的氮浓度增加至0.4质量％或更高。
(3)表面层部分的回火温度和氮浓度与氢脆性剥离寿命之间的关系
然后，检测表面层部分中的回火温度和氮浓度对滚动疲劳中的氢耐受性的影响。在这种情况中，滚动疲劳中的氢源被认为是润滑剂本身或混入润滑剂的水，其由于部件之间相互接触造成的滑动等而分解，从而生成氢，这种氢部分侵入钢中。
使用推力轴承(轴承型号：51106)的轴承环作为试件进行滚动疲劳测试。使用图8所示的快速加速和减速模式作为操作模式。在图8中，横轴显示时间(秒)而纵轴显示转速(分钟-1)。此外，如图8所示，转速在0秒至0.1秒中加速至2500分钟-1，然后保持0.3秒，然后在0.1秒中减速至0分钟-1。通过重复这种循环来进行测试。使用由SUS440C制成的滚珠并且其号数从17(标准号)降至12。制造由树脂制成并等分成12个的支架，并且最大接触表面压力设为2.3GPa。使用水溶性聚乙二醇油作为润滑油，其中混合用作氢源的纯水(纯水浓度：40质量％)。将测试机器设置为在滚动轴承中出现脱层并且振荡变大时自动停止。
在这种情况下，事先确认用作氢源的纯水对寿命(氢耐受寿命)的影响并不在20质量％或更高的纯水浓度下变化。测试之后，润滑油中纯水的比例稍降。因此，通过测量测试之后纯水的混合比例来确保用于评价氢耐受性的上述实验的有效性，从而确认浓度为20质量％或更高。另外，在上述实验之后残留约35质量％的纯水。
图9和表1各自显示通过检测表面氮浓度和回火温度与氢脆性剥离寿命之间的关系所得的结果。图9显示了氢耐受寿命的韦布尔图，其中横轴显示寿命(小时)而纵轴显示累计失效概率(％)。也参见图9，如图7中的情况那样，通过“氮浓度-回火温度”的指示来显示氮浓度和回火温度。表1显示了各热处理条件(氮浓度-回火温度)的L10寿命(小时)、L50寿命(小时)和韦布尔斜率。
[表1]
热处理条件 L10寿命(小时) L50寿命(小时) 韦布尔斜率
0.4质量％-260℃ 185 235 7.86
0.4质量％-240℃ 173 220 7.73
0.4质量％-180℃ 138 192 5.74
0质量％-180℃ 44 120 1.89
如图9和表1所示，在0质量％-180℃的情况中L10寿命是44小时，而在0.4质量％-180℃的情况中L10寿命是138小时(3.1倍)；在0.4质量％-240℃的情况中是173小时(3.9倍)；并且在0.4质量％-260℃的情况中是185小时(4.2倍)。因此，寿命随着回火温度升高而延长。据认为，这是因为塑性变形不太可能在回火温度上升时发生，如用图6所示的结果所述。已知氢对塑性变形的影响是促进位错运动、稳定并增加由位错之间的相互作用产生的原子空穴等。因此，据认为，寿命被延长至塑性变形不太可能发生的程度。
另外，最长寿命是：在0质量％-180℃的情况中是212小时；在0.4质量％-180℃的情况中是242小时；在0.4质量％-240℃的情况中是251小时；并且在0.4质量％-260℃的情况中是266小时。另外，最长寿命之间没有显著差异。在另一个方面，寿命在0质量％-180℃的情况中变化幅度大，因此L10寿命缩短，但可以认为寿命在0.4质量％-180℃、0.4质量％-240℃和0.4质量％-260℃的各情况中稳定增加。
(4)回火温度和残余奥氏体(γ)量之间的关系
然后，检测回火温度和残余奥氏体量之间的关系。如上所述，轴承的静负荷容量和寿命根据回火温度变化，但是难以基于产品状态的轴承直接得到回火温度的条件。然而，在回火温度恒定的情况中，在氮浓度为0.4质量％的位置处残余奥氏体量和回火温度之间存在关联。因此，可从该剩余奥氏体量间接明确回火温度。
图10显示回火温度与残余奥氏体量之间的关系。在图10中，横轴显示回火温度(℃)而纵轴显示在氮浓度为0.4质量％的位置处残余奥氏体量(体积％)。此外，回火处理的保持时间固定为2小时。如图10所示，可以看出在240℃的回火温度下，残余奥氏体量为8体积％或更低，并且在260℃的回火温度下，残余奥氏体量降至5体积％或更低。
(5)内部析出物的面积比与回火温度之间的关系
然后，检测内部析出物的面积比与回火温度之间的关系。基于产品状态间接明确回火温度的方法是除了残余奥氏体量以外测量析出物的面积比。这是因为，在淬火处理期间回火温度(在这种情况下是850℃，并且使用具有JIS标准9至11号的原始奥氏体晶粒)是恒定的并且回火处理期间的保持时间是恒定的，随着回火温度升高，溶解的碳在基材中析出，从而形成大渗碳体(Fe3C)。
图11显示了通过检测内部未氮化区域中析出物的面积比与回火温度之间的关系得到的结果。在图11中，横轴显示回火温度(℃)而纵轴显示析出物的面积比(％)。同时，回火处理的保持时间固定为2小时。此外，图12-15显示了在回火温度分别设为180℃、210℃、240℃和260℃的情况中的钢材截面照片，其中黑色表示各钢材中的析出物。图11显示了回火温度与析出物面积比之间的关系，其通过计算得到，显示比图12-15的照片中的那些更深。此外，图16是内部未氮化区域中原始奥氏体晶粒的照片，其中淬火处理期间的加热温度设为850℃。
从图11中可以看出，在240℃的回火温度下，面积比为11％或更高，并且在260℃的回火温度下，面积比增加至12％或更高。另外，由内部未氮化区域决定析出物的面积比的原因在于，氮化表面层部分的碳的固溶度极限浓度是变化的，使得析出物的面积比明显不同。此外，面积比也在碳氮共渗处理温度或淬火加热温度下变化，这可通过原始奥氏体晶粒的平均颗粒直径来估计。如图16所示，在850℃的加热温度下，未氮化区域中原始奥氏体晶粒的晶粒号为9.5号。基于上述(1)至(5)的内容，可以看出由JIS标准的SUJ2制成的钢材经碳氮共渗处理和淬火处理以将表面(滚道面或滚动表面)中的氮浓度设为0.4质量％或更高，并且在240℃或更高的温度下进行回火处理，结果实现了屈服强度提高并且寿命延长的廉价轴承部件。
应理解，在各个方面，本文所述的实施方式和实施例是示例性的而非限制性的。由权利要求书而非上述的说明书限定本发明的范围，并且旨在包括与权利要求书等同的含义和范围的任意修饰。
工业实用性
本发明的轴承部件和滚动轴承特别优选适用于具有被氮化并包含滚道面或滚动表面的表面层部分的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
附图标记清单
1深槽滚珠轴承，11外环，11A外环滚道面，12内环，12A内环滚道面，11B、12B、13B表面层部分，11C、12C、13C内部，11D、12D、13D富氮层，13滚珠，13A滚动表面，14支架。

Claims (11)

1.一种由轴承钢制成并具有表面层部分的轴承部件，所述表面层部分被氮化并包含滚道面或滚动表面，
所述表面层部分的氮浓度为0.4质量％或更高，并且
在未氮化的内部中，析出物的面积比为11％或更高。
2.如权利要求1所述的轴承部件，其特征在于，所述析出物的面积比为12％或更高。
3.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，所述表面层部分中剩余奥氏体的量是8体积％或更低。
4.如权利要求3所述的轴承部件，其特征在于，所述剩余奥氏体的量是5体积％或更低。
5.如权利要求1-4中任一项所述的轴承部件，其特征在于，所述轴承部件由JIS标准的SUJ2制成。
6.一种由轴承钢制成并具有表面层部分的轴承部件，所述表面层部分经氮化并包含滚道面或滚动表面，
所述表面层部分的氮浓度为0.4质量％或更高，并且
所述表面层部分中剩余奥氏体的量是8体积％或更低。
7.如权利要求6所述的轴承部件，其特征在于，所述剩余奥氏体的量是5体积％或更低。
8.如权利要求6或7所述的轴承部件，其特征在于，所述轴承部件由JIS标准的SUJ2制成。
9.如权利要求1-8中任一项所述的轴承部件，其特征在于，未氮化的内部中的原始奥氏体晶粒的晶粒号是9号以上至11号以下。
10.如权利要求1-9中任一项所述的轴承部件，其特征在于，
通过碳氮共渗处理使所述表面层部分氮化，并且
进行所述碳氮共渗处理，使得假设所述轴承部件中的碳活性定义为aC并且在所述碳氮共渗处理期间其中放置所述轴承部件的热处理炉内未分解的氨浓度定义为CN，则由γ＝aC/CN定义的γ值落入2以上至5以下的范围。
11.一种滚动轴承，它包含：
具有设置有滚道面的内圆周表面的外环；
具有设置有滚道面的外圆周表面的内环，所述内环设置在所述外环的内侧上；以及
多个滚动元件，所述滚动元件各自具有与所述滚道面接触的滚动表面，所述多个滚动元件排列设置在环形滚道上，
所述外环、所述内环和所述滚动元件中的至少一个是如权利要求1-10中任一项所述的轴承部件。
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