CN105264247A - 轴承部件及滚动轴承 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种轴承部件(11、12、13)，所述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面(11A、12A、13A)的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面(11A、12A、13A)是与其他部件接触的表面。所述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。在上述轴承部件中，没有形成碳氮共渗层的区域内的析出物的面积比为7％以下。

Description

轴承部件及滚动轴承
技术领域
本发明涉及轴承部件及滚动轴承，更具体而言，涉及耐久性提高了的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
背景技术
作为提高滚动轴承中包含的轴承部件的耐久性的措施，已知碳氮共渗处理(参见例如PTD1(日本专利公开第2007-277648号)和PTD2(日本专利公开第2008-267402号))。上述碳氮共渗处理是热处理，在该热处理中，将钢加热至A1转变点以上的温度，使碳和氮扩散和渗透至钢中，然后进行淬火。上述碳氮共渗处理可有效地延长刮擦接触寿命，该刮擦接触寿命是滚动轴承的重要性能。
引文列表
专利文献
PTD1:日本专利公开第2007-277648号
PTD2:日本专利公开第2008-267402号
发明内容
发明所要解决的技术问题
考虑到近年来对轴承部件的耐久性提高的需求，根据用途，通过传统的碳氮共渗处理可能难以提供足够的耐久性。
本发明是鉴于上述问题而完成的发明，其目的在于提供耐久性提高了的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
解决问题的方案
本发明的轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面是与其他部件接触的表面。在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。在上述轴承部件中，没有形成碳氮共渗层的区域内的析出物的面积比为7％以下。
本发明人对于为了提高包含滚动轴承等的轴承部件的耐久性的方案进行了认真研究。结果，本发明人获得了以下发现并得到了本发明。
在轴承部件中，在与其他部件接触的接触面(例如滚动轴承环的滚道面，或滚珠与滚针的滚动接触面)及该接触面的正下方的部分容易产生裂纹等损伤。为了解决该问题，通过对接触面实施碳氮共渗处理能够提高上述轴承部件的耐久性。
根据本发明人的研究，当包含上述接触面的上述表面部分中的氮浓度低于0.2质量％时，上述轴承部件的刮擦接触寿命变短。因此，为了抑制上述轴承部件的寿命变短，上述表面部分中的上述氮浓度需要为0.2质量％以上。当表面部分中的氮浓度超过0.7质量％时，残留奥氏体的量过多，所以上述接触面的硬度降低。因此，为了抑制接触表面的硬度的降低，上述表面部分中的氮浓度需要为0.7质量％以下。
上述轴承部件通过对成型的钢产品进行碳氮共渗处理或回火处理等热处理，然后对上述接触面进行精整加工来制造。由于上述热处理，上述钢产品可能会变形(例如滚动轴承环可能是椭圆形且圆形度可能会变差)，并且在精整加工中磨削余量会变化。因此，在传统的轴承部件中，上述表面部分中的氮浓度的变动成为很大的问题。
构成轴承部件的钢可通过熔入碳化物等析出物而进行固溶强化。这里，因为淬火前的钢中的碳化物的面积比为常数，所以根据碳氮共渗处理后的内部的碳化物的面积比可以推测碳在钢中的固溶量。根据本发明人的研究，通过将未形成碳氮共渗层的区域(未氮化的区域)内的析出物的面积比设定为7％以下，内部的碳的固溶量增加，结果寿命增加。这样的析出物的面积比可通过提高碳氮共渗处理中的温度来实现。
与此相对，在本发明的轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且上述表面部分中的氮浓度的变动减少至0.1质量％或更低。因此，在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮浓度为0.2质量％以上且0.7质量％以下，抑制了刮擦接触寿命的减少和接触表面硬度的降低。在上述轴承部件中，因为未形成碳氮共渗层的区域内的析出物的面积比为7％以下，所以寿命进一步提高。因此，根据本发明中的上述轴承部件，能够更可靠地提供耐久性提高了的轴承部件。
根据本发明的轴承部件中，上述“表面部分”是指在上述轴承部件的厚度方向上自上述接触面起延伸至20μm深度的区域。上述“表面部分中的氮的平均浓度”及“表面部分中的氮浓度的变动”在下述的本发明的实施方式中进行定义。
下面，将构成本发明的轴承部件的钢的成分组成设定为上述范围的理由进行说明。
碳：0.95质量％以上且1.1质量％以下
碳含量对淬硬后的轴承部件的硬度和碳化物的量有很大影响。当钢中的碳含量为0.95质量％以上时，无需通过热处理在钢中引入大量的碳，也能获得足够的硬度和碳化物的量。当碳含量超过1.1质量％时，在钢的制造时形成大的碳化物，该碳化物会严重影响轴承部件的耐久性。因此，碳含量为0.95质量％以上且1.1质量％以下。
硅：低于0.3质量％
硅使钢中的氢的吸留量增加并加速氢脆。当钢中的硅含量为0.3质量％以上时，在氢容易进入钢中的应用中，容易发生由氢脆引起的剥落。因此，在上述轴承部件中，钢中的硅含量低于0.3质量％。
锰：低于0.5质量％
锰对钢的淬透性和淬火前的钢的硬度有贡献。但是，当锰含量为0.5质量％以上时，淬火前的材料的硬度高，且冷工艺中的加工性降低。因此，锰含量低于0.5质量％。
硫：低于0.008质量％
硫与锰等化学键合，形成例如硫化锰等非金属夹杂物。该非金属夹杂物会严重影响轴承的寿命。因此，在上述轴承部件中，钢中的硫含量为低于0.008质量％。
铬：1.4质量％以上且低于1.6质量％
铬有助于钢的淬透性的提高。本发明的轴承部件中，为了防止氢脆引起剥落而使硅含量较低，所以淬透性也降低。于是，为了补偿因减少硅含量而引起的淬透性的降低，上述轴承部件中，钢的铬含量为1.4质量％以上且低于1.6质量％。
在上述轴承部件中，上述接触面的硬度可以为700HV以上。上述接触面的硬度维持在700HV以上。因此，根据本发明中的上述轴承部件，能够更可靠地提供耐久性提高了的轴承部件。
在上述轴承部件中，原奥氏体的晶粒的粒度大小为JIS中定义的9号以上且11号以下。由于钢组织被微细化至原奥氏体的晶粒的粒度编号为JIS中定义的9号以上且11号以下，所以耐久性进一步提高。因此，根据本发明中的上述轴承部件，能够更可靠地提供耐久性提高了的轴承部件。
在上述轴承部件中，上述轴承部件在厚度方向上的氮浓度的倾度可以为-15(1/m)以上。上述氮浓度的倾度按照后述的实施例中的说明进行确定。由此，能容易地减少对上述接触面进行精整加工后的上述表面部分中的氮浓度的变动。
“氮浓度的倾度”可以是在对上述接触面进行研磨处理等精整加工之前的氮浓度的倾度，或者是对上述接触面进行精整加工后(作为产品的状态)的氮浓度的倾度。即，在上述轴承部件中，在对上述接触面进行精整加工前氮浓度的倾度为-15(1/m)以上，或者在精整加工后氮浓度的倾度为-15(1/m)以上，或者精整加工前和精整加工后氮浓度的倾度都为-15(1/m)以上。
在上述轴承部件中，自上述接触表面起在深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的平均量为25体积％以上且35体积％以下，并且自上述接触面起在深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的量的变动可为3体积％以下。
根据本发明人的研究，在自上述接触面起在深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的量为22体积％以上时，寿命显著提高。当上述深度位置处的残留奥氏体的量超过38体积％时，接触面的硬度降低。因此，通过将上述深度位置处的残留奥氏体的平均量设定为25体积％以上且35体积％以下，将上述深度位置处的残留奥氏体的量的变动设定为3体积％以下，从而将上述深度位置处的残留奥氏体的量设定为22体积％以上且38体积％以下，能进一步抑制寿命的减少和接触面的硬度的降低。“上述深度位置处的残留奥氏体的平均量”和“上述深度位置处的残留奥氏体的量的变动”在下述的本发明的实施方式中进行定义。
在上述轴承部件中，整体的残留奥氏体的平均量可以为18体积％以下。
根据本发明人的研究，当轴承部件的整体的残留奥氏体的平均量为18体积％以下时，长期的尺寸变动减少。因此，通过将整体的残留奥氏体的平均量设定为18体积％以下，能提高轴承部件的尺寸精度。
在上述轴承部件中，上述表面部分在每100μm2内可以包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.5μm以下。
根据本发明人的研究，在上述表面部分在每100μm2内包含5个以上的碳氮化物，且该碳氮化物的直径为0.5μm以下时，由于该碳氮化物的析出强化，上述轴承部件的静荷载能力提高。因此，通过将上述表面部分中的上述碳氮化物的存在量规定在上述范围内，能进一步提高上述轴承部件的静荷载能力。在该情况下，上述表面部分中的碳浓度为0.9质量％以上且1.1质量％以下。
这里，上述“表面部分在每100μm2内包含5个以上的碳氮化物，且该碳氮化物的直径为0.5μm以下”是指，在沿着与上述接触面垂直的截面切割上述轴承部件，对得到的截面的表面部分用显微镜进行观察时，在每100μm2内观察到5个以上的直径为0.5μm以下的碳氮化物。上述“碳氮化物”是指铁的碳化物或该碳化物中的部分碳被氮取代而得的物质，包括Fe-C类化合物和Fe-C-N类化合物。该碳氮化物可以包含铬等钢中含有的合金元素。
在上述轴承部件中，包含非研磨表面的非研磨部分中的氮浓度低于0.7质量％，上述非研磨表面是上述接触面以外的表面。
根据本发明人的研究，当非研磨部分中的氮浓度为0.7质量％以上时，残留奥氏体的量过多，结果导致非研磨表面的硬度降低。因此，为了确保非研磨表面处的足够的硬度，非研磨部分中的氮浓度优选低于0.7质量％。上述“非研磨部分”是指在上述轴承部件的厚度方向上自非研磨表面延伸至20μm深度的区域。在该情况下，自上述非研磨表面起在0.1mm深度的位置处的硬度为700HV以上。
在上述轴承部件中，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，自上述接触面起在深度为0.4(mm)的位置处的维氏硬度比上述轴承部件的厚度方向上未形成碳氮共渗层的区域中的维氏硬度高至少80HV。
由此，可确保上述接触面中的氮浓度为0.4质量％以上。
本发明的滚动轴承包含耐久性提高了的本发明的上述轴承部件。因此，根据本发明中的上述滚动轴承，能够提供耐久性提高了的滚动轴承。
发明的有益效果
根据上述可知，根据本发明的轴承部件和滚动轴承，可提供耐久性提高了的轴承部件和滚动轴承。
附图的简要说明
图1是显示本实施方式的深槽球轴承结构的截面示意图。
图2是显示本实施方式的圆锥形滚针轴承结构的截面示意图。
图3是说明测定本实施方式的轴承部件中的氮浓度的方法的示意图。
图4是显示本实施方式的轴承部件中的氮浓度的测定结果的曲线图。
图5是说明制造本实施方式的轴承部件的方法的流程图。
图6是说明制造本实施方式的轴承部件的方法中的淬硬步骤(S20)的细节的示意图。
图7是说明图6中气氛控制步骤中所含的未分解NH3分压控制步骤的示意图。
图8是说明图6中气氛控制步骤中所含的H2分压控制步骤的图。
图9是显示图6中碳氮共渗步骤所含的加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式的图。
图10是显示表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命(L10寿命)之间的关系的曲线图。
图11是显示表面部分中的氮浓度的变动和刮擦接触疲劳寿命(L10寿命)之间的关系的曲线图。
图12是显示内环的表面层附近的氮浓度分布的曲线图。
图13是显示表面层附近的残留奥氏体的量和刮擦接触疲劳寿命(L10寿命)之间的关系的曲线图。
图14是试样的表面层附近的残留奥氏体的量的分布的曲线图。
图15是显示残留奥氏体的平均量和长期的尺寸变动之间的关系的曲线图。
图16显示比较例中的试样的截面的SEM图像。
图17显示实施例中的试样的截面的SEM图像。
图18是显示碳氮化物的存在对压痕深度的影响的曲线图。
图19是显示非研磨部分中的氮浓度和残留奥氏体的量之间的关系的曲线图。
图20是显示非研磨部分中的残留奥氏体的量和非研磨表面附近的截面硬度之间的关系的曲线图。
图21显示在非研磨部分产生压痕的滚动轴承环的图像。
图22是说明测定样品中的氮浓度的方法的示意图。
图23是显示回火温度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图24是显示氮浓度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图25是显示氮浓度在0.1质量％以下的范围内的氮浓度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图26是显示碳氮共渗处理后的钢中的氮浓度分布的曲线图。
图27是显示氮扩散处理后的钢中的氮浓度分布的曲线图。
图28显示刮擦接触寿命的韦布尔图。
图29显示原奥氏体的晶粒的大小的图像。
实施方式描述
下面将参考附图描述本发明的实施方式。在下面的附图中，对于相同或相当的元件标以相同的参考符号，并且不再重复其说明。
首先，参照图1对本实施方式的作为滚动轴承的深槽球轴承1的结构进行说明。深槽球轴承1包括环形的外环11、配置在外环11的内侧的环形的内环12、配置在外环11和内环12之间且作为由环形的保持架14保持的滚动元件的多个滚珠13。外环滚道面11A形成在外环11的内圆周表面上，内环滚道面12A形成在内环12的外圆周表面上。内环12配置在外环11的内侧，使得内环滚道面12A与外环滚道面11A相对。多个滚珠13在滚动接触面13A处与外环滚道面11A和内环滚道面12A接触，并通过保持架14在圆周方向上以规定的间距进行配置。由此，多个滚珠13以自由滚动的方式被保持在外环11和内环12的环形滚道上。通过这种构造，深槽球轴承1的外环11和内环12可以彼此相对转动。外环11、内环12和滚珠13是下面描述的本实施方式的轴承部件。
参照图2，对本实施方式的作为另一种滚动轴承的圆锥形滚针轴承的结构进行说明。圆锥形滚针轴承2包含环形的外环21、环形的内环22、作为滚动元件的多个滚针23及环形的保持架24。外环滚道面21A形成在外环21的内圆周表面上，内环滚道面22A形成在内环22的外圆周表面上。内环22配置在外环21的内侧，使得内环滚道面22A与外环滚道面21A相对。
滚针23在滚动接触面23A处与外环滚道面21A和内环滚道面22A接触，并通过保持架24在圆周方向上以规定的间距进行配置。由此，滚针23以自由滚动的方式被保持在外环21和内环22的环形滚道上。圆锥形滚针轴承2具有这样的构造，即以下各圆锥的顶点在轴承的中心线上的一点处相交：包含外环滚道面21A的圆锥、包含内环滚道面22A的圆锥和包含滚针23滚动时的旋转轴的轨迹的圆锥。通过这种构造，圆锥形滚针轴承2的外环21和内环22可以彼此相对转动。与外环11、内环12和滚珠13类似，外环21、内环22和滚针23也代表本发明的轴承部件。
下文中将对本实施方式的轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13，和滚针23)的结构进行描述。上述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质组成。上述轴承部件具有与其他部件接触的接触面(外环滚道面11A、21A，内环滚道面12A、22A，和滚动接触面13A、23A)，在上述包含接触面的表面部分中形成有碳氮共渗层。
在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。由此，在上述轴承部件中，刮擦接触寿命提高且接触表面的硬度的降低受到抑制。更具体而言，上述接触面的硬度维持在700HV以上。在上述轴承部件中，由于钢组织被微细化至原奥氏体的晶粒的粒度编号为JIS中定义的9号以上且11号以下，所以耐久性进一步提高。因此，包含轴承部件的深槽球轴承1和圆锥形滚针轴承2可实现耐久性的提高。
在上述轴承部件中，未形成碳氮共渗层的区域(基材)内的析出物的面积比为7％以下、优选5％以下。上述析出物是指铁的碳化物或该碳化物中的部分碳被氮取代而得的碳氮化物，包括Fe-C类化合物和Fe-C-N类化合物。该碳氮化物可以包含铬等钢中含有的合金成分。由此，通过降低析出物的面积比和增加碳在基材中的固溶量，可进一步提高轴承部件的寿命。
在上述轴承部件中，上述“表面部分中的氮的平均浓度”及“表面部分中的氮浓度的变动”通过如下方法测定。这里，以与内环12、22相关的测定为例进行描述。
参照图3，首先，在内环12、22的接触面(内环滚道面12A、22A)上的任何位置设定测定点S1。接着，从测定点S1起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S2，从测定点S2起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S3，从测定点S3起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S4，从测定点S4起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S5，从测定点S5起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S6。由此，在内环12、22的接触面上沿着圆周方向以每30°移动的方式设定多个测定点S1～S6。测定点S1～S6被设定在内环12、22的接触面上的轴向中央部位。
内环12、22等滚动轴承环通过热处理可能会变形为椭圆形，且圆度可能会变差，由此可能会导致研磨后的表面部分中的氮浓度的变动。与此相对，在沿着圆周方向以每移动30°设定测定点S1～S6时，该测定点在圆周方向上的大致半圆的区域内分散配置，所以氮浓度的最大值和最小值实质上包含在测定点S1～S6中。因此，通过基于测定点S1～S6的测定值进行评价，能更准确地评价“表面部分中的氮的平均浓度”和“表面部分中的氮浓度的变动”。
图4显示在测定点S1～S6(横轴)测定的表面部分中的氮浓度(纵轴)。图4中的纵轴上显示的氮浓度的平均值可定义为“表面部分中的氮的平均浓度”。“表面部分中的氮的平均浓度”和在测定点S1～S6的测定值之间的差的最大值可被定义为“表面部分中的氮浓度的变动”。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，在对接触面(外环滚道面11A、21A，内环滚道面12A、22A和滚动接触面13A、23A)进行精整加工之前，在厚度方向上的氮浓度的倾度可以为-15(1/m)以上。由此，在对上述接触面进行精整加工后，表面部分中的氮浓度的变动可被降低至0.1质量％以下。在上述轴承部件中，在对上述接触面进行精整加工后，在厚度方向上的氮浓度的倾度也可以为-15(1/m)以上。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，在自接触面(外环滚道面11A、21A，内环滚道面12A、22A，和滚动接触面13A、23A)起深0.05mm的位置处的残留奥氏体的平均量可以为25体积％以上且35体积％以下，在上述深度位置处的残留奥氏体的量的变动可以为3体积％以下。由此，可进一步抑制刮擦接触寿命的减少和接触面的硬度的降低。参照图3和4，“在上述深度位置处的残留奥氏体的平均量”和“在上述深度位置处的残留奥氏体的量的变动”可以与“表面部分中的氮的平均浓度”和“表面部分中的氮浓度的变动”的情况同样地测量。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，轴承部件的整体的残留奥氏体的平均量可以为18体积％以下。由此，长期的尺寸变动减小，所以可提高轴承部件的尺寸精度。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，表面部分在每100μm2内可包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.5μm以下。由此，上述轴承部件的静荷载能力可进一步提高。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，包含非研磨表面11B、12B和22B的非研磨部分中的氮浓度可以为低于0.7质量％，上述非研磨表面11B、12B和22B是接触面(外环滚道面11A、21A，内环滚道面12A、22A和滚动接触面13A、23A)以外的表面。由此，可以确保非研磨表面11B、12B和22B的足够的硬度(700HV以上)。
在上述轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)中，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，在上述轴承部件的厚度方向上，自上述接触面(外环滚道面11A、22A，内环滚道面12A、22A，和滚动接触面13A、23A)起在深度为0.4(mm)的位置处的维氏硬度可以比未形成碳氮共渗层的区域中的维氏硬度高至少80HV。由此，可确保上述接触面中的氮浓度为0.4质量％以上。
下面，对本实施方式的轴承部件的制造方法进行描述。在本实施方式的轴承部件的制造方法中，能够制造本实施方式的轴承部件(外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23)。
参照图5，首先，在步骤(S10)中，实施钢产品准备步骤。在该步骤(S10)中，首先，准备钢产品，该钢产品包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质组成。然后，将钢产品成形为轴承部件的大概形状。例如，采用条钢或钢丝作为原材料，对该条钢或钢丝进行切割、锻造或车削，由此准备成形为作为轴承部件的外环11、21，内环12、22，或滚珠13和滚针23的大概形状的钢产品。
然后，在步骤(S20)中进行淬硬步骤。在该步骤(S20)中，对步骤(S10)中准备的钢产品依次进行碳氮共渗处理和氮扩散处理，然后将上述钢产品冷却至Ms点(马氏体相变起始点)以下的温度。将在后面对该步骤(S20)进行详细说明。
然后，在步骤(S30)中进行回火步骤。在该步骤(S30)中，对上述步骤(S20)中淬硬的钢产品在A1点以下的温度进行热处理。更详细而言，在上述步骤(S20)完成后，在作为A1点以下的温度(例如210℃)的180℃以上且220℃以下的温度下将钢产品保持规定的时间，从而对上述钢产品进行回火。然后，钢产品在室温下利用空气进行冷却(空气冷却)。由此，可提高钢产品的韧性。
然后，在步骤(S40)中进行精整加工步骤。在该步骤(S40)中，对于经过回火的上述接触面(外环滚道面11A、21A，内环滚道面12A、22A和滚动接触面13A、23A)进行研磨。由此，制造本实施方式的作为轴承部件的外环11、21，内环12、22，滚珠13和滚针23(见图1和图2)，本实施方式的轴承部件的制造方法完成。然后，通过将制得的外环11、内环12和滚珠13彼此组合来制造深槽球轴承1(见图1)，通过将外环21、内环22和滚针23彼此组合来制造圆锥形滚针轴承2(见图2)。
下面，参照图6～9对上述淬硬步骤(S20)进行详细描述。图6是详细说明上述淬硬步骤(S20)的图。图7是说明图6中气氛控制步骤中所含的未分解氨(NH3)分压控制步骤的图。图8是说明图6中气氛控制步骤中所含的氢气(H2)分压控制步骤的图。图9是显示图6中碳氮共渗步骤中所含的加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式(温度历程)的图。在图9中，横向表示时间，向右的方向表示时间的推移。
参照图6，在上述淬硬步骤(S20)中，首先，实施对上述步骤(S10)中准备的钢产品进行碳氮共渗的碳氮共渗步骤。然后，实施用于扩散氮的氮扩散步骤，上述氮在碳氮共渗步骤中渗透至钢中。然后，在上述氮扩散步骤完成后，实施将钢产品冷却至Ms点以下的温度的冷却步骤。在上述碳氮共渗步骤中，在包含氨、一氧化碳、二氧化碳和氢气的气氛中加热上述钢产品。
碳氮共渗步骤包括控制热处理炉内的气氛的气氛控制步骤30和控制热处理炉内赋予钢产品温度历程的加热模式控制步骤40，所述钢产品是待加工的工件。可单独也可同时进行气氛控制步骤30和加热模式控制步骤40。气氛控制步骤30包括控制热处理炉中的未分解的氨气的分压的未分解NH3分压控制步骤31，控制热处理炉中的氢气的分压的H2分压控制步骤32，和控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳中至少一种气体的分压的CO/CO2分压控制步骤33。
在CO/CO2分压控制步骤33中，参照下式(1)，通过控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳中至少一种气体的分压，从而控制碳活度(ac *)。
a c * = ( P c o ) 2 K × Pco 2 ... ( 1 )
Pco:一氧化碳的分压(atm)，
Pco2:二氧化碳的分压(atm)，
K:中的平衡常数。
而且，在气氛控制步骤30中，以满足下述条件的方式实施未分解NH3分压控制步骤31、H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33，即式(1)中定义的ac *为0.88以上且1.27以下(优选0.9以上且1.1以下)，以及下式(2)表示的α的值为0.012以上且0.020以下(优选0.013以上且0.018以下)。在式(2)中，PN(atm)表示未分解氨气的分压，PH(atm)表示氢气的分压。
α = P N 0.006 × ( P H ) 3 2 × ( 1.877 - 1.055 × a c * ) 100 ... ( 2 )
详细而言，参照图7，在未分解NH3分压控制步骤31中，首先，实施测定热处理炉中未分解氨气的分压的未分解NH3分压测定步骤(S11)。可以使用例如气相色谱或红外分析仪来测定未分解氨气的分压。然后，基于步骤(S11)中测定的未分解氨气的分压，实施未分解NH3分压判断步骤(S12)，该未分解NH3分压判断步骤(S12)中，判断是否实施增加或减少进入热处理炉中的氨气的供给量的NH3供给量调节步骤(S13)。通过以下方法进行判断：对于使α的值在0.012以上且0.020以下的范围内的预先确定的未分解氨气的目标分压和测定的未分解氨气的分压进行相互比较，判断测定的未分解氨气的分压是否达到未分解氨气的目标分压。
如果未分解氨气的分压没有达到未分解氨气的目标分压，则实施增加或减少热处理炉中的未分解氨气的分压的步骤(S13)，然后再次实施步骤(S11)。上述步骤(S13)可以如下实施，例如，使用流量控制装置调节单位时间内从通过管与热处理炉连接的氨气罐流入热处理炉的氨气的量(氨气的流速)，上述流量控制装置包括连接在上述管上的质量流量控制器。即，上述步骤(S13)可如下实施：在测定的未分解氨气的分压高于未分解氨气的目标分压时降低流速，在测定的未分解氨气的分压低于未分解氨气的目标分压时提高流速。在该步骤(S13)中，当测定的未分解氨气的分压和未分解氨气的目标分压存在规定的差时，增加或减少多大程度的流速可基于预先实验性地确定的未分解氨气的分压的增加和减少与氨气的流速的增加和减少之间的关系来确定。
当未分解氨气的分压达到未分解氨气的目标分压时，再次实施步骤(S11)，但无需实施步骤(S13)。
H2分压控制步骤32可与上述的未分解NH3分压控制步骤31同样地实施。即，参照图8，在H2分压控制步骤32中，首先，实施测定热处理炉中氢气分压的H2分压测定步骤(S21)。氢气分压可用例如热导式气体分析仪测量。然后，基于步骤(S21)中测定的氢气分压，实施氢气分压判断步骤(S22)，该氢气分压判断步骤(S22)中，判断是否实施增加或减少进入热处理炉中的氢气的供给量的H2供给量调节步骤(S23)。通过以下方法进行判断：对于使α的值在0.012以上且0.020以下的范围内的预先确定的氢气的目标分压和测定的氢气分压进行相互比较，判断测定的氢气分压是否达到氢气的目标分压。
若氢气分压没有达到氢气的目标分压，则执行步骤(S23)来升高或降低热处理炉中氢气的分压，然后再次执行步骤(S21)。上述步骤(S23)可以如下实施，例如，使用流量控制装置调节单位时间内从通过管与热处理炉连接的氢气罐流入热处理炉的氢气的量(氢气的流速)，上述流量控制装置包括连接在上述管上的质量流量控制器。即，上述步骤(S23)可如下实施：在测定的氢气分压高于氢气的目标分压时降低流速，在测定的氢气分压低于氢气的目标分压时提高流速。与氨气的情况一样，在上述步骤(S23)中，当测定的氢气分压和氢气的目标分压存在规定的差时，增加或减少多大程度的流速可基于预先实验性地确定的氢气分压的增加和减少与氢气的流速的增加和减少之间的关系来确定。
当氢气分压达到氢气的目标分压时，再次实施步骤(S21)，但无需实施步骤(S23)。
参照图6，在CO/CO2分压控制步骤33中，通过调节作为浓缩气体的丙烷(C3H8)气或丁烷(C4H10)气的供给量，调节CO和CO2中至少一种气体的分压，并调整ac *。具体而言，例如，使用红外气体浓度测量装置测量气氛中一氧化碳的分压PCO和二氧化碳的分压PCO2。然后，基于上述测量值调节作为浓缩气体的丙烷气(C3H8)或丁烷气(C4H10)的供给量，使得上述式(1)中定义的ac *达到0.88以上且1.27以下的范围内的目标值。
这里，参考式(2)，可通过在未分解NH3分压控制步骤31、H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33改变未分解氨气的分压、氢气分压和ac *中的至少任何一种，由此控制α值。即，例如，α值可通过以下方法进行控制：通过H2分压控制步骤32改变氢气分压，同时通过未分解NH3分压控制步骤31和CO/CO2分压控制步骤33将未分解氨气的分压和ac *保持为常数；或者通过未分解NH3分压控制步骤31改变未分解氨气的分压，同时通过H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33将氢气分压和ac *的值保持为常数。
参照图6，在加热模式控制步骤40中，控制赋予钢产品的加热历程。具体来讲，如图9所示，在由上述的气氛控制步骤30控制的气氛中，将上述钢产品加热至不低于A1转变点的850℃以上且900℃以下(例如880℃)的温度，并在180分钟以上且600分钟以下(优选240分钟以上且480分钟以下)的时间内进行保持。接着，随着保持时间的流逝，加热模式控制步骤40结束，并且气氛控制步骤30也同时结束。在由上述的气氛控制步骤30控制的气氛中，可以将上述钢产品加热至不低于A1转变点的820℃以上且880℃以下(优选830℃以上且870℃以下)的温度，并在180分钟以上且600分钟以下(优选240分钟以上且480分钟以下)的时间内进行保持。
参照附图6，在上述碳氮共渗步骤结束后，实施上述氮扩散步骤。在该步骤中，在上述碳氮共渗步骤的处理温度以下的温度下加热钢产品，并将该钢产品在30分钟以上且120分钟以下(优选45分钟以上且90分钟以下)的时间内进行保持。由此，使渗透至钢中的氮扩散。在该步骤中，以使ac *为0.88以上且1.27以下(优选0.9以上且1.1以下)以及α值为0.003以上且0.012以下(优选0.003以上且0.008以下)的条件来控制热处理炉中的气氛。ac *值和α值可以与碳氮共渗步骤中同样地进行控制。
参照附图6，在上述氮扩散步骤结束后，实施冷却步骤。在该步骤中，通过将钢产品浸没在油中(油冷却)，将钢产品冷却至Ms点以下的温度。通过依次实施上述的步骤(碳氮共渗步骤、氮扩散步骤和冷却步骤)，使钢产品的表面部分发生碳氮共渗和淬硬。
实施例
(实施例1)
首先，对于由表面部分的氮的平均浓度和氮浓度的变动对轴承部件的耐久性造成的影响进行了考察。具体而言，在滚动轴承环(内环)的滚道面上形成压痕，进行刮擦接触疲劳寿命试验，评价了内环的刮擦接触寿命。实验程序如下。
使用JIS中规定的6206型号的深槽球轴承(具有30mm的内径、62mm的外径和16mm的宽度，且具有9个滚动元件)进行上述试验。首先，通过与上述本实施方式同样的步骤来制造内环(碳氮共渗温度：850℃，回火温度：180℃)。在碳氮共渗步骤中，通过调节未分解氨气的分压、氢气分压、碳活度、热处理时间和淬火温度，控制渗入内环表面附近的氮浓度分布。为了进行比较，还制造了在碳氮共渗步骤后没有实施上述氮扩散步骤的内环。
以196N的荷重将用于测量洛氏(Rockwell)硬度的钻石圆锥压头按压在所制造的内环的滚道面的槽底部中央，形成压痕。在每个内环上沿圆周方向以相等的间隔(即、每12°中心角)形成30个压痕。
然后，通过将制得的内环、外环、滚动元件和保持架组合来制造轴承。然后，对于制得的轴承实施寿命试验。作为试验机，使用具有对两个轴承施加相等的径向荷载的结构的试验机。试验通过以下方式进行：对一个轴承施加约3.04GPa的荷重，并且使该轴承以3000rpm的转速旋转。通过向配置有受测轴承的外壳中持续供应恒定量的油来实现润滑。
在上述试验中，考察了上述内环的表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命之间的关系。在将表面部分中的氮浓度设定为常数(0.4质量％)的情况下，还考察了表面部分中的氮浓度的变动和刮擦接触疲劳寿命之间的关系。“表面部分中的氮浓度的变动”通过与上述实施方式(见图3和4)中相同的方法来确定。
图10和11显示上述试验的结果。图10显示内环的表面部分中的氮浓度(横轴，质量％)和刮擦接触疲劳寿命中的L10寿命(纵轴，小时)之间的关系。图11显示内环的表面部分中的氮浓度的变动(横轴，质量％)和刮擦接触疲劳寿命的L10寿命(纵轴，小时)之间的关系。
如图10中所示，当表面部分中的氮浓度低于0.2质量％时(图10中以虚线表示)，L10寿命减少。另一方面，如后述的考察结果中所描述，当表面部分中的氮浓度超过0.7质量％时，残留奥氏体的量过多，接触面的硬度降低至700HV以下(见图19和20)。
如图11所示，当氮浓度的变动为0.1质量％以下(图11中以虚线表示)时，可确保一定水平以上的L10寿命，然而在变动超过0.1质量％时，L10寿命显著变短。根据这些结果可知，为了抑制刮擦接触寿命的减少和接触面的硬度的降低，并且将接触表面的硬度保持在700HV以上，将表面部分中的氮浓度设定为0.2质量％以上且0.7质量％以下是有效的，也就是将表面部分中的氮的平均浓度设定为0.3质量％以上且0.6质量％以下，将表面部分中的氮浓度的变动设定为0.1质量％以下。
(实施例2)
接着，考察了表面部分中的氮浓度的变动和氮浓度的倾度之间的关系。首先，通过与本实施方式(实施例)相同的步骤实施上述步骤(S10)～(S30)制造了内环。将上述碳氮共渗步骤的时间设定为4小时，且将上述氮扩散步骤的时间设定为1小时。为了进行比较，还制造了在碳氮共渗步骤后没有实施上述氮扩散步骤的内环(比较例)。然后，对于在实施精整加工步骤(S40)前制造的内环表面层附近的氮浓度分布进行了考察。
图12显示制得的内环在深度方向上的氮浓度分布。图12中，横轴表示内环中的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。图12中，(A)表示实施例中的测量结果，(A')表示实施例中的测量结果的近似曲线，(B)表示比较例中的测量结果，(B')表示比较例中的测量结果的近似曲线。例如，计算氮浓度为0.3质量％和0.1质量％的两个深度处之间的氮浓度的倾度，基于关系表达式(0.3-0.1)/距离(m)得到氮浓度的倾度，结果是与比较例相比，实施例中的氮浓度的倾度较大(-15(1/m)以上)。在以热处理中内环的变形量为0.2mm、表面部分中的氮的平均浓度为0.4质量％的条件来实施精整加工步骤(S40)时，比较例中的表面部分中的氮浓度的变动为0.25质量％，而实施例中的变动为0.08质量％(0.1质量％以下)。根据该结果可知，在碳氮共渗步骤后实施氮扩散步骤对减少精整加工后的表面部分中的氮浓度的变动是有效的。
(实施例3)
接着，进行实验以考察表面层附近的残留奥氏体的平均量和残留奥氏体的量的变动对轴承部件的耐久性的影响。首先，通过与上述实施方式中相同的步骤制造了内环。以表面部分中的氮的平均浓度为0.4质量％的条件来实施碳氮共渗步骤。在回火步骤中，通过调节处理温度来控制内环的滚道面附近的残留奥氏体的量。然后，通过将制得的内环和其他轴承部件(外环、滚动元件和保持架)组合来制造轴承。然后，与实施例1同样地进行寿命试验。
图13显示在自内环的滚道面起深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的量(横轴，体积％)与刮擦接触疲劳寿命中的L10寿命(纵轴，小时)之间的关系。如图13所示，随着残留奥氏体的量的增加，L10寿命变长(在残留奥氏体的量超过22体积％时，L10寿命为100小时以上)。在残留奥氏体的量超过38体积％时，接触面的硬度降为700HV以下。根据该结果可知，为了抑制刮擦接触寿命的减少和接触面的硬度的降低，将自滚道面起深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的量设定为22体积％以上且38体积％以下是有效的，也就是将在上述深度位置处的残留奥氏体的平均量设定为25体积％以上且35体积％以下，并将在上述深度位置处的残留奥氏体的变动设定为3体积％以下。
(实施例4)
接着，考察了上述轴承部件的整体的残留奥氏体的平均量对轴承部件的尺寸精度的影响。首先，在改变碳氮共渗温度、回火温度和表面部分中的氮浓度的条件下，制造了外径(φ)为60mm、内径(φ)为54mm和宽度(t)为15mm的环形试样。然后，对于该试样，在120℃保持2500小时进行热处理，通过将热处理前后的外径的尺寸差除以热处理前的外径，算出长期的尺寸变动。
图14显示自试样的表面起的深度(横轴，mm)和残留奥氏体的量(纵轴，体积％)之间的关系。在图14的各文字说明中，以标记“碳氮共渗温度－回火温度－表面部分中的氮浓度”表示热处理的条件。例如，标记“850℃-180℃-0.1质量％”表示碳氮共渗温度设定为850℃，回火温度设定为180℃，表面部分中的氮浓度设定为0.1质量％。根据图14中残留奥氏体的量的分布，算出试样中的残留奥氏体的平均量，并且考察了其与预先算出的相应的试样的长期尺寸变动之间的关系。图15显示试样的整体的残留奥氏体的平均量(横轴，体积％)和长期的尺寸变动(纵轴)之间的关系。
如图15中所示，残留奥氏体的平均量和长期的尺寸变动彼此成比例关系。通过将残留奥氏体的平均量设定为18体积％以下，能够将长期的尺寸变动降低为60×10-5以下。
(实施例5)
然后，考察了在表面部分中存在的碳氮化物对轴承部件的静荷载能力的影响。在含铬(Cr)的钢中，当氮通过碳氮共渗处理等渗入钢中时，基材中的铬浓度减少且单相奥氏体的区域扩大，由此碳的端际固溶度(terminalsolidsolubility)增加。其结果是，如果不采取特别的措施而在高浓度下实施碳氮共渗处理，尽管没有脱碳，碳氮化物也会减少或消失。这里，从轴承部件的更高强度的观点来看，优选使碳氮化物残留，由此利用碳氮化物的析出强化功能。
在本实施方式中，通过将碳氮共渗步骤中的碳活度ac *的值设定为0.88以上且1.27以下，并且在富氮层中碳的端际固溶度增加前进行渗碳，可抑制碳氮化物的消失。为了确认该残留碳氮化物的效果而进行了实验。
图16显示利用传统方法进行碳氮共渗的试样的截面扫描电镜(SEM)图像(放大倍率为5000倍)，图17显示通过与本实施方式相同的步骤进行碳氮共渗(ac *＝1)的情况下的试样的截面SEM图像(放大倍率为5000倍)。图16中的图像中，碳氮化物几乎消失，与此相对，图17中的图像中，在每100μm2中存在至少5个直径为0.5μm以下的碳氮化物。
接着，为了确认碳氮化物的效果，进行在不同条件下对试样实施碳氮共渗处理的实验，使碳化物的存在量(数密度)变化，制造硬度为750HV的样品，通过将直径(φ)为9.525mm的氮化硅制成的球按压在样品的表面来测量形成的压痕的深度。图18显示实验的结果。在图18中，横轴表示按压氮化硅制的球的压力(GPa)，纵轴表示通过用球按压而形成的压痕的深度(μm)。图18中，正方形标记表示碳氮化物消失的样品(比较例)的测量结果，菱形标记表示在每100μm2内存在5个以上的直径为0.5μm以下的碳氮化物的样品(实施例)的测量结果。
如图18所示，确认到在每100μm2内存在5个以上的直径为0.5μm以下的碳氮化物的样品中的压痕深度比碳氮化物消失了的样品中的压痕深度小。由该结果可知，为了提高轴承部件的静荷载能力，使表面部分在每100μm2内存在5个以上的直径为0.5μm以下的碳氮化物是有效的。
(实施例6)
接着，考察了非研磨部分中氮浓度和残留奥氏体的量对非研磨表面的硬度的影响。首先，通过与本发明实施方式中相同的步骤制造了轴承部件。这里，改变角落部或凹陷部等非研磨部分中的氮浓度及残留奥氏体的量。接着，考察了非研磨部分中的氮浓度和残留奥氏体的量与非研磨表面的硬度的关系。
图19和20显示实验的结果。在图19中，横轴表示非研磨部分中的氮浓度(质量％)，纵轴表示非研磨部分中的残留奥氏体的量(体积％)。在图20中，横轴表示非研磨部分中残留奥氏体的量(体积％)，纵轴表示自非研磨表面起在深0.1mm的位置处的硬度(HV)。如图19中所示，当非研磨部分中的氮浓度为0.7质量％以上时，残留奥氏体的量为35体积％以上。如图20中所示，当非研磨部分中的残留奥氏体的量为35体积％以上时，上述深度位置处的截面硬度降低至700HV以下。根据该结果可知，为了确保非研磨部分的足够的硬度，将非研磨部分中的氮浓度设定为低于0.7质量％是有效的。
通常，80％至90％的机械故障事故由疲劳引起。成为这些故障起源的部分是孔、凹口、阶梯部、裂纹、缺损或压痕等形状发生了变化的部分。即，在这些形状发生了变化的部分中，由于应力集中而疲劳强度降低，从而部件发生毁坏。在非研磨表面的硬度低时，如图21中的图像所示，在组装或运输时产生压痕A，应力在压痕A处集中，该压痕A成为故障的起源的可能性很大。因此，为了确保产品的足够的耐久性，需要确保非研磨表面的硬度为700HV以上。
(实施例7)
下面，对于为确保轴承部件的接触面中的氮浓度为0.4质量％以上而确定截面硬度的测量位置和截面硬度的差的参考值的方法进行说明。
(1)关于试样和实验方法
(1-1)介绍
首先，确定高温回火中与氮浓度高度相关的加热温度和保持时间。这里，由于经由高温回火的转变是热活化过程，所以提高加热温度和延长保持时间具有同样的意义，由此看来，将这两者同时定义为变量是没有意义的。于是，在本实施例中，将保持时间固定为常数(1小时)，同时将加热温度在300℃、400℃、500℃、600℃和700℃之间改变，寻找硬度差最明显之处的加热温度，由此确定最佳的加热温度。
由各材料的化学成分的差异引起的淬透性的差异，或者淬火中冷却速率的差异，有可能会影响淬火后的硬度和高温回火后的硬度。因此，在本实施例中，没有采用截面硬度的绝对值其本身，而是采用了自未氮化的表面层起的深位置(核心部分)处的硬度(这里，例如热处理后自最外的表面起深1mm处的硬度)和氮化区域中的任何深度位置处的硬度之间的差(硬度差)作为指标。即，在多个材料批次之间，材料的化学成分可能不同，硬度差用于抵消该差别。
(1-2)感兴趣的试样
表1中显示将要进行考察的试样的化学成分。材料全部都在上述成分的范围内，对于这些材料在各种热处理炉和热处理气氛内进行碳氮共渗处理。碳氮共渗处理的温度包括840℃以上且860℃以下的范围。
表1
具体而言，试样1在下述条件下进行碳氮共渗处理，即，处理温度设定为850℃，处理时间设定为120分钟(min.)(以下记作例如“850℃×120min.”)，未分解氨分率设定为0.2体积％，及碳活度设定为0.9。在840℃×70min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.85的条件下对试样2进行碳氮共渗处理。在850℃×120min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样3进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样4进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样5进行碳氮共渗处理。
在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.13体积％和碳活度为0.9的条件下对试样6进行碳氮共渗处理。在850℃×150min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.85的条件下对试样7进行碳氮共渗处理。在850℃×150min.、未分解氨气分率为0.25体积％和碳活度为0.9的条件下对试样8进行碳氮共渗处理。在850℃×180min.、未分解氨气分率为0.3体积％和碳活度为0.95的条件下对试样9进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.2体积％和碳活度为0.9的条件下对试样10进行碳氮共渗处理。
(1-3)测量氮浓度的方法
为了考察高温回火后的样品的截面硬度和氮浓度之间的关系，需要测量样品(钢)中的氮浓度的分布。采用EPMA线性分析，用于测量碳氮共渗处理后的钢中的氮浓度。通过分析已知氮浓度的校准试样和使用其校准曲线来进行定量。图22中显示电子探针微分析(EPMA)中使用的样品和测量方法的示意图。
例如，如图22所示，对于采用内环12作为样品的情况进行说明。测量碳氮共渗处理后的样品的氮浓度。具体而言，如图22所示，从样品中切割出试样12A，沿着自试样的外圆周表面12B朝着内圆周表面12C的方向，在试样12A的高度方向上的中央部分(半高度的部分)，对切割端面进行EPMA线性分析。
(1-4)测量截面硬度的方法
在(1-3)中描述的试样12A中，对进行了EPMA分析的切割端面测量硬度。作为测量，使用微型维氏硬度测试仪测量维氏硬度。
(2)寻找高温回火中的保持温度
(2-1)实验内容
为了寻找与氮浓度高度相关的回火温度(加热温度)，在碳氮共渗处理后，对试样12A在加热温度180℃下、以保持时间2小时进行回火，对回火后的试样12A进行五种高温回火，其中加热温度分别设定为300℃、400℃、500℃、600℃和700℃，保持时间1小时。采用大气气氛作为高温回火中的气氛。然后，测量各高温回火条件下处理的试样的截面硬度。这里，对于氮的渗入量看上去多的碳氮共渗处理条件下的试样编号为8、9的试样进行测量。
(2-2)实验结果
图23显示将实验结果汇总的图。图23中显示的曲线图以横轴表示回火温度(℃)、以纵轴表示截面硬度的差(即，(截面硬度的最大值)-(热处理后自最外的表面起在深1mm的位置处的截面硬度)：也标记为ΔHV)，汇总了实验结果。如图23所示，在加热温度设定为500℃和保持时间设定为1小时的高温回火后，截面硬度的差ΔHV最大。将加热温度设定为500℃时的截面硬度的差ΔHV所显示的值为将加热温度设定为300℃或700℃的高温回火后的截面硬度的差ΔHV的约2倍。因此，与氮浓度的相关性相对较高的回火后的硬度可认为是将加热温度设定为500℃左右的回火后的硬度。因此，在下面的实验中，对于加热温度设定为500℃、保持时间设定为1小时的高温回火后的试样测量截面硬度。
(3)氮浓度和截面硬度的差(ΔHV)之间的关系的考察
这里，对于具有表1中示出的组成的各试样，实施碳氮共渗处理，作为高温回火处理，进行加热温度设定为500℃、保持时间设定为1小时的热处理，然后通过参照图22说明的EPMA分析来测量试样12A的氮浓度。在加热温度设定为850℃且碳活度/未分解氨气分率(γ)的值为4.75的条件下进行碳氮共渗处理。对于试样12A，测量图22中示出的切割端面的深度方向上的截面硬度。然后，考察在深度方向上的某位置处的截面硬度和热处理后从最外的表面起在深1(mm)的位置处的截面硬度之间的差的关系(截面硬度的差(ΔHV))。图24和25显示结果。
在图24和25中，横轴表示氮浓度(质量％)，纵轴表示截面硬度的差(ΔHV)(单位是维氏硬度)。图25显示从图24中提取的氮浓度为0～0.1质量％的范围内的氮浓度和截面硬度的差之间的关系。根据图24可知，在氮浓度超过0且在0.1质量％以下的范围内，氮浓度和截面硬度的差之间的相关性强，而在氮浓度超过0.1质量％的范围内，氮浓度和截面硬度的差之间的相关性较弱。其原因可能是在氮浓度高的区域可能会发生不完全淬火，以及试样中固溶状态的氮不一定对马氏体的分解速率的降低有贡献。在图25中，在氮浓度超过0且在0.1质量％以下的范围内计算出氮浓度和截面硬度的差之间的相关系数时，它们之间的相关系数高达0.8348。因此，如果氮浓度在0～0.1质量％的范围内，可根据截面硬度的差预测出氮浓度。因此，在下面的实验中，采用氮浓度和截面硬度的差具有正相关的区域(0～0.1质量％)中的大致中间位置处的、氮浓度为0.06质量％和截面硬度的差为80ΔHV之间的关系。
(4)碳氮共渗处理的时间和氮浓度分布之间的关系
对于滚动轴承的构成元件，在淬火和回火后进行研磨，以对其进行整形。因此，当在恒定处理条件下实施碳氮共渗处理时，产品的最外的表面(滚道面或滚动接触面)中的氮浓度将会随磨削余量而变化。因此，为了将产品的最外表面中的氮浓度保持在0.4质量％以上，碳氮共渗处理的条件需要根据一侧的磨削余量而变化。
图26显示对于上述成分范围内的钢在加热温度设定为850℃、碳活度/未分解氨气分率(γ)的值设为4.75，且处理时间设为4小时(图中(A))、6小时(图中(B))、8小时(图中(C))和10小时(图中(D))进行碳氮共渗处理时的氮浓度分布(进行高温回火前)。图26中，横轴表示自表面起的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。这里，如果在γ值大于5的条件下实施碳氮共渗处理，那么氮的渗透量将会降低，氮浓度高的区域将更接近表面。其结果是，通过将处理时间设定为非常长的方法以外的方法，事实上难以将产品表面中的氮浓度设定为0.4质量％以上。当碳氮共渗处理的温度在860℃以上时，难以将γ值保持在5以下，而且当碳氮共渗处理的温度在840℃以下时，氮在钢中的扩散速率低，结果是处理的时间变长。因此，850℃左右的温度对于钢的碳氮共渗处理而言是合适的。碳氮共渗处理中的加热温度可根据淬火后的原奥氏体的晶粒大小来确定，如图29所示，当加热温度设定为850℃时，钢中的原奥氏体的晶粒大小在JIS中定义的9号～11号的范围内。
根据图26可知，在产品的最外表面的一侧的磨削余量为0.125(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为4小时，在磨削余量为0.15(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为6小时，在磨削余量为0.175(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为8小时，在磨削余量为0.2(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为10小时，由此能够使产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。
(5)氮扩散处理和氮浓度分布之间的关系
为了防止未完全淬火的组织的生成或由过量的残留奥氏体引起的硬度的降低，在碳氮共渗处理后进行氮扩散处理是有效的。图27显示氮扩散处理后的钢中的氮浓度分布(测量值和计算值)。图27中，横轴表示自表面起的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。图27中，(A)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.1体积％)时的计算值；(B)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为1小时(未分解NH3的浓度为0.05体积％)时的计算值；(C)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.05体积％)时的计算值；及(D)表示碳氮共渗处理的时间设定为4小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.1体积％)时的计算值。这些计算值可通过将氮的扩散系数设定为1.2×10-6(m2/s)来获得。(A)～(D)中示出的计算值与实际测量值大致一致。
然后，改变碳氮共渗处理的时间和氮扩散处理的时间(碳氮共渗处理的时间:4、5、6、7、8、9和10小时，氮扩散处理的时间:1小时和2小时)进行FEM分析，并计算各处理条件下的氮浓度的分布。然后，算出以计算结果作为目标变量的回归式。另外，考虑到通过高温回火(加热温度:500℃，保持时间:1小时)使氮扩散至内部0.03mm，以及热处理后的精整加工中的磨削余量(0.1～0.2mm)，构造了确定高温回火后的截面硬度的差的测量位置的下述式(3)和(4)。下述式(3)表示确保产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上的截面硬度的测量位置(x1)，下述式(4)表示确保产品的最外表面中的氮浓度为0.3质量％以上的截面硬度的测量位置(x2)。该情况下，在进行计算时，氮扩散处理中的加热温度设定为850℃，未分解NH3的浓度设定为0.06体积％，碳活度设定为0.9。
x＝0.17935+0.01895×T1+0.06125×T2-1.45×10- 17×T1 2+0.012×T2 2-0.00625×T1×T2...(3)
x:截面硬度的测量位置(mm)，
T1:碳氮共渗处理的时间(h)，
T2:氮扩散处理的时间(h)。
x＝0.158233+0.014567×T1+0.0284×T2-4.2×10-18×T1 2+0.0036×T2 2-0.0021×T1×T2...(4)
x:截面硬度的测量位置(mm)，
T1:碳氮共渗处理的时间(h)，
T2:氮扩散处理的时间(h)。
(6)质量保证的步骤
根据(1)～(5)中讨论的结果，确保热处理后的产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上的步骤如下所述。首先，将碳氮共渗处理的时间T1(h)和氮扩散处理的时间T2(h)代入式(3)中，由此计算高温回火后的截面硬度的测量位置x1(mm)。接着，将加热温度设定为500℃、将保持时间设定为1小时来实施高温回火。接着，从高温回火后的产品中切割出试样，测定计算出的测量位置x1(mm)和未氮化的内部的截面硬度，根据测量值的差计算出截面硬度的差。接着，判断截面硬度的差是否为80ΔHV以上。由此，如果截面硬度的差为80ΔHV以上，则能够确保研磨后的产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。
在碳氮共渗处理的时间T1设定为6小时、氮扩散处理的时间T2设定为2小时时，根据式(3)可以确保在0.4mm深度的位置处的截面硬度的差为80ΔHV以上时，产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。在碳氮共渗处理的时间T1少于6小时，且氮扩散处理的时间T2少于2小时时，同样地可根据0.4mm深度的位置处的截面硬度的差进行评价。
(实施例8)
考察了内部的碳化物的面积比和刮擦接触寿命之间的关系。通过在钢中熔入碳化物，能够将钢固溶增强。因为淬火前的钢中的碳化物的面积比为常数，所以根据碳氮共渗处理后的内部的碳化物的面积比可以推测出碳化物的固溶量。这里，尽管影响轴承的寿命的因素是研磨表面的质量，仍然根据内部的碳化物的面积比来推测碳在基材中的固溶量的理由在于：表面通过碳氮共渗处理而被氮化，碳的端际固溶度增加，从而难以推测碳化物在基材中的固溶量。表2显示了热处理条件与内部析出物(碳化物)的面积比(％)之间的关系。
表2
热处理条件 内部的析出物的面积比(％)
800℃-180℃-0.1质量％N 12.0
850℃-180℃-0.4质量％N 8.3
880℃-210℃-0.4质量％N 5.0
表2中的热处理条件标记为“淬火温度-回火温度-磨削后最外表面的氮浓度”。例如，标记“800℃-180℃-0.1质量％”表示淬火温度设定为800℃，回火温度设定为180℃，表面部分中的氮浓度为0.1质量％。根据表2，确认到内部析出物的面积比随着加热温度的升高而减小。即，通过升高碳氮共渗处理时的温度，基材中的碳的固溶度增加，碳的固溶量增加，因此析出物的量减少。在碳的端际固溶度增加的状态下存在析出物时，基材中的碳浓度达到端际固溶度，因此，表面的基材的碳浓度也升高。
图28显示刮擦接触寿命试验的结果。在图28中，横轴表示寿命(从开始试验到发生剥落为止的时间)(h)，纵轴表示累积破损概率(％)。图28的文字说明与表2一样，表示“淬火温度-回火温度-研磨后最外表面的氮浓度”。如图28所示，与脱碳的情况(880℃-210℃-0.4质量％DC)、回火温度高的情况(850℃-240℃-0.4质量％)和普通的淬火产品的情况(850℃-180℃-0质量％)相比，内部析出物的面积比低的情况下(880℃-210℃-0.4质量％)，寿命更长。在高温回火的情况下，因为基材中的碳浓度的减少和残留奥氏体的减少，寿命变短，在脱碳的情况下，因为基材中的碳浓度的减少而寿命变短。
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范围和含义的任意修饰。
工业实用性
本发明的轴承部件和滚动轴承可特别有利地应用于要求具有提高的耐久性的轴承部件和滚动轴承。
附图标记清单
1深槽球轴承；2圆锥形滚针轴承；11、21外环；11A、21A外环滚道面；11B、12B、22B非研磨表面；12、22内环；12A、22A内环滚道面；13滚珠；13A、23A滚动接触面；14、24保持架；23滚针；30气氛控制步骤；31未分解NH3分压控制步骤；32H2分压控制步骤；33CO/CO2分压控制步骤；40加热模式控制步骤。

Claims (11)

1.一种轴承部件，所述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面是与其他部件接触的表面，
所述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下，以及
在未形成所述碳氮共渗层的区域内的析出物的面积比为7％以下。
2.如权利要求1所述的轴承部件，其特征在于，所述接触面的硬度为700HV以上。
3.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，原奥氏体的晶粒的粒度大小为JIS中定义的9号以上且11号以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的轴承部件，其特征在于，所述轴承部件在厚度方向上的氮浓度的倾度为-15(1/m)以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的轴承部件，其特征在于，自所述接触面起在深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的平均量为25体积％以上且35体积％以下，并且自所述接触面起在深度为0.05mm的位置处的残留奥氏体的量的变动为3体积％以下。
6.如权利要求1～5中任一项所述的轴承部件，其特征在于，整体的残留奥氏体的平均量为18体积％以下。
7.如权利要求1～6中任一项所述的轴承部件，其特征在于，所述表面部分在每100μm2中包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.5μm以下。
8.如权利要求1～7中任一项所述的轴承部件，其特征在于，包含非研磨表面的非研磨部分中的氮浓度低于0.7质量％，所述非研磨表面是所述接触面以外的表面。
9.如权利要求8所述的轴承部件，其特征在于，自所述非研磨表面起在深度为0.1mm的位置处的硬度为700HV以上。
10.如权利要求1～9中任一项所述的轴承部件，其特征在于，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，自所述接触面起在深度为0.4(mm)的位置处的维氏硬度比所述轴承部件的厚度方向上未形成所述碳氮共渗层的所述区域中的维氏硬度高至少80HV。
11.一种滚动轴承，其特征在于，包含权利要求1～10中任一项所述的轴承部件。
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