CN1605636A - 轴承部件、其热处理方法、热处理设备和滚动轴承 - Google Patents

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Abstract

得到了一种轴承部件及其热处理方法，以及具有滚动接触疲劳寿命长、抗裂强度高和长期尺寸变化得到抑制的滚动轴承。该轴承部件在比钢的A1转变点高的一个温度(T1)进行碳氮化，然后冷却到低于A1转变点的一个温度，随后用热处理设备依次移动各轴承部件，并加热到不低于A1转变点但低于碳氮化温度的一个温度(T2)温度，对其进行淬火。

Description

轴承部件、其热处理方法、热处理设备和滚动轴承
发明领域
本发明涉及轴承部件、其热处理方法、热处理设备，和用作需要滚动接触疲劳寿命长、抗裂强度高和长期尺寸变化小的部分的滚动轴承；特别涉及轴承部件、其热处理方法、热处理设备，和用于减速器、传动小齿轮的滚动轴承，用于传动等的轴承。
发明背景
为提高轴承部件的寿命，可以进行热处理。具体举例来说，在淬火部件的过程中，要在室温RX气氛中对它们加热，还要加入氨气，以便碳氮化其表面层部分(参见日本公开专利8-4774和11-101247)。此碳氮化过程能产生残余奥氏体显微结构，提高滚动接触疲劳寿命。
由于上述碳氮化过程是个扩散过程，它需要将高温维持相当长的时间，这样就很难获得高的抗裂强度。不仅如此，由于保留了更多的奥氏体，长期尺寸变化率增加，这也是碳氮化过程中的一个问题。
在滚动接触疲劳条件下，可通过设计一种钢合金来增加寿命，提高抗裂强度，避免长期尺寸变化率的增加。但不利的是，设计该种合金会增加原料成本。
轴承部件将来要用于在高温下承载大负荷的环境中，因此要求它们能比常规轴承在更高的温度和更大的负载下加工。这就需要一种轴承部件，它在滚动接触疲劳条件下具有更长的寿命、更高的强度和更大的尺寸稳定性。
发明概述
本发明的一个目标是提供一种轴承部件、其热处理方法、热处理设备和滚动轴承，所述滚动轴承在滚动接触疲劳条件下的寿命得到延长、抗裂强度得到增加且长期尺寸变化率减少。
本发明对轴承部件进行热处理的方法是，在比钢的A1转变点高的温度下对轴承部件进行碳氮化，然后冷却到A1低于转变点，随后用热处理设备依次移动各轴承部件，并再次加热到不低于A1转变点但低于碳氮化温度的淬火温度范围内，对其进行淬火。
利用这种方法，当轴承部件受到碳氮化，并在最后淬火以前冷却到低于A1转变点的温度时，形成的是细奥氏体晶粒尺寸。具体说来，当对轴承部件进行加热以进行第二次低温淬火时，可在加热的同时依次移动各轴承部件，然后依次淬火每个充分受热的轴承部件。因此，升温速度和冷却速度均可提高。这样就能得到尺寸均匀的奥氏体细晶粒。此外，还能获得比预定速度高的淬火冷却速度，并保证获得预定机械性能，如耐受性。因此，与批量热处理相比，本发明方法能显著提高性能；批量热处理是对内含大量轴承部件的每桶进行加热和淬火。
这里所述的奥氏体晶粒是指从淬火前奥氏体晶粒边界遗迹中获得的奥氏体晶粒，该边界遗迹在淬火后表现为奥氏体晶粒边界。
一般说来，如果以获得非常细的奥氏体晶粒为目的，则结果往往是得到细晶粒和粗晶粒的混合物。此现象可从热力学角度解释，因为奥氏体晶粒边界的界面能增加了。如果得到混合的粗细奥氏体晶粒，则其机械性质由粗晶粒决定。因此，即便在大多数区域能获得细晶粒，但也不能指望机械性质有多大改善。
如果用上面讨论的方法避免混合晶粒，得到细奥氏体晶粒，则可提高沙尔皮抗冲击值、断裂韧度、抗裂强度、滚动接触疲劳寿命等。这里，由基本上均匀晶粒而不是混合晶粒形成的结构是指均匀晶粒或均匀晶粒结构。均匀晶粒和混合晶粒的区别将随后讨论。
除了获得均匀细晶粒外，通过冷却到奥氏体转变温度，可使碳氮化过程中的奥氏体晶粒边界与最后淬火过程的奥氏体晶粒边界无关。碳氮化过程中的奥氏体晶粒边界包含碳化物和/或氮化物沿晶粒边界沉淀的区域。因此，如果它们在淬火过程中能保留在奥氏体晶粒边界内，碳化物和/或氮化物将沿奥氏体晶粒边界保留在这些区域中。奥氏体晶粒边界上的这种碳化物和/或氮化物会产生刀片状边缘，这将增加应力集中度，并容易在滚动接触疲劳条件下成为破裂起始点。根据本发明的热处理方法，在碳氮化过程中，碳化物和/或氮化物在奥氏体晶粒边界内沉淀。但是，已经转变并再加热后奥氏体化的奥氏体晶粒的边界一般与碳氮化过程中的边界无关。因此，在碳氮化过程中产生的碳化物和/或氮化物所具有的厚度和圆形边缘会减少(碳化物/基体)界面。相应地，这种碳化物和/或氮化物也可能会改善耐磨性、高温抗形变性等，同时它们也不大可能成为破裂起始点。
这里用于轴承部件的钢是指一般用作轴承部件的钢，通常它是经过热处理，如经过淬火的钢。
在本发明对轴承部件进行热处理的方法中，再加热的淬火温度范围可以为790-830℃。
通过这种方法，可将轴承部件再加热到这样的温度，在此温度下奥氏体晶粒几乎不会在淬火前生长，这样就能获得细奥氏体晶粒。
本发明的轴承部件可用上述对轴承部件进行热处理的任何方法进行处理，这样奥氏体晶粒的粒度数可以超过10。
通过形成粒度数超过10(日本工业标准)的均匀细晶粒，不仅可以提高滚动接触疲劳强度，而且可以提高沙尔皮抗冲击值、断裂韧度、抗压强度等。当对轴承部件进行碳氮化并冷却到奥氏体转变的进展或完成温度时，这种效应不仅起因于奥氏体的细粒度，而且起因于碳化物和/或氮化物的边缘形状变成了刀片状以外的形状，这种形状是淬火时在奥氏体晶粒边界留下碳化物和/或氮化物而形成的。
本发明的轴承部件可以是由钢形成的，它可包含一个碳氮化层。在淬火结构或淬火-回火结构的显微结构中，奥氏体晶体晶粒的粒度数可超过10。
利用这种结构不仅可以获得长的滚动接触疲劳寿命，而且能保证提高沙尔皮抗冲击值、断裂韧度、抗压强度等。
用于本发明轴承部件的钢在碳氮化表面层以外的区域可包含0.6-1.2重量％的碳、0.15-1.1重量％的硅和0.3-1.5重量％的锰。
在上述结构中，当碳超过1.2重量％时，由于硬度太高，即使碳化物发生了球化，低温加工性能受到损害，这样，在进行低温加工时，就不能获得充分的低温加工量和准确性。此外，钢在碳氮化时容易形成过度渗碳的结构，这会降低抗裂强度。另一方面，当钢的含碳量低于0.6重量％时，要保证必要的表面硬度和残余奥氏体量，则需要较长的时间，或者在再加热后进行淬火时，很难得到所需的内部硬度。
Si的含量定在0.15-1.1重量％，是因为Si能提高对回火软化的抵抗力，以保证足够的耐热性，同时还能在受污染的润滑环境中提高滚动接触疲劳寿命。当硅含量低于0.15重量％时，在受污染的润滑环境中的滚动接触疲劳寿命得不到提高。另一方面，当硅含量超过1.1重量％时，正火处理后的硬度将过高，从而破坏低温加工性能。
Mn能有效保证碳氮化层和核心部分的淬火可硬化性。当Mn含量低于0.3重量％时，就不能获得足够的淬火可硬化性，核心部分也不能获得充分的强度。另一方面，当Mn含量超过1.5重量％时，可硬化性将太高，正火处理后的硬度将变高，因而损害了低温加工性能。
用于本发明轴承部件的钢还可包含铬，最多2.0重量％。
表面层部分进一步包含如上所述最多2.0重量％铬时，铬的碳化物和/或氮化物可发生沉淀，有利于提高表面层部分的硬度。Cr含量定为不超过2.0重量％，是因为Cr含量超过2.0重量％会显著降低低温加工性能，而又不能使表面层的硬度提高多少。
上述奥氏体晶体晶粒可形成均匀晶粒。
形成了均匀晶粒，可以保证细晶粒的效果。
本发明的轴承部件可以是滚动轴承中滚道和滚件中的至少一个。
通过这种结构，可使滚道和/或滚件获得良好的滚动接触疲劳寿命和更高的抗裂强度。
本发明的滚动轴承可包括上述任何轴承部件。
通过这种结构，制得的滚动轴承获得了良好的抗滚动接触疲劳性性和更高的抗裂强度。
本发明的热处理设备是用于上述热处理方法的设备，包含不停地将轴承部件依次从前面送到后面的载运部分；位于前面和后面之间的主体部分，它包括将载运的轴承部件再次加热到低于碳氮化温度的淬火温度的加热装置；冷却介质容器，内含对从载运部分输出的轴承部件进行淬火的冷却介质。
在上述热处理设备中，由于轴承部件各自位于载运部分上，它可以以较大的表面积与炉气接触，炉气通过辐射管、加热器、喷气灯等加热装置加热。与批量热处理相比，这样可提高加热速度，也不容易产生混合晶粒；而批量热处理是对每个内含大量轴承部件的桶进行加热的。在淬火过程中，轴承部件一个个通过滑道等引导装置浸在位于后面的冷却介质中淬火。因此，与批量热处理相比，淬火又可以更高的冷却速度进行，而在批量热处理时，淬火是对每个内含大量轴承部件的桶进行的。此外，由于淬火过程紧接着加热过程进行且无需人工劳动，这样就可避免诸如从加热到淬火时间间隔长而导致淬火不充分等缺点。
结果是，大量产品的机械性质如硬度等可均匀提高，不会有太大波动，因此可提高耐受性等。这样可提高产品的可靠性。
通过以下附图和对本发明的详细描述，可以更好地理解本发明的前述及其他目标、特点和优点。
附图简述
图1所示为本发明实施方式热处理方法流程图。
图2所示为本发明实施方式另一个热处理方法流程图。
图3所示为本发明实施方式的平均冷却速率。
图4所示为本发明实施方式中一个热处理方法所用热处理设备实例。
图5A和5B所示均为轴承部件的显微结构，更具体地说是奥氏体晶粒，其中图5A是本发明实施例的一个轴承部件，图5B是传统轴承部件。
图6A是图5A所示奥氏体晶粒的前奥氏体晶粒边界，图6B是图5B所示奥氏体晶粒的前奥氏体晶粒边界。
图7A-7D所示均为轴承部件的显微结构，更具体地说是奥氏体晶粒，其中7A的升温速度为1℃/min，图7B的升温速度为2.5℃/min，图7C的升温速度为7.5℃/min，图7D的升温速度为25℃/min。
图8A-8D是奥氏体晶粒边界图，其中图8A对应于图7A，图8B对应于图7B，图8C对应于图7C，图8D对应于图7D。
图9A和9B是滚动接触疲劳寿命测试机的示意图，其中图9A是前视图，图9B是侧视图。
图10是用于静态断裂韧度实验的样品。
图11是用于静态抗压断裂强度实验的样品。
发明详述
下面将结合附图介绍本发明的实施方式。图1和2所示为本发明实施方式的热处理方法。图1所示为进行初级淬火和次级淬火的热处理方式，图2所示为在淬火过程中将材料冷却到低于A1转变点的温度，然后再次加热最终完成淬火的热处理方式。在这些图中，在温度T1，碳、氮等在轴承部件的钢基体中扩散，钢中含有足够的碳。随后，在图中所示温度T2处，轴承部件再次受热到低于温度T1的一个温度，由该温度钢受到油淬火。
在图1和2中，应当注意以下两点：(1)在加热到温度T2的过程中，升温速度设定为在离轴承部件表面深2mm处至少3℃/min，；(2)由温度T2淬火时，在离轴承表面2mm深度从加热温度降低400℃的平均冷却速度设定为至少20℃/sec，或者冷却介质在淬火过程中的淬火度(冷却力)设定为至少0.1cm-1。通过(1)可获得没有混合晶粒的细奥氏体晶粒，通过(2)可获得足以保证耐受力的硬度。此外，获得适量残余奥氏体也很重要。
图3所示为上述平均冷却速度。图3中加热温度T2是800℃。升温速度是从A1转变点到温度T2的平均升温速度。此外，假定从加热温度T2降低至比加热温度低400℃的平均冷却速度至少为20℃/sec，则图3中的点A横坐标只能最多为20秒。
与先碳氮化然后立即淬火的常规淬火过程相比，上述热处理方法在碳氮化表面层部分的同时，能提高抗裂强度，降低长期尺寸变化率。根据本发明的上述热处理方法，获得的显微结构中，奥氏体晶粒的粒度比常规晶粒小一半或更多。经过上述热处理的轴承部件具有长的滚动接触疲劳寿命，同时抗裂强度增加，长期尺寸变化率降低。
图4所示为将完成了碳氮化的轴承部件加热到T2的热处理设备30。该处理设备有一个油容器31，内装用来在后面进行油淬火的油33，还有一个淬火导板27，用来将轴承部件21浸入油容器。轴承部件21放在连续不断地从前面旋转过来的载运件25上，然后经过预热部分28等进入主体部分26。在主体部分26，用辐射管23等加热装置加热轴承部件21。加热装置可以是加热器、喷气灯等。炉气宜为非氧化气体，但也不是必须如此。
炉体的体积等可适当设定，以确保上述升温速度。由于各轴承部件是在加热过程中移动的，升温速度可以比批量加热方法中的高；在批量热处理中，淬火是对每个内含大量轴承部件的桶进行的。轴承部件均匀受热后可到达炉体后面。均匀受热到T2的各轴承部件依次通过淬火导板27掉入油容器31中。轴承部件21放在油容器中的篮子27中，然后可将其一起捞出来。不一定要用油进行淬火，各种冷却介质都可以用，如含表面活性剂的水，或仅仅用水，只要它满足至少约0.1cm-1的淬火度。由于轴承部件一个接一个淬火，用上述热处理设备也可获得比批量淬火方法更高的冷却速度；在批量淬火中，是大量轴承部件装在桶内进行淬火的。
用批量淬火方法也可获得上述升温速度。但是，当对桶中大量轴承部件进行淬火时，有些产品会由于位置关系而冷却速度不够。上述进行连续加工的热处理设备能处理大量产品，并且质量稳定。根据连续浸泡和急冷各轴承部件的条件，上述油容器或冷却介质容器宜包含冷却设备等，以便将冷却介质的温度保持在预定范围，这样温度就不会超过预定上限。此外，如果没有冷却设备，则油容器必须有一定的体积，这样，当轴承部件结束上述连续再加热和淬火时，冷却介质就不会超过预定上限温度。
实施例
图5A所示为用图1所示热处理方法处理过的轴承钢的奥氏体晶体晶粒尺寸。为了比较，图5B示出了用常规热处理方法处理的轴承钢的奥氏体晶粒尺寸。两种方法中都采用JIS-SUJ2(1.0重量％C-0.25重量％Si-0.4重量％MN-1.5重量％Cr)钢材。图6A和6B为图5A和5B所示奥氏体晶粒尺寸的示意图。在具有奥氏体晶粒尺寸的结构中，常规奥氏体的晶粒尺寸是10(JIS定义的粒度数)，而用本发明方法处理的奥氏体的晶粒尺寸是12，因此能看到细晶粒。此外，图5A中的平均晶粒尺寸经截线法测定为5.6μm。
接着介绍加热到温度T2的升温速度对产生奥氏体晶体混合晶粒的影响。按图1所示热处理方式将JIS-SUJ2样品加热到800℃，然后以不同升温速度加热到温度T2。此后进行油淬火，并检测奥氏体晶粒。结果示于图7A-7D。图8A-8D是图7A-7D所示晶粒的示意图。
图8A和8B分别为以1℃/min和2.5℃/min的升温速度加热的奥氏体晶粒。可以看到，在细奥氏体晶粒中长有粗奥氏体晶粒。粗奥氏体晶粒是细奥氏体晶粒合并而成的。成为粗晶粒后，其晶粒边界具有小曲率连续弯曲部分，就像细晶粒边界仍然保持着一样。
图8C和8D中，混合晶粒中大晶粒尺寸和小晶粒尺寸的差异不那么明显了，在结构上可视为均匀晶粒。术语“混合晶粒结构”由JIS G0551定义。如上所述，如果将上述升温速度设定为至少3℃/min，则可获得非常细的奥氏体晶粒。当升温速度低于3℃/min时，将长出非常大的粗晶粒，结果弱化了机械性质，如耐受性等。这种升温速度的限制对于避免形成混合晶粒结构非常重要。
接着，用相同的钢材料研究油的淬火度(冷却力)与淬火硬度之间的关系。钢材样品为JIS-SUJ2，均为环形，外径均为60mm，长度均为10mm，而它们的内径即厚度不同。它们的厚度在2-8mm范围内变化。采用图1所示热处理方法，从温度T2淬火，通过采用不同的冷却油改变淬火度。低淬火度用热油，高淬火度用冷油，中等淬火度用半热油。淬火度在0.1-0.14cm-1之间变化。钢淬火后，在180℃回火，然后测定其硬度。硬度是每个环样品周长中心部分由表面深0.2mm位置的平均维氏硬度(HV)。测定硬度的样品数为3。所得结果示于表1。
                  表1
样品环厚度(mm)      用油的淬火度(1/cm)
    0.1     0.13     0.14
    2     HV770     HV780     HV790
    4     HV750     HV770     HV780
    6     HV650     HV770     HV770
    8     HV600     HV750     HV760
表1显示，如果淬火度至少为0.1cm-1，则厚度为4mm的硬度为HV750，即便厚度为8mm，也能获得HV600的硬度。相应地，如果淬火度保持为至少0.1cm-1，为确保机械性质，可以进行充分淬火。
对以下样品A、B和C进行一系列实验。要进行热处理的样品A-C采用相同的材料JIS-SUJ2(1.0重量％C-0.25重量％Si-0.4重量％MN-1.5重量％Cr)。
样品A-比较例：只进行常规淬火(不进行碳氮化)
样品B-比较例：碳氮化后直接进行淬火(常规碳氮化和淬火)
样品C-本发明样品：用图1所示热处理方法加工的轴承钢。
(1)滚动接触疲劳寿命测试
用于滚动接触疲劳寿命测试的条件和设备示于表2和图9A和9B。进行测试时，将直径为12mm和长度为22mm的圆柱形试件1夹在与导轮12接触的钢球13和动轮11之间，在此状态下使动轮11转动，测定所得寿命(L10寿命)。滚动接触疲劳寿命测试结果示于表3。
                表2
    试件    12×L22圆柱形试件
    试件数目    10
    配套钢球    3/4”(19.05mm)
    接触表面压力    5.88Gpa
    负载速度    46240cpm
    润滑油    Turbine VG68-强制循环润滑剂
                   表3
  样品          寿命(负载次数)   相对L10
  L10(×104次)   L10(×104次)
    A     8000     18000     1.0
    B     15000     27000     1.9
    C     40000     60000     5.0
根据表3，作为比较例的碳氮化样品B的L10寿命(10个试件中一个受损的寿命)是只进行常规淬火的比较例样品A的1.6倍，因此可以看到碳氮化过程延长寿命的效应。与之对照的是，本发明的样品C具有更长的寿命，它是样品B的2.7倍，是样品A的5.0倍。据认为这种改进主要是由于有了细显微结构实现的。
(2)沙尔皮抗冲击测试
沙尔皮抗冲击实验利用JIS Z 2242定义的U形切口试件进行。测试结果见表4。
                     表4
  样品   沙尔皮抗冲击值(J/cm2)   相对抗冲击值
    A      5.5      1.0
    B      5.0      0.9
    C      8.2      1.5
虽然碳氮化样品B(比较例)的沙尔皮抗冲击值不比只进行常规淬火处理的样品A(比较例)高，但样品C的沙尔皮抗冲击值却是样品A的1.5倍左右。
(3)静态断裂韧度测试
用图10所示试件进行静态断裂韧度实验。事先在此实验件上形成一个约1mm的裂纹，然后通过三点弯曲增加静态负载，再测定断裂负载P。用以下方程式(I)计算断裂韧度值(KIc值)，其中B是样品厚度。结果示于表5。
KIc＝(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)
                        表5
   样品  测试次数   KIc(MPa√m)     相对KIc
    A     3      16.3      1.0
    B     3      16.1      1.0
    C     3      18.9      1.2
由于预裂纹深度大于碳氮化层的深度，比较例A和B所得结果相同，而本发明样品C测得的值约为比较例的1.2倍。
(4)静压断裂强度测试
采用图11所示静压断裂强度测试工件。沿图中方向P施加负载，进行静压断裂强度测试，结果示于表6。
                       表6
   样品  测试次数 静压断裂强度(kgf) 相对静压断裂强度
    A     3     4100      1.0
    B     3     3410      0.8
    C     3     3900      0.95
碳氮化样品B的静压断裂强度值比进行常规淬火处理的样品A稍小。与此相对照的是，本发明样品C的静压断裂强度值明显高于样品B，而与样品A基本相同。
(5)长期尺寸变化率测试
表7所示为在130℃测定500小时得到的长期尺寸变化率和表面硬度及残余奥氏体(0.1mm深处)。
                                 表7
   样品  测试次数    表面硬度(HRC)     残余γ(％)  尺寸变化率(×10-5)  相对尺寸变化率*
    A     3     62.0     9.0     18     1.0
    B     3     62.8     28.0     35     1.9
    C     3     63.2     11.3     22     1.2
*越小越好
与具有大量残余奥氏体的样品B的尺寸变化率相比，本发明样品C的残余奥氏体减少一半以上，因此其尺寸变化率得到极大抑制。
(6)受污染润滑剂条件下的寿命测试
用滚珠轴承6206测定受污染润滑剂条件下的滚动接触疲劳寿命，润滑剂中混有预定量的通常污染物。测试条件示于表8，测试结果示于表9。
                 表8
    负载    Fr＝6.86kN
    接触表面压力    Pmax＝3.2Gpa
    转动速度    2000rpm
    润滑剂    Turbine 56-油浴润滑剂
    污染量    0.4g/1000cc
    污染物    粒度：100-180μm，硬度：Hv800
               表9
   样品     L10寿命(h)    相对L10
    A      20.0      1.0
    B      50.2      2.5
    C      45.8      2.3
经过常规碳氮化处理的样品B的寿命约为样品A的2.5倍，本发明的样品C的寿命约为样品A的2.3倍。虽然本发明的样品C中残余奥氏体的量少于比较例样品B，但样品C的寿命几乎与样品B一样长，这是由于进入的氮和精细显微结构的影响。
从上述结果可以看出，本发明的样品C，即用本发明的热处理方法形成的轴承部件，能同时实现三个用常规碳氮化过程难以实现的目标：延长滚动接触疲劳寿命，提高抗裂强度，降低长期尺寸变化率。
虽然已对本发明进行了详细阐述，但应当明白，本发明只是利用例子加以说明，而不受例子的限制。本发明的本旨和范围只受附属权利要求各条款的限制。

Claims (16)

1.对轴承部件进行热处理的方法，其特征在于：
在比用于所述轴承部件的钢的A1转变点高的碳氮化温度(T1)下对所述轴承部件进行碳氮化，然后冷却到低于A1转变点的温度，随后用热处理设备依次移动各轴承部件，并再次加热到不低于所述A1转变点但低于碳氮化温度的淬水温度(T2)范围，对其进行淬火。
2.权利要求1所述对轴承部件进行热处理的方法，其特征在于
所述淬火温度范围是790-830℃。
3.用于权利要求1所述加热处理方法的热处理设备，其特征在于它包含：
不停地将所述轴承部件依次从前面送到后面的载运部分(25)；
位于所述前面和所述后面之间的主体部分(30)，它包括将所述载运的轴承部件再次加热到低于碳氮化温度的淬火温度的加热装置(23)；
冷却介质容器(31)，内中装有对从所述载运部分输出的所述轴承部件进行淬火的冷却介质。
4.进行了热处理的轴承部件，所述热处理包括，在比用于所述轴承部件的钢的A1转变点高的碳氮化温度对所述轴承部件进行碳氮化，然后冷却到低于A1转变点的一个温度，随后用热处理设备依次移动各轴承部件，并再次加热到不低于A1转变点但低于所述碳氮化温度的淬火温度范围，对其进行淬火；所得奥氏体晶粒的粒度数超过10。
5.权利要求4所述对轴承部件进行加热处理的方法，其特征在于
所述淬火温度范围是790-830℃。
6.权利要求4所述轴承部件，其特征在于用于所述轴承部件的所述钢在碳氮化表面层以外区域包含0.6-1.2重量％的碳、0.15-1.1重量％的硅和0.3-1.5重量％的锰。
7.权利要求6所述轴承部件，其特征在于用于所述轴承部件的所述钢还最多含2.0重量％的铬。
8.权利要求4所述轴承部件，其特征在于所述奥氏体晶粒是均匀晶粒。
9.权利要求4所述轴承部件，其特征在于所述轴承部件至少是滚动轴承中的滚道和滚件之一。
10.滚动轴承，它包含权利要求4所述的轴承部件。
11.由用于轴承部件的钢形成的轴承部件，它包含碳氮化层，其特征在于，在其淬火或淬火-回火的显微结构中，奥氏体晶粒的粒度数超过10。
12.权利要求11所述轴承部件，其特征在于用于所述轴承部件的所述钢在碳氮化表面层以外区域包含0.6-1.2重量％的碳、0.15-1.1重量％的硅和0.3-1.5重量％的锰。
13.权利要求12所述轴承部件，其特征在于用于所述轴承部件的所述钢还最多含2.0重量％的铬。
14.权利要求11所述轴承部件，其特征在于所述奥氏体晶粒是均匀晶粒。
15.权利要求11所述轴承部件，其特征在于所述轴承部件至少是滚动轴承中的滚道和滚件之一。
16.滚动轴承，它包含权利要求11所述的轴承部件。
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