JP5453839B2 - Rolling bearing - Google Patents
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Description
この発明は、例えば風力発電装置（風車）の主軸、或いは、変速機、建設機械、産業用ロボット等を構成する回転軸等、各種回転機械装置の回転部材を回転自在に支持する為の転がり軸受の改良に関する。具体的には、組織変化（白色組織変化）に基づく剥離の発生を抑えて、使用条件が厳しい場合でも十分な耐久性を確保できる転がり軸受の実現を図るものである。特に、本発明は、転動体の直径が３０mm以上となる様な比較的大型の転がり軸受に関する。 The present invention relates to a rolling bearing for rotatably supporting rotating members of various rotating machine devices such as a main shaft of a wind turbine generator (windmill) or a rotating shaft constituting a transmission, a construction machine, an industrial robot, etc. Regarding improvements. Specifically, it is intended to realize a rolling bearing capable of suppressing the occurrence of peeling based on a structural change (white structural change) and ensuring sufficient durability even under severe use conditions. In particular, the present invention is the rolling diameter of the body is concerned in the rolling bearing of such relatively large size equal to or greater than 30 mm.
風力発電装置を構成する主軸の回転支持部等、各種回転機械装置の回転支持部に、例えば図１に示す様なラジアル玉軸受１が組み込まれている。このラジアル玉軸受１は、内周面に外輪軌道２を有する外輪３と、外周面に内輪軌道４を有する内輪５と、これら外輪軌道２と内輪軌道４との間に設けた、それぞれが転動体である玉６、６とを備える。これら各玉６、６は、円周方向に等間隔に配置された状態で、保持器７により、転動自在に保持されている。又、大きなラジアル荷重が加わる回転支持部には、例えば図２に示す様な、転動体として円すいころを使用したラジアル円すいころ軸受８が組み込まれている。このラジアル円すいころ軸受８は、内周面に円すい凹面状の外輪軌道２ａを有する外輪３ａと、外周面に円すい凸面状の内輪軌道４ａを有する内輪５ａと、これら外輪軌道２ａと内輪軌道４ａとの間に、保持器７ａに保持された状態で転動自在に設けられた、複数の円すいころ９、９とを備える。又、上記内輪５ａの外周面両端部のうち、大径側端部には大径側鍔部１０を、小径側端部には小径側鍔部１１を、それぞれ形成している。尚、この小径側鍔部１１は省略する場合もある。この様なラジアル玉軸受１及びラジアル円すいころ軸受８は、例えば上記外輪３、３ａをハウジングに内嵌固定すると共に、上記内輪５、５ａを回転軸に外嵌固定する事により、この回転軸を上記ハウジングに対し、回転自在に支持する。
For example, a radial ball bearing 1 as shown in FIG. 1 is incorporated in a rotation support portion of various rotary machine devices such as a rotation support portion of a main shaft constituting a wind power generator. The radial ball bearing 1 includes an outer ring 3 having an outer ring raceway 2 on an inner peripheral surface, an inner ring 5 having an inner ring raceway 4 on an outer peripheral surface, and an outer ring raceway 2 and an inner ring raceway 4 provided between the outer ring raceway 2 and the inner ring raceway 4.
この様なラジアル玉軸受１及びラジアル円すいころ軸受８を含め、１対の軌道輪と複数個の転動体とを組み合わせて成る転がり軸受の場合、使用に伴って互いに転がり接触する何れかの面が、転がり疲れによって剥離し、寿命に達する事が広く知られている。この様な剥離の態様として、転がり軸受の構成各部材を構成する金属材料の内部に含まれる非金属介在物（酸化物系やＴｉＮ系の非金属介在物）を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合（内部起点型剥離）や、異物混入に基づく圧痕を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合（圧痕起点型剥離）がある。 In the case of a rolling bearing formed by combining a pair of race rings and a plurality of rolling elements, including such a radial ball bearing 1 and a radial tapered roller bearing 8, any of the surfaces that are in rolling contact with each other in use. It is widely known that it peels off due to rolling fatigue and reaches the end of its life. As a form of such peeling, cracks are generated starting from non-metallic inclusions (oxide-based or TiN-based non-metallic inclusions) contained in the metal material constituting each component of the rolling bearing. There are cases in which cracks are generated starting from an indentation based on the mixing of foreign matters (internal origin type peeling) and peeling is caused (indentation starting type peeling).
更に、使用条件の厳しい一部の用途では、軌道面或いは転動面の表面下（最大剪断応力位置近傍）の金属組織が白色に変化し、当該部分を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合もある。この様な金属組織の変化に基づく剥離（以下「組織変化型剥離」と呼ぶ）の発生原因は、完全には解明するに至っていないが、現在では、潤滑剤が分解された際に発生する水素（水素原子）が鋼中に侵入し水素脆性を引き起こす事により、組織変化の発生を促進し、剥離に至ると考えられている。 Furthermore, in some applications where the conditions of use are severe, the metal structure under the surface of the raceway or rolling surface (near the maximum shear stress position) turns white and cracks occur from that part, leading to delamination. There is also. The cause of such delamination based on changes in the metal structure (hereinafter referred to as “structural change-type delamination”) has not been fully elucidated, but at present, hydrogen generated when the lubricant is decomposed. It is considered that (hydrogen atom) penetrates into steel and causes hydrogen embrittlement, thereby promoting the occurrence of structural change and leading to peeling.
この様な組織変化型剥離の発生を抑えて、転がり疲れ寿命を向上させる技術として、例えば特許文献１〜４に記載された従来技術がある。このうちの特許文献１、２に記載された従来技術の場合には、転がり軸受に封入するグリースの成分を改良する事により、或いは、グリースを使用する事を前提として、軌道輪或いは各転動体の表面に防錆油を塗布する事により、水素の発生及び水素の侵入を抑制する事を意図している。しかしながら、転がり軸受の用途によっては、グリースを使用できず、潤滑油を使用しなければならない場合がある。この為、上記特許文献１、２に記載された従来技術を適用できない場合がある。特に、風力発電装置を構成する主軸の回転支持部に組み込む様な、比較的大型の転がり軸受の場合には、潤滑剤として、グリースよりも潤滑油を使用する頻度が高く、上記特許文献１、２に記載された技術を適用できない場合が多くある。更に、比較的大型の転がり軸受では、油膜形成を行い易くする為、或いは摩耗防止等の目的から、ポリアルキレングリコール系等の合成油や、鉱油中に摩耗防止剤等の添加剤を加えた、特殊な潤滑油を使用する場合が多い。そして、この様な特殊な潤滑油は、その種類によって、一般的に用いられる潤滑油に比べて、鋼中への水素の侵入量が多くなり、組織変化の発生を促進するものもある。 As a technique for improving the rolling fatigue life by suppressing the occurrence of such structure change-type peeling, there are conventional techniques described in Patent Documents 1 to 4, for example. In the case of the prior art described in Patent Documents 1 and 2 of these, the bearing ring or each rolling element is obtained by improving the grease component sealed in the rolling bearing or assuming that the grease is used. It is intended to suppress the generation of hydrogen and the penetration of hydrogen by applying a rust preventive oil to the surface of the film. However, depending on the application of the rolling bearing, grease may not be used and lubricating oil may have to be used. For this reason, the prior art described in Patent Documents 1 and 2 may not be applied. In particular, in the case of a relatively large rolling bearing that is incorporated in the rotation support portion of the main shaft constituting the wind turbine generator, the lubricating oil is used more frequently than the grease as the lubricant. In many cases, the technique described in 2 cannot be applied. Furthermore, in a relatively large rolling bearing, for the purpose of facilitating the formation of an oil film or for the purpose of preventing wear, additives such as anti-wear agents are added to synthetic oils such as polyalkylene glycols and mineral oil, Often special lubricants are used. Further, depending on the type of such special lubricating oil, there are some which increase the amount of hydrogen entering the steel and promote the occurrence of structural changes as compared with commonly used lubricating oils.
一方、特許文献３には、外輪と内輪と複数個の転動体との少なくとも１種の部材を、組織変化を遅延させる効果を有するＣｒを添加した合金鋼製とし、焼入れ・焼戻し処理を行う事により、旧オーステナイトの結晶粒径を規定する技術が記載されている。更に、特許文献４には、外輪と内輪と複数個の転動体との少なくとも１種の部材を、やはりＣｒを添加した合金鋼製とし、浸炭窒化処理を行う事により表面硬化層を形成して、表面（表層部）の硬さと残留オーステナイト量とを規定する技術が記載されている。この様な特許文献３、４に記載された従来技術の場合、水素の侵入に基づく組織変化の発生を抑制する（遅延させる）面からは優れた効果を発揮できると考えられるが、比較的大型の転がり軸受に適用した場合に、次の様な問題を生じる可能性がある。 On the other hand, in Patent Document 3, at least one member of an outer ring, an inner ring, and a plurality of rolling elements is made of alloy steel added with Cr having an effect of delaying the structural change, and subjected to quenching / tempering treatment. Describes a technique for defining the crystal grain size of prior austenite. Furthermore, in Patent Document 4, at least one member of an outer ring, an inner ring, and a plurality of rolling elements is made of alloy steel added with Cr, and a surface hardened layer is formed by performing carbonitriding. A technique for defining the hardness of the surface (surface layer portion) and the amount of retained austenite is described. In the case of the prior arts described in Patent Documents 3 and 4 as described above, it is considered that an excellent effect can be exhibited from the aspect of suppressing (delaying) the occurrence of the tissue change due to the intrusion of hydrogen. When applied to rolling bearings, the following problems may occur.
即ち、前述した様な内部起点型剥離や圧痕起点型剥離の場合には、非金属介在物や圧痕を起点として、負荷される応力の方向に沿って亀裂が発生する。そして、この亀裂は、運転時に相手面と転がり接触する面（以下、単に「転がり接触面」と呼ぶ。外輪の場合には外輪軌道を、内輪の場合には内輪軌道を、転動体の場合には転動面をそれぞれ指す。）の表面から僅かに内部に入った部分に存在する、最大剪断応力位置付近を進展（伝播）した後、早期に上記表面へと達する。この結果、この表面が薄く剥がれて剥離に至る。これに対して、組織変化型剥離の場合には、組織変化を起点として不規則な方向に亀裂が発生する。この為、この亀裂が転がり接触面から離れる方向（内部）に深く進展し、例えば内輪の場合にはこの内輪を外嵌固定した回転軸側に、外輪の場合にはこの外輪を内嵌固定したハウジング側にまで達して、割損（割れ）を生じる可能性がある。特に、比較的大型の転がり軸受の場合には、転がり接触部に作用する接触面圧が高く、材料内部に生じる剪断応力は、転がり接触面から深い位置まで作用する。この為、亀裂が深さ方向に進展し易く、割損を生じる恐れが高くなる。 That is, in the case of internal origin type peeling or indentation origin type peeling as described above, cracks occur along the direction of the stress to be applied, starting from a non-metallic inclusion or indentation. This crack is the surface that is in rolling contact with the mating surface during operation (hereinafter simply referred to as the “rolling contact surface”. In the case of the outer ring, the outer ring raceway, in the case of the inner ring, the inner ring raceway, and in the case of the rolling element, Indicates a rolling surface, respectively), and progresses (propagates) near the position of the maximum shear stress existing in a portion slightly inside from the surface, and then reaches the surface at an early stage. As a result, the surface is peeled thinly, leading to peeling. On the other hand, in the case of the structure change type peeling, cracks occur in an irregular direction starting from the structure change. For this reason, this crack deeply propagates in the direction away from the rolling contact surface (inside). For example, in the case of an inner ring, the inner ring is fitted and fixed on the rotating shaft side, and in the case of an outer ring, the outer ring is fitted and fixed. It may reach the housing side and cause breakage (cracking). In particular, in the case of a relatively large rolling bearing, the contact surface pressure acting on the rolling contact portion is high, and the shear stress generated in the material acts from the rolling contact surface to a deep position. For this reason, a crack is easy to progress in the depth direction, and there is a high risk of cracking.
以上の説明の通り、組織変化を起点とする亀裂は深さ方向に進展する場合があり、特に大型の転がり軸受では、この深さ方向への進展が生じ易くなる。従って、比較的大型の転がり軸受を対象として、組織変化型剥離を有効に防止する為には、亀裂の深さ方向への進展を抑制する事が重要になる。しかしながら、上述した様な特許文献３、４に記載された従来技術の場合、合金成分の配合や熱処理条件によって破壊靱性値が低下する為、比較的大型の転がり軸受に適用した場合に、割損等の損傷を招く恐れがある。
尚、特許文献５には、大型の転がり軸受の構成各部材の靱性を確保する事を目的とした発明が記載されているが、上記特許文献５に記載された発明の場合には、組織変化型剥離の発生を抑える事に就いては全く意図していない。
As described above, a crack originating from a structural change may develop in the depth direction, and particularly in a large-sized rolling bearing, the development in the depth direction is likely to occur. Therefore, in order to effectively prevent the structure change type separation for a relatively large rolling bearing, it is important to suppress the progress of the crack in the depth direction. However, in the case of the prior art described in Patent Documents 3 and 4 as described above, the fracture toughness value is lowered depending on the composition of alloy components and heat treatment conditions. Therefore, when applied to a relatively large rolling bearing, May cause damage.
Patent Document 5 describes an invention aimed at ensuring the toughness of each component of a large-sized rolling bearing. In the case of the invention described in Patent Document 5, the structure change is described. There is no intention to suppress mold peeling.
本発明は、上述の様な事情に鑑みて、組織変化の発生を抑制すると共に、組織変化を起点とする亀裂が深さ方向に進展する事を抑制して、厳しい使用条件下に於いても長寿命化を図れる転がり軸受を実現すべく発明したものである。 In view of the circumstances as described above, the present invention suppresses the occurrence of structural changes and suppresses cracks originating from the structural changes from progressing in the depth direction, even under severe use conditions. It was invented to realize a rolling bearing capable of extending the service life.
本発明の転がり軸受は、従来から広く知られている各種型式の転がり軸受と同様に、第一、第二の軌道輪と、複数個の転動体とを備える。
このうちの第一の軌道輪は、何れかの面に第一の軌道面を有する。
又、上記第二の軌道輪は、この第一の軌道面と対向する面に第二の軌道面を有する。
又、上記各転動体は、これら第一、第二の両軌道面同士の間に転動自在に設けられている。
The rolling bearing of the present invention includes first and second bearing rings and a plurality of rolling elements, as in various types of rolling bearings that have been widely known.
Of these, the first race ring has the first raceway surface on any surface.
The second raceway ring has a second raceway surface on a surface facing the first raceway surface.
The rolling elements are provided so as to be freely rollable between the first and second raceway surfaces.
特に、本発明の転がり軸受に於いては、上記各転動体の直径を３０mm以上としている。
又、上記第一の軌道輪と、上記第二の軌道輪と、上記複数個の転動体との少なくとも１種の部材を、Ｃを０．１５〜０．３０質量％（mass％）、Ｓｉを０．１〜１．０質量％、Ｍｎを０．３〜１．２質量％、Ｃｒを３．１〜５．０質量％、Ｍｏを１．０質量％以下、Ｎｉを０．３０質量％以下、Ｃｕを０．３０質量％以下、Ｓを０．０２質量％以下、Ｐを０．０２質量％以下、Ａｌを０．０２〜０．０５質量％、Ｎを０．０１〜０．０３質量％、Ｔｉを５０質量ppm （mass−ppm ）以下、Ｏを１２質量ppm 以下含有し、残りをＦｅと不可避不純物とした合金鋼製としている。
そして、この様な合金鋼製の部材に、浸炭窒化処理或いは浸炭処理、及び、焼入れ・焼戻し処理を施している。
これにより、上記各転動体の直径の１％に相当する長さをＸとした場合に、転がり接触面（第一の軌道面、第二の軌道面、各転動体の転動面）の表面からの深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度を０．９〜１．５質量％とし、同じく硬さをＨｖ６７４〜８００（ＨＲＣ５９〜６４）とし、同じく残留オーステナイト量を２０〜５０容量％（ｖｏｌ％）としている。
更に、上記各転動体の直径の１５％に相当する長さをＹとした場合に、上記転がり接触面の表面からの深さＹ位置での硬さをＨｖ５１３（ＨＲＣ５０）以下としている。
尚、転動体の直径とは、転がり軸受が玉軸受の場合には玉の直径を、円筒ころ軸受の場合にはころの直径を、円すいころ軸受及び自動調心ころ軸受の場合には、ころの直径のうちの最大径を言う（本明細書及び特許請求の範囲全体で同じ）。
In particular, in the rolling bearing of the present invention, the diameter of each rolling element is 30 mm or more.
Further, at least one member of the first raceway ring, the second raceway ring, and the plurality of rolling elements, C is 0.15 to 0.30 mass% (mass%), Si 0.1 to 1.0 mass%, Mn 0.3 to 1.2 mass%, Cr 3.1 to 5.0 mass%, Mo 1.0 mass% or less, Ni 0.30 mass% % Or less, Cu is 0.30 mass% or less, S is 0.02 mass% or less, P is 0.02 mass% or less, Al is 0.02 to 0.05 mass%, and N is 0.01 to 0.00 mass%. 03 mass%, Ti is 50 mass ppm (mass-ppm) or less, O is 12 mass ppm or less, and the remainder is made of alloy steel with Fe and inevitable impurities.
Such a member made of alloy steel is subjected to carbonitriding treatment or carburizing treatment, and quenching / tempering treatment.
Accordingly, when the length corresponding to 1% of the diameter of each rolling element is X, the surface of the rolling contact surface (first raceway surface, second raceway surface, rolling surface of each rolling element) C + N concentration at depth X position from 0.9 to 1.5 mass%, hardness to Hv 674 to 800 (HRC 59 to 64), and residual austenite amount to 20 to 50 volume% (vol%) It is said.
Furthermore, when the length corresponding to 15% of the diameter of each rolling element is Y, the hardness at the depth Y position from the surface of the rolling contact surface is set to Hv513 (HRC50) or less.
The diameter of the rolling element is the diameter of the ball when the rolling bearing is a ball bearing, the diameter of the roller when it is a cylindrical roller bearing, and the roller diameter when it is a tapered roller bearing or a self-aligning roller bearing. (The same throughout the present specification and claims).
又、上述した様な請求項１に係る発明を実施する場合に好ましくは、例えば請求項２に記載した発明の様に、本発明の転がり軸受を、風力発電装置或いは変速機の回転支持部に組み込む。 Further, when the invention according to claim 1 as described above is carried out , the rolling bearing of the present invention is preferably used as a wind power generator or a rotation support portion of a transmission, for example, as in the invention described in claim 2. Include.
上述の様な本発明の転がり軸受によれば、組織変化の発生を抑制できると共に、組織変化を起点とした亀裂が深さ方向に進展する事を抑制できる。この結果、厳しい使用条件下に於いても、長寿命化を図れる。
この様な効果を得られる理由、並びに、各数値等を上述の様に規制した理由に就いて、以下に説明する。
先ず、組織変化の抑制は、鋼中にＣｒ及びＭｏを適正量含有すると共に、深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度を０．９〜１．５質量％とし、同じく残留オーステナイト量を２０〜５０容量％とする事により図れる。
即ち、Ｃｒ及びＭｏは、水素が鋼中に侵入する速度を低下させて、耐水素脆性を向上させると共に、鋼中に水素が侵入した場合にも基地組織を安定化させて、水素による組織変化を遅延させる。又、熱処理により表層部に形成される硬化層中のＣ及びＮは、細かく分散した炭化物及び炭窒化物を形成し、鋼中に侵入した水素をトラップする。又、残留オーステナイトも同様に、鋼中に侵入した水素をトラップする。従って、上記表層部（硬化層）での水素濃度が局所的に高くなる事を防止できる。この結果、本発明の場合には、組織変化の発生を効果的に抑制できる。
According to the rolling bearing of the present invention as described above, it is possible to suppress the occurrence of structural change and to prevent the crack starting from the structural change from progressing in the depth direction. As a result, the life can be extended even under severe use conditions.
The reason why such an effect can be obtained and the reason why each numerical value is regulated as described above will be described below.
First, the structure change is suppressed by containing appropriate amounts of Cr and Mo in the steel, the C + N concentration at the depth X position being 0.9 to 1.5 mass%, and the amount of retained austenite being 20 to 50 volumes. % Can be achieved.
That is, Cr and Mo improve the hydrogen embrittlement resistance by lowering the rate at which hydrogen penetrates into the steel, and stabilize the base structure even when hydrogen penetrates into the steel. Delay. C and N in the hardened layer formed in the surface layer portion by heat treatment form finely dispersed carbides and carbonitrides, and trap hydrogen that has entered the steel. Similarly, the retained austenite traps hydrogen that has entered the steel. Therefore, it can prevent that the hydrogen concentration in the said surface layer part (hardened layer) becomes high locally. As a result, in the case of the present invention, the occurrence of tissue change can be effectively suppressed.
又、亀裂の深さ方向への進展の抑制は、深さＸ位置及びＹ位置での硬さ、並びに、結晶粒径の制御、結晶粒界の不純物偏析を制御する事により図れる。
即ち、本発明の場合には、鋼中のＣ含有量を低く抑えると共に熱処理条件を適正にする事により、熱処理後の深さＸ位置での硬さの上限値をＨｖ８００（ＨＲＣ６４）とし、深さＹ位置での硬さの上限値をＨｖ５１３（ＨＲＣ５０）として、表層部に比べて芯部（内部）の硬さを抑えている。これにより、この芯部の破壊靱性値を高く確保している。又、鋼中のＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏの含有量を最適化する事で結晶粒径の成長を制御すると共に、Ｓ、Ｐの含有量を最適化する（上限値を規定する）事により結晶粒界の不純物偏析を制御して、破壊靱性値を高く確保している。この結果、本発明の場合には、芯部の破壊靭性値を高く確保できて、亀裂が深さ方向に進展する事を効果的に抑制できる。この為、比較的大型の転がり軸受の場合にも、割損等の損傷が発生する事を有効に防止できる。
次に、本発明で転がり軸受の構成各部材を構成する合金鋼中の合金元素の含有量（添加量）を規制した理由、及び、転動体の直径を基準として、直径の１％に相当するＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量を規制した理由、同じく直径の１５％に相当するＹ位置での硬さを規制した理由に就いて、それぞれ説明する。
In addition, the cracks in the depth direction can be suppressed by controlling the hardness at the depth X position and the Y position, controlling the crystal grain size, and controlling the segregation of impurities at the crystal grain boundaries.
That is, in the case of the present invention, the upper limit value of the hardness at the depth X position after the heat treatment is set to Hv800 (HRC64) by keeping the C content in the steel low and making the heat treatment conditions appropriate. The upper limit value of the hardness at the height Y position is set to Hv513 (HRC50), and the hardness of the core portion (inside) is suppressed compared to the surface layer portion. Thereby, the fracture toughness value of this core part is ensured high. Also, by optimizing the content of Al, N, Ti, and O in the steel, the growth of crystal grain size is controlled and the content of S and P is optimized (the upper limit is specified). By controlling the segregation of impurities at the grain boundaries, a high fracture toughness value is secured. As a result, in the case of the present invention, the fracture toughness value of the core part can be secured high, and the crack can be effectively suppressed from progressing in the depth direction. For this reason, it is possible to effectively prevent the occurrence of damage such as breakage even in the case of a relatively large rolling bearing.
Next, it corresponds to 1% of the diameter on the basis of the reason why the content (addition amount) of the alloy element in the alloy steel constituting each member constituting the rolling bearing in the present invention is regulated and the diameter of the rolling element The reason why the C + N concentration at the X position, the hardness, and the amount of retained austenite are regulated, and the reason why the hardness at the Y position corresponding to 15% of the diameter is regulated, will be described.
「Ｃ：０．１５〜０．３０質量％」
Ｃ（炭素）は、焼入れ処理によって基地に固溶し、硬さを向上させる元素であり、芯部の破壊靱性値に大きな影響を及ぼす元素である。鋼中のＣ含有量が０．１５質量％未満になると、焼入れ後の芯部の硬さが不足して変形を生じ易くなる。又、浸炭窒化処理或いは浸炭処理を施す事によって表層部のＣ濃度を好適にする為には、浸炭時間が長くなり、生産性の低下を招く。これに対して、Ｃ含有量が０．３０質量％を超えると、焼入れ後の芯部の硬さが高くなり過ぎて、この芯部の破壊靭性値が低下する。この為、本発明の場合には、Ｃ含有量を０．１５〜０．３０質量％の範囲に規制している。
“C: 0.15 to 0.30 mass%”
C (carbon) is an element that is dissolved in the matrix by quenching to improve the hardness, and is an element that greatly affects the fracture toughness value of the core. When the C content in the steel is less than 0.15% by mass, the hardness of the core after quenching is insufficient and deformation is likely to occur. Further, in order to make the C concentration in the surface layer portion suitable by performing the carbonitriding process or the carburizing process, the carburizing time becomes longer and the productivity is lowered. On the other hand, if the C content exceeds 0.30% by mass, the hardness of the core after quenching becomes too high, and the fracture toughness value of the core decreases. For this reason, in the case of this invention, C content is controlled in the range of 0.15-0.30 mass%.
「Ｓｉ：０．１〜１．０質量％」
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時に脱酸剤として作用する。又、基地に固溶して焼入れ性を向上させると共に、マルテンサイトの強度を向上させる効果がある。更に、焼戻し軟化抵抗性を向上させる事もできる為、高温になっても転がり疲労寿命が低下する事を抑制できる。Ｓｉ含有量が０．１質量％未満になると、これらの効果を十分に得る事はできない。但し、１．０質量％を超えると、冷間加工性及び被削性が低下する。この為、本発明の場合には、Ｓｉ含有量を０．１〜１．０質量％の範囲に規制している。尚、好ましくは品質の安定性を考慮して、Ｓｉ含有量を０．３〜１．０質量％とする。
“Si: 0.1 to 1.0 mass%”
Si (silicon) acts as a deoxidizer during steelmaking. Moreover, it has the effect of improving the hardenability by solid solution in the base and improving the strength of martensite. Furthermore, since the temper softening resistance can be improved, it is possible to suppress the rolling fatigue life from decreasing even at high temperatures. When the Si content is less than 0.1% by mass, these effects cannot be sufficiently obtained. However, when it exceeds 1.0 mass%, cold workability and machinability will fall. For this reason, in the case of this invention, Si content is controlled in the range of 0.1-1.0 mass%. The Si content is preferably set to 0.3 to 1.0% by mass in consideration of the stability of quality.
「Ｍｎ：０．３〜１．２質量％」
Ｍｎ（マンガン）は、基地に固溶して、焼入れ性を向上させる効果がある。又、オーステナイトを安定化する働きがある為、熱処理後の残留オーステナイト量を十分に確保し易くする効果がある。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満になると、これらの効果を十分に得る事ができない。但し、１．２質量％を超えると、残留オーステナイト量が必要以上に増加し、寸法安定性及び形状安定性を確保する面から不利になる。この為、本発明の場合には、Ｍｎ含有量を０．３〜１．２質量％の範囲に規制している。尚、好ましくは、品質の安定性を考慮して、Ｍｎ含有量を０．８〜１．２質量％とする。
“Mn: 0.3 to 1.2% by mass”
Mn (manganese) dissolves in the base and has the effect of improving the hardenability. Moreover, since it has a function which stabilizes austenite, it has the effect of making it easy to ensure the sufficient amount of retained austenite after heat treatment. When the Mn content is less than 0.5% by mass, these effects cannot be sufficiently obtained. However, if it exceeds 1.2% by mass, the amount of retained austenite increases more than necessary, which is disadvantageous in terms of ensuring dimensional stability and shape stability. For this reason, in the case of this invention, Mn content is controlled in the range of 0.3-1.2 mass%. Preferably, considering the quality stability, the Mn content is set to 0.8 to 1.2% by mass.
「Ｃｒ：３．１〜５．０質量％」
Ｃｒ（クロム）は、基地に固溶して、焼入れ性を向上させると共に、Ｃと結合して炭化物を形成する炭化物形成元素であり、耐摩耗性を向上させる効果がある。特に、Ｃと結合して形成される炭化物｛（Ｆｅ，Ｃｒ）3 Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）7 Ｃ3 等｝は、鋼中の非金属介在物に代わって、水素をトラップする。しかも、鋼中に存在する炭化物は、非金属介在物の様に同時に多数の水素をトラップする事なく、一つの炭化物で少数の水素をトラップする。この為、鋼中に侵入した水素は、炭化物にトラップされる事により、鋼中に均等に分散される。又、Ｃｒは、ＣやＮ等の侵入型固溶元素を動きにくくして、基地組織を安定化する。この為、水素の侵入を抑制する事ができて、組織変化を遅延させる事ができる。Ｃｒ含有量が２．５質量％未満であると、これらの効果を十分に得る事ができない。但し、Ｃｒ含有量が５．０質量％を超えると、熱処理特性、冷間加工性、被削性が低下して、生産コストの上昇等を招く恐れがある。この為、本発明の場合には、Ｃｒ含有量を２．５〜５．０質量％の範囲のうち、特に品質の安定性を考慮して、３．１〜５．０質量％とする。
“Cr: 3.1 to 5.0% by mass”
Cr (chromium) is a carbide-forming element that dissolves in the matrix to improve hardenability and combines with C to form carbide, and has the effect of improving wear resistance. In particular, carbides {(Fe, Cr) 3 C, (Fe, Cr) 7 C 3 etc.) formed by bonding with C trap hydrogen in place of non-metallic inclusions in steel. Moreover, the carbides present in the steel trap a small number of hydrogens with one carbide without simultaneously trapping a large number of hydrogens as in the case of non-metallic inclusions. For this reason, the hydrogen which penetrate | invaded in steel is disperse | distributed uniformly in steel by being trapped by the carbide | carbonized_material. Also, Cr stabilizes the base structure by making it difficult for interstitial solid solution elements such as C and N to move. For this reason, the invasion of hydrogen can be suppressed, and the change in structure can be delayed. When the Cr content is less than 2.5% by mass, these effects cannot be sufficiently obtained. However, if the Cr content exceeds 5.0% by mass, the heat treatment characteristics, cold workability, and machinability are deteriorated, which may increase production costs. Therefore, in the case of the present invention, the Cr content is set to 3.1 to 5.0% by mass in the range of 2.5 to 5.0% by mass , particularly considering the stability of quality .
「Ｍｏ：１．０質量％以下」
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れによる表面硬さの向上を図ると共に、耐摩耗性及び転がり疲れ寿命を向上させ、更に、耐水素脆性を確保する為に添加する。即ち、Ｍｏは、基地に固溶して、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させ、必要な硬さを得る事ができる。又、鋼中に硬い炭化物を形成し、耐摩耗性及び転がり疲れ寿命を向上させる。更に、上述したＣｒと同様に、水素が鋼中に侵入する速度を低下させるだけでなく、鋼中に水素が侵入した場合にも、基地組織を安定化させて、水素による転がり疲れ寿命の低下を抑制する。即ち、水素による組織変化を遅延させる。但し、含有量が１．０質量％を超えると、冷間加工性、被削性が低下する。この為、本発明の場合には、Ｍｏ含有量を１．０質量％以下に規制している。尚、好ましくは品質の安定性を考慮して、Ｍｏ含有量を０．３〜１．０質量％とする。
“Mo: 1.0 mass% or less”
Mo (molybdenum) is added to improve surface hardness by quenching, improve wear resistance and rolling fatigue life, and further ensure hydrogen embrittlement resistance. That is, Mo can be dissolved in the base to improve hardenability and temper softening resistance and obtain the required hardness. In addition, hard carbides are formed in the steel to improve wear resistance and rolling fatigue life. Furthermore, as with the Cr described above, not only the speed at which hydrogen penetrates into the steel is reduced, but also when hydrogen penetrates into the steel, the base structure is stabilized and the rolling fatigue life is reduced by hydrogen. Suppress. That is, the structure change due to hydrogen is delayed. However, when the content exceeds 1.0% by mass, cold workability and machinability deteriorate. For this reason, in the case of this invention, Mo content is controlled to 1.0 mass% or less. The Mo content is preferably set to 0.3 to 1.0% by mass in consideration of the stability of quality.
「Ｎｉ：０．３質量％以下」
Ｎｉ（ニッケル）は、焼入れ性を向上させる効果がある。又、多量に添加すると靱性の向上も図れる。但し、ニッケルは、非常に高価な元素であり、多量に添加すると材料コストが嵩む。この為、本発明の場合には、Ｎｉ含有量を０．３質量％以下としている。
"Ni: 0.3 mass% or less"
Ni (nickel) has an effect of improving hardenability. In addition, when added in a large amount, toughness can be improved. However, nickel is a very expensive element, and adding a large amount increases the material cost. For this reason, in the case of this invention, Ni content is 0.3 mass% or less.
「Ｃｕ：０．３質量％以下」
Ｃｕ（銅）は、焼入れ性を向上させる効果と、粒界強度を向上させる効果がある。但し、含有量が多くなると熱間鍛造性を低下させる。この為、本発明の場合には、Ｃｕ含有量を０．３質量％以下としている。
“Cu: 0.3 mass% or less”
Cu (copper) has the effect of improving the hardenability and the effect of improving the grain boundary strength. However, when the content increases, hot forgeability is lowered. For this reason, in this invention, Cu content is 0.3 mass% or less.
「Ｓ：０．０２質量％以下」
Ｓ（イオウ）は、Ｍｎと結合して、内部起点型剥離の起点となる非金属介在物であるＭｎＳを形成する。この為、鋼中のＳ含有量は少ない（可及的に０に近づける）方が好ましい。又、結晶粒界に偏析して、芯部の破壊靱性値に大きな影響を及ぼす。即ち、含有量が０．０２質量％を超えると、破壊靭性値が低下する。この為、本発明の場合には、Ｓ含有量を０．０２質量％以下としている。
“S: 0.02 mass% or less”
S (sulfur) combines with Mn to form MnS, which is a non-metallic inclusion serving as a starting point of internal starting type peeling. For this reason, it is preferable that the S content in the steel is small (as close to 0 as possible). Moreover, it segregates at the crystal grain boundary and greatly affects the fracture toughness value of the core. That is, when the content exceeds 0.02% by mass, the fracture toughness value decreases. For this reason, in the case of this invention, S content is 0.02 mass% or less.
「Ｐ：０．０２質量％以下」
Ｐ（リン）は、結晶粒界に偏析して、芯部の破壊靱性値に大きな影響を及ぼす。即ち、Ｐ含有量が０．０２質量％を超えると、破壊靭性値が低下する。この為、本発明の場合には、Ｐ含有量を０．０２質量％以下としている（可及的に０に近づける）。
“P: 0.02 mass% or less”
P (phosphorus) segregates at the grain boundaries and greatly affects the fracture toughness value of the core. That is, when the P content exceeds 0.02% by mass, the fracture toughness value decreases. For this reason, in the case of this invention, P content is 0.02 mass% or less (as close to 0 as possible).
「Ａｌ：０．０２〜０．０５質量％」
Ａｌ（アルミニウム）は、製鋼時に脱酸剤として作用する。又、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、熱処理時の加熱による芯部の結晶粒成長を抑制する。芯部の結晶粒経は、芯部の破壊靭性値に大きな影響を及ぼし、この芯部の結晶粒径は、平均２０μｍ以下とする事が好ましい。特に、比較的大型の転がり軸受では、浸炭窒化処理或いは浸炭処理を施す際の保持時間が長くなり、結晶粒が成長し易い為、Ａｌによる結晶粒成長抑制効果は重要になる。Ａｌが０．０２質量％未満であると、これらの効果を十分に得る事ができない。但し、０．０５質量％を超えると、非金属介在物であるＡｌ2 Ｏ3 が形成され易くなり、転がり疲労寿命の低下を招く恐れがある。この為、本発明の場合には、Ａｌ含有量を０．０２〜０．０５質量％としている。
“Al: 0.02 to 0.05 mass%”
Al (aluminum) acts as a deoxidizer during steelmaking. Moreover, it combines with N to form AlN and suppresses crystal grain growth in the core due to heating during heat treatment. The crystal grain size of the core part has a great influence on the fracture toughness value of the core part, and the average crystal grain size of the core part is preferably 20 μm or less. In particular, in the case of a relatively large rolling bearing, since the holding time during the carbonitriding process or the carburizing process becomes long and the crystal grains easily grow, the effect of suppressing the crystal grain growth by Al becomes important. If the Al content is less than 0.02% by mass, these effects cannot be obtained sufficiently. However, if it exceeds 0.05% by mass, Al 2 O 3 that is a non-metallic inclusion is likely to be formed, which may lead to a reduction in rolling fatigue life. For this reason, in the case of this invention, Al content is 0.02-0.05 mass%.
「Ｎ：０．０１〜０．０３質量％」
Ｎ（窒素）は、Ａｌと結合してＡｌＮを形成して、熱処理時の加熱による芯部の結晶粒成長を抑制する。芯部の結晶粒径は、芯部の破壊靱性値に大きな影響を及ぼす（結晶粒径は小さい程良い）。上述したＡｌと同様に、比較的大型の転がり軸受に於いては、Ｎによる結晶粒成長抑制効果は重要になる。Ｎが０．０１質量％未満であると、これらの効果を十分に得る事ができなくなる。但し、０．０３質量％を超えると、非金属介在物であるＴｉＮが形成され易くなり、転がり疲労寿命の低下を招く恐れがある。この為、本発明の場合には、Ｎ含有量を０．０１〜０．０３質量％としている。
“N: 0.01 to 0.03 mass%”
N (nitrogen) combines with Al to form AlN, and suppresses crystal grain growth in the core due to heating during heat treatment. The crystal grain size of the core has a large effect on the fracture toughness value of the core (the smaller the crystal grain size, the better). As in the case of Al described above, the effect of suppressing crystal grain growth by N is important in a relatively large rolling bearing. When N is less than 0.01% by mass, these effects cannot be obtained sufficiently. However, if it exceeds 0.03 mass%, TiN which is a non-metallic inclusion is likely to be formed, and the rolling fatigue life may be reduced. For this reason, in the case of this invention, N content is 0.01-0.03 mass%.
「Ｔｉ：５０質量ppm 以下」
Ｔｉ（チタン）は、非金属介在物であるＴｉＮを形成して、転がり疲労寿命に悪影響を及ぼす。この為、鋼中へのＴｉ含有量は少ない方が好ましい。又、ＴｉＮが形成されると、結晶粒径の粒成長を抑制する効果のあるＡｌＮの形成が阻害される。特に、Ｔｉ含有量が５０質量ppm を超えると、転がり疲労寿命に低下が生じ、ＡｌＮによる結晶粒成長抑制の効果が阻害される。この為、本発明の場合には、Ｔｉ含有量を５０質量ppm 以下としている。
“Ti: 50 mass ppm or less”
Ti (titanium) forms TiN, which is a non-metallic inclusion, and adversely affects the rolling fatigue life. For this reason, it is preferable that the Ti content in the steel is small. Further, when TiN is formed, formation of AlN having an effect of suppressing grain growth with a crystal grain size is hindered. In particular, when the Ti content exceeds 50 ppm by mass, the rolling fatigue life is lowered, and the effect of suppressing crystal grain growth by AlN is hindered. For this reason, in the case of this invention, Ti content is 50 mass ppm or less.
「Ｏ：１２質量ppm 以下」
Ｏ（酸素）は、非金属介在物であるＡｌ2 Ｏ3 等の酸化物を形成して、転がり疲労寿命に悪影響を及ぼす。この為、鋼中へのＯ含有量は少ない方が好ましい。又、Ａｌ2 Ｏ3 が形成されると、上述したＴｉの場合と同様に、結晶粒径の粒成長を抑制する効果のあるＡｌＮの形成が阻害される。特に、Ｏ含有量が１２質量ppm を超えると、転がり疲労寿命に低下が生じ、ＡｌＮによる結晶粒成長抑制の効果が阻害される。この為、本発明の場合には、Ｏの含有量を１２質量ppm 以下としている。
“O: 12 mass ppm or less”
O (oxygen) forms an oxide such as non-metallic inclusions such as Al 2 O 3 and adversely affects the rolling fatigue life. For this reason, it is preferable that the O content in the steel is small. Further, when Al 2 O 3 is formed, the formation of AlN having an effect of suppressing the grain growth of the crystal grain size is hindered as in the case of Ti described above. In particular, when the O content exceeds 12 ppm by mass, the rolling fatigue life is lowered, and the effect of suppressing crystal grain growth by AlN is hindered. For this reason, in the present invention, the O content is set to 12 mass ppm or less.
「転動体の直径の１％に相当する長さをＸとして、転がり接触面の表面から深さＸ位置を基準とする技術的意義」
軌道輪と転動体との転がり接触部には接触面圧が作用し、この接触面圧によって、これら軌道輪及び転動体を構成する材料内部には剪断応力が作用する。ここで、この剪断応力の深さ方向への分布と、転動体の直径の大きさとの間には密接な関係があり、転がり軸受の使用条件によって絶対値は変化するものの、転動体の直径の１％に相当する長さをＸとした場合に、転がり接触面の表面から深さＸ位置には、相対的に高い剪断応力が作用する。従って、水素による組織変化が発生する場合には、この深さＸ位置付近に発生する可能性が高くなる。この様な事情に鑑みて、本発明の場合には、組織変化が発生する可能性の高い、深さＸ位置のＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量を規定して、組織変化の発生を抑制する事を意図している。
“Technical significance with reference to the depth X position from the surface of the rolling contact surface, where X is the length corresponding to 1% of the diameter of the rolling element”
A contact surface pressure acts on the rolling contact portion between the race and the rolling element, and a shear stress acts on the material constituting the race and the rolling element due to the contact surface pressure. Here, there is a close relationship between the distribution of the shear stress in the depth direction and the diameter of the rolling element, and although the absolute value varies depending on the use conditions of the rolling bearing, the diameter of the rolling element varies. When the length corresponding to 1% is X, a relatively high shear stress acts on the position of the depth X from the surface of the rolling contact surface. Therefore, when a structural change due to hydrogen occurs, the possibility of occurrence near the depth X position increases. In view of such circumstances, in the case of the present invention, the C + N concentration at the depth X position, the hardness, and the amount of retained austenite are specified to suppress the occurrence of the structure change, which is highly likely to cause the structure change. Intended to do.
「深さＸ位置での硬さ：Ｈｖ６７４〜８００（ＨＲＣ５９〜６４）」
浸炭窒化処理を施す事によって、表層部のＣ濃度及びＮ濃度が高くなる為、この表層部には、焼入れ・焼戻し処理後に硬化層が形成される。ここで、転がり疲労に対する強度は硬さが高い程向上する為、深さＸ位置の様に、高い剪断応力が作用する部分では、硬さは高い方が好ましい。深さＸ位置での硬さがＨｖ６７４未満であると、硬さが不足する事により転がり疲労寿命が低下する。但し、Ｈｖ８００を超えると、破壊靭性値の低下を招く。この為、本発明の場合には、深さＸ位置での硬さを、Ｈｖ６７４〜Ｈｖ８００（ＨＲＣ５９〜６４）の範囲に規制している。
"Hardness at depth X position: Hv674-800 (HRC59-64)"
By performing the carbonitriding process, the C concentration and N concentration of the surface layer portion are increased, and thus a hardened layer is formed on the surface layer portion after quenching and tempering treatment. Here, since the strength against rolling fatigue increases as the hardness increases, it is preferable that the hardness is higher in a portion where a high shear stress acts, such as the depth X position. If the hardness at the depth X position is less than Hv674, the rolling fatigue life is reduced due to insufficient hardness. However, when Hv800 is exceeded, the fracture toughness value is lowered. For this reason, in the present invention, the hardness at the depth X position is restricted to the range of Hv674 to Hv800 (HRC59 to 64).
「深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度：０．９〜１．５質量％」
Ｃ及びＮは、細かく分散した炭化物及び炭窒化物を形成する。これら炭化物及び炭窒化物は、転がり接触面の表面から水素が侵入した場合に、この水素をトラップする効果がある。この為、水素が局所的に濃化する（水素濃度が局所的に上昇する）事を抑制して、組織変化の発生を遅延させる事ができる。深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度が０．９質量％未満であると、組織変化を遅延させる効果が不足する。但し、１．５質量％を超えると、表層部（硬化層）の破壊靱性値の低下が無視できなくなる。この為、本発明の場合には、深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度を、０．９〜１．５質量％の範囲に規制している。
“C + N concentration at depth X position: 0.9 to 1.5 mass%”
C and N form finely dispersed carbides and carbonitrides. These carbides and carbonitrides have an effect of trapping hydrogen when hydrogen enters from the surface of the rolling contact surface. For this reason, it can suppress that hydrogen concentrates locally (hydrogen concentration rises locally), and can delay generation | occurrence | production of a structure | tissue change. If the C + N concentration at the depth X position is less than 0.9% by mass, the effect of delaying the tissue change is insufficient. However, when it exceeds 1.5 mass%, the fall of the fracture toughness value of a surface layer part (hardened layer) cannot be disregarded. For this reason, in the case of this invention, the C + N density | concentration in the depth X position is controlled in the range of 0.9-1.5 mass%.
「深さＸ位置での残留オーステナイト量：２０〜５０容量％」
残留オーステナイトは、マルテンサイト中に細かく分散して、転がり接触面の表面から水素が侵入した場合に、水素をトラップする効果がある。この為、水素が局所的に濃化する事を抑制して、組織変化の発生を遅延させる事ができる。深さＸ位置での残留オーステナイト量が２０容量％未満であると、組織変化を遅延させる効果が不足する。但し、５０容量％を超えると、硬さの低下を招き、転がり疲労寿命の低下が無視できなくなる。この為、本発明の場合には、深さＸ位置での残留オーステナイト量を、２０〜５０容量％としている。
"Amount of retained austenite at depth X position: 20-50% by volume"
Residual austenite has the effect of trapping hydrogen when finely dispersed in martensite and hydrogen enters from the surface of the rolling contact surface. For this reason, it is possible to suppress the local concentration of hydrogen and to delay the occurrence of the tissue change. If the amount of retained austenite at the depth X position is less than 20% by volume, the effect of delaying the structural change is insufficient. However, if it exceeds 50% by volume, the hardness is lowered, and the rolling fatigue life cannot be ignored. For this reason, in the present invention, the amount of retained austenite at the depth X position is set to 20 to 50% by volume.
「転動体の直径の１５％に相当する長さをＹとして、転がり接触面の表面からの深さＹ位置を基準とする技術的意義」
軌道輪と転動体との転がり接触部での接触面圧によって、これら軌道輪及び転動体を構成する材料内部には剪断応力が作用するが、この剪断応力の大きさは、転がり接触面の表面では小さく、転動体の直径の１〜２％に相当する深さで最大となり、それ以上深くなるに従って小さくなる。剪断応力が高い領域では、転がり疲労に耐えるべく、高強度である必要があるが、剪断応力の低い領域では、亀裂が深さ方向に進展して割損が発生しない様に、或る程度大きな破壊靱性値を確保する事が重要となる。転動体の直径の１５％に相当する長さをＹとした場合に、転がり接触面の表面から深さＹ位置は、剪断応力が十分に低くなる領域であり、転がり疲労に耐える事を考慮するよりも、亀裂がそれ以上深さ方向に進展しない様にする事の方が重要となる。この様に、本発明の場合には、亀裂の進展の抑制を優先し、破壊靱性値を十分に高く確保する必要がある領域として、深さＹ位置を規定している。
“Technical significance based on the position of the depth Y from the surface of the rolling contact surface, where Y is the length corresponding to 15% of the diameter of the rolling element”
The contact surface pressure at the rolling contact portion between the bearing ring and the rolling element causes a shear stress to act on the material constituting the bearing ring and the rolling element. The magnitude of this shear stress depends on the surface of the rolling contact surface. Is small and becomes maximum at a depth corresponding to 1 to 2% of the diameter of the rolling element, and becomes smaller as the depth becomes deeper. In regions with high shear stress, high strength is required to withstand rolling fatigue, but in regions with low shear stress, it is somewhat large so that cracks do not develop in the depth direction and breakage occurs. It is important to ensure the fracture toughness value. Considering that the length corresponding to 15% of the diameter of the rolling element is Y, the depth Y position from the surface of the rolling contact surface is a region where the shear stress is sufficiently low, and withstands rolling fatigue. It is more important to prevent cracks from developing further in the depth direction. As described above, in the case of the present invention, priority is given to the suppression of the progress of cracks, and the depth Y position is defined as a region where it is necessary to ensure a sufficiently high fracture toughness value.
「深さＹ位置での硬さ：Ｈｖ５１３以下（ＨＲＣ５０以下）」
一般的に知られている様に、硬さが低い方が破壊靱性値は高くなる。この為、深さＹ位置での硬さは、低い方が好ましい事になる。硬さがＨｖ５１３を超えると、破壊靱性値が不足し、亀裂の深さ方向への進展を抑制する効果が小さくなる。この為、本発明の場合には、深さＹ位置での硬さを、Ｈｖ５１３以下（ＨＲＣ５０以下）としている。
尚、深さＹ位置での硬さをＨｖ５１３以下に規制する為には、鋼中の合金成分、及び、焼入れ・焼戻し条件（温度、保持時間等）を適正に規制すると共に、浸炭窒化処理或いは浸炭処理の条件（温度、保持時間等）を制御して、浸炭窒化或いは浸炭による硬化層が深さＹ位置まで達しない様に規制する事が必要である。
"Hardness at depth Y position: Hv513 or less (HRC50 or less)"
As is generally known, the fracture toughness value increases as the hardness decreases. For this reason, it is preferable that the hardness at the depth Y position is lower. When the hardness exceeds Hv513, the fracture toughness value is insufficient, and the effect of suppressing the progress of the crack in the depth direction is reduced. For this reason, in the case of the present invention, the hardness at the depth Y position is set to Hv513 or less (HRC50 or less).
In addition, in order to restrict the hardness at the depth Y position to Hv 513 or less, alloy components in steel and quenching / tempering conditions (temperature, holding time, etc.) are appropriately regulated, and carbonitriding treatment or It is necessary to control the carburizing treatment conditions (temperature, holding time, etc.) so that the hardened layer by carbonitriding or carburizing does not reach the depth Y position.
「転動体の直径が３０mm以上」
上述の説明からも明らかな様に、転動体の直径が大きくなる程、剪断応力が作用する深さは深くなる。従って、転動体の直径が大きくなる程、組織変化に基づき発生する亀裂も、転がり接触面の表面から深い位置に発生する事になる。亀裂が進展して割損（破壊）に至るか否かを検討する場合、物理的なパラメータとして応力拡大係数Ｋを用いる事が考えられる。この応力拡大係数Ｋは、一般的に下記のパラメータで表される。
Ｋ＝Ｆσ√（πａ） （Ｆ：定数、σ：応力、ａ：亀裂長さ）
軌道輪が割損に至るか否かを検討する場合、亀裂長さａは、転がり接触面の表面から亀裂が存在する最大深さまでの長さに相当する。ここで、上述した様に、転動体の直径が大きくなる程、転がり接触面の表面から深い位置で亀裂が発生し易くなる為、上記亀裂長さａは大きくなる。この結果、上記応力拡大係数Ｋが大きくなり、割損が生じ易くなる事が分かる。特に、本発明の様に、転動体の直径が３０mm以上になると、組織変化に伴い亀裂が発生した場合に割損が生じ易くなる。この為、転動体の直径を３０mm以上とした場合に、芯部での破壊靱性値を高く確保できる、本発明の効果が特に顕著になる。
"Rolling body diameter is 30mm or more"
As is clear from the above description, the greater the diameter of the rolling element, the deeper the depth at which the shear stress acts. Therefore, as the diameter of the rolling element increases, cracks that occur due to structural changes also occur deeper from the surface of the rolling contact surface. When investigating whether or not the crack progresses and leads to breakage (fracture), it is conceivable to use the stress intensity factor K as a physical parameter. This stress intensity factor K is generally expressed by the following parameters.
K = Fσ√ (πa) (F: constant, σ: stress, a: crack length)
When examining whether or not the raceway is broken, the crack length a corresponds to the length from the surface of the rolling contact surface to the maximum depth at which the crack exists. Here, as described above, as the diameter of the rolling element increases, cracks are likely to occur at a deeper position from the surface of the rolling contact surface, and thus the crack length a increases. As a result, it can be seen that the stress intensity factor K is increased and breakage easily occurs. In particular, when the diameter of the rolling element is 30 mm or more as in the present invention, breakage is likely to occur when a crack occurs due to a structural change. For this reason, when the diameter of the rolling element is set to 30 mm or more, the effect of the present invention, which can ensure a high fracture toughness value at the core, is particularly remarkable.
尚、転がり軸受の用途のうちで、転動体の直径が比較的大きく、即ち、転がり軸受のサイズ（外径、内径）が比較的大きく、水素が侵入して組織変化を生じ易いものに、風力発電装置を構成する主軸の回転支持部、変速機を構成する回転軸の回転支持部の他、建設機械、産業用ロボットの回転支持部に組み込む用途が挙げられる。これらの用途では、潤滑油に合成油を使用したり、添加剤を加えたりする他、湿度が高い条件で使用される場合がある為、潤滑油の種類や潤滑油に含有される水分量によっては、鋼中に水素が侵入し易くなる。又、これらの用途では、転がり軸受の回転速度変動や負荷荷重変動が大きくなる為、転動体の回転が不安定になり易く、軌道面と転動面との間にすべりが発生し易い。この様なすべりが発生した場合には、軌道面或いは転動面が活性化して、潤滑油の分解によって発生した水素が、鋼中に侵入し易くなる。従って、請求項２に記載した様に、本発明を上述の様な用途に使用する転がり軸受に適用した場合に、長寿命化の効果が特に顕著になる。 Of the rolling bearing applications, the rolling element has a relatively large diameter, that is, the size (outer diameter, inner diameter) of the rolling bearing is relatively large, and hydrogen easily penetrates to cause a structural change. In addition to the rotation support portion of the main shaft that constitutes the power generation device and the rotation support portion of the rotation shaft that constitutes the transmission, there are applications that are incorporated into the rotation support portion of construction machines and industrial robots. In these applications, there are cases where synthetic oil is used as a lubricating oil, additives are added, and it is used under high humidity conditions, so depending on the type of lubricating oil and the amount of water contained in the lubricating oil. Makes it easier for hydrogen to penetrate into the steel. Further, in these applications, since the rotational speed fluctuation and load load fluctuation of the rolling bearing increase, the rotation of the rolling element tends to become unstable, and slippage tends to occur between the raceway surface and the rolling surface. When such a slip occurs, the raceway surface or the rolling surface is activated, and hydrogen generated by the decomposition of the lubricating oil easily enters the steel. Therefore, as described in claim 2 , when the present invention is applied to a rolling bearing used for the above-mentioned purposes, the effect of extending the life becomes particularly remarkable.
本発明の特徴は、転がり軸受を構成する１対の軌道輪と複数個の転動体とのうちの少なくとも１種の部材の、鋼中の合金元素の含有量を工夫すると共に、転動体の直径を基準として、硬さ、Ｃ＋Ｎ濃度、残留オーステナイト量を、それぞれ規制した点にある。
図面に表れる構造に就いては、前述の図１及び図２に示した構造を含め、従来から知られている各種転がり軸受と同様である為、具体的構造に就いての図示並びに説明は省略する。
A feature of the present invention is that the content of the alloy element in steel of at least one member of a pair of race rings and a plurality of rolling elements constituting a rolling bearing is devised, and the diameter of the rolling element , The hardness, the C + N concentration, and the amount of retained austenite are respectively regulated.
The structure shown in the drawings is the same as that of various types of conventionally known rolling bearings, including the structure shown in FIG. 1 and FIG. 2 described above, and the illustration and description of the specific structure are omitted. To do.
本発明の効果を確認する為に行った実験に就いて説明する。実験には、次の表１にＡ〜Ｋに示した１１種類の合金鋼に、高炭素クロム軸受鋼２種（ＪＩＳ ＳＵＪ２）を加えた１２種類の金属材料を使用した。
本実験では、先ず、上記表１中の１１種類の鋼種のうち、合金成分が本発明の技術的範囲から外れる鋼種Ａ〜Ｃ及び本発明の技術的範囲に属する鋼種Ｄ〜Ｆにより、前述の図１に示した様な、ラジアル玉軸受を構成する内輪５と、前述の図２に示した様な、ラジアル円すいころ軸受を構成する内輪５ａとを造った。上記ラジアル玉軸受の大きさは、呼び番号で６３１７（外径：１８０mm、内径：８５mm、幅：４１mm、玉の直径：３０．２mm）とし、上記ラジアル円すいころ軸受の大きさは、呼び番号でＨＲ３０３２６Ｊ｛外径：２８０mm、内径：１３０mm、幅：６３．７５mm、ころの直径（大径側端部の直径）：３９．３mm｝とした。又、本実験では、上記内輪５、５ａを除く、外輪及び複数個の転動体（玉、円すいころ）に就いては、高炭素クロム軸受鋼３種（ＪＩＳ ＳＵＪ３）を用いて作製した。尚、本実験で、内輪のみを本発明に係る合金鋼製とした理由は、上記２種類の転がり軸受と後述する試験条件との組み合わせが、内輪で最も剥離が生じ易くなる組み合わせである事による。従って、軸受の種類及び使用条件等によって、外輪に剥離が生じ易い場合には、この外輪を本発明に係る合金鋼製とし、同じく転動体で剥離が生じ易い場合には、この転動体を本発明に係る合金鋼製とする事ができる事は勿論である。
In this experiment, first, among the 11 types of steel types in Table 1 above, the steel types A to C whose alloy components deviate from the technical scope of the present invention and the steel types D to F belonging to the technical scope of the present invention were used. The inner ring 5 constituting the radial ball bearing as shown in FIG. 1 and the
上述の様なラジアル玉軸受とラジアル円すいころ軸受との場合の何れも、上記内輪５、５ａは、鋼種Ａ〜Ｆの鋼材を所定のサイズに切断した後、熱間鍛造加工及び旋削加工を行う事で、内輪の形状に加工する。次に、熱処理として、先ず浸炭窒化処理を施し、次いで焼入れ処理を施した後、最後に焼戻し処理を施す。このうちの浸炭窒化処理は、ＲＸガス、エンリッチガス、及び、アンモニアガスの混合ガスを雰囲気に用いて、１１５０〜１２２０Ｋ（絶対温度）で、１０〜１８０時間保持した後、空冷或いは油冷する事によって行う。その後の焼入れ処理は、１１００〜１１７０Ｋで、１〜６時間保持する事により行い、焼戻し処理は、４３０〜５１０Ｋで、２〜１０時間保持する事により行う。これらの熱処理条件（温度、保持時間等）を調整する事により、Ｃ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量がそれぞれ、本発明の技術的範囲に含まれる様に規制する。又、この様な熱処理の後、研削加工を施し、完成形状に仕上げる。そして、この様にして作製した内輪５、５ａに、高炭素クロム軸受鋼３種から作製した外輪及び複数個の転動体と、保持器とを組み合わせて、ラジアル玉軸受及びラジアル円すいころ軸受を得た。
In any of the above-described radial ball bearings and radial tapered roller bearings, the
上述の様な工程を経て、ラジアル玉軸受（呼び番号：６３１７）とラジアル円すいころ軸受（呼び番号：ＨＲ３０３２６Ｊ）との２種類の転がり軸受を製作した。このうちのラジアル玉軸受に関して行った寿命評価試験に就いて、以下に説明する。この実験では、鋼種Ａ〜Ｆを用いて上述の様な工程を経て作製したラジアル玉軸受（参考例１〜３及び実施例１〜３）を、鋼種毎にそれぞれ３個ずつ用意した。又、比較例として、前記表１中の鋼種のうち、合金成分が本発明の技術的範囲から外れる鋼種Ｇ〜Ｋを用いて製作した内輪を有するラジアル玉軸受（比較例１〜５）と、合金成分が本発明の技術的範囲から外れる鋼種Ａ〜Ｃを用いると共に、その後の熱処理条件も適当でない事により、本発明の技術的範囲から外れる内輪を有するラジアル玉軸受（比較例６〜８）と、高炭素クロム軸受鋼２種により製作した内輪を有するラジアル玉軸受（比較例９）とを、それぞれ３個ずつ用意した。そして、下記の条件で寿命評価試験を行い、それぞれの平均寿命を求めた。更に、本実験では、剥離発生部分を切断する事により断面を観察し、亀裂が深さ方向へ進展しているか否かに就いても調べた。尚、本実験は、各試料の何れかの転がり接触面に剥離が発生した時点で試験を中止した。 Through the processes described above, two types of rolling bearings were manufactured: a radial ball bearing (nominal number: 6317) and a radial tapered roller bearing (nominal number: HR30326J). The life evaluation test performed on the radial ball bearings will be described below. In this experiment, three radial ball bearings ( Reference Examples 1 to 3 and Examples 1 to 3 ) prepared through the above-described steps using steel types A to F were prepared for each steel type. As a comparative example, among the steel types in Table 1, radial ball bearings (Comparative Examples 1 to 5) having an inner ring manufactured using steel types G to K whose alloy components deviate from the technical scope of the present invention, alloy component with use of the steel grade A~C departing from the scope of the present invention, by not also suitable subsequent heat treatment conditions, radial ball bearing having an inner race departing from the scope of the present invention (Comparative examples 6-8) Three radial ball bearings (Comparative Example 9) each having an inner ring made of two types of high carbon chromium bearing steel were prepared. And the life evaluation test was done on the following conditions, and each average life was calculated | required. Furthermore, in this experiment, the cross section was observed by cutting off the part where the peeling occurred, and it was examined whether or not the crack had progressed in the depth direction. In this experiment, the test was stopped when peeling occurred on any rolling contact surface of each sample.
［試験条件］
ラジアル荷重 ： ６６．２ｋＮ
回転速度 ： ２０００min −1
潤滑油 ： 鉱油系潤滑油（酸化防止剤、摩耗防止剤入り）
この様な条件により行った実験の結果を、各試料の性状と共に、次の表２に示す。尚、この試験条件は、潤滑油の分解によって発生する水素量が多く、この水素が内輪軌道４に侵入し易い厳しい条件である。
[Test conditions]
Radial load: 66.2kN
Rotational speed: 2000min -1
Lubricant: Mineral oil (with antioxidant and anti-wear agent)
The results of experiments conducted under such conditions are shown in Table 2 below together with the properties of each sample. This test condition is a severe condition in which a large amount of hydrogen is generated by the decomposition of the lubricating oil, and this hydrogen easily enters the inner ring raceway 4.
この表２には、内輪５の鋼種、及び、内輪軌道４の表面から深さＸ位置（０．３０２mm）でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量（残留γ量）、並びに、深さＹ位置（４．５３mm）での硬さを、耐久試験の結果と共に記載している。尚、Ｃ＋Ｎ濃度は、ＥＰＭＡを用いて測定し、残留オーステナイト量に就いては、Ｘ線回折装置を使用して測定した。又、試験結果を表す、上記表２の平均寿命とは、高炭素クロム軸受鋼２種により作製した内輪を有する比較例９の平均寿命を１．０として、これとの比率で表している。尚、今回の実験では、剥離は全て内輪５（内輪軌道４）に生じ、剥離部分には組織変化を生じていた。これは、潤滑油が分解する事によって発生した水素が、上記内輪軌道４に侵入した為であると推定される。 Table 2 shows the steel type of the inner ring 5, the C + N concentration at the depth X position (0.302 mm) from the surface of the inner ring raceway 4, the hardness, the amount of retained austenite (residual γ amount), and the depth Y The hardness at the position (4.53 mm) is described together with the result of the durability test. The C + N concentration was measured using EPMA, and the amount of retained austenite was measured using an X-ray diffractometer. The average life in Table 2 above, which represents the test results, is expressed as a ratio with respect to 1.0, assuming that the average life of Comparative Example 9 having an inner ring made of two types of high carbon chromium bearing steel is 1.0. In this experiment, all peeling occurred on the inner ring 5 (inner ring raceway 4), and a change in structure occurred on the peeling portion. This is presumably because the hydrogen generated by the decomposition of the lubricating oil entered the inner ring raceway 4.
この様な条件で行った寿命評価試験の結果を示す前記表２から分かる様に、内輪軌道４の表面からの深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量、内輪軌道４の表面からの深さＹ位置での硬さの何れもが、本発明で規定する範囲内であり、内輪５を構成する合金鋼の組成（Ｃｒの含有量）のみが本発明で規定する範囲から外れる参考例１〜３、及び、内輪５を構成する合金鋼の組成（合金成分）に就いても本発明で規定する範囲内である実施例１〜３の試料は、水素が侵入し易い厳しい条件下でも、組織変化の発生が効果的に抑制される為、比較例に比べて平均寿命が大きく向上している。更に、芯部の破壊靭性値が高く確保されている為、亀裂が深さ方向に進展する事も防止できている。特に、合金鋼の組成（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量）をより好適な範囲に規制した、実施例１〜３に就いては、３個の試料の全てが、比較例９に剥離が発生してから５倍の時間（平均寿命の５倍の時間）が経過した後に於いても、剥離が発生しなかった為、試験を打ち切った。この様に、上記実施例１〜３に関しては、平均寿命が著しく向上した。 As can be seen from Table 2 showing the results of the life evaluation test conducted under such conditions, the C + N concentration at the depth X position from the surface of the inner ring raceway 4 , the hardness, the amount of retained austenite, the surface of the inner ring raceway 4 The hardness at the depth Y position from the inside is within the range defined by the present invention, and only the composition of the alloy steel (Cr content) constituting the inner ring 5 deviates from the range defined by the present invention. The samples of Examples 1 to 3 , which are within the range defined by the present invention even for the compositions (alloy components) of the reference steels 1 to 3 and the alloy steel constituting the inner ring 5 , are severe conditions in which hydrogen easily enters. Even below, since the occurrence of structural changes is effectively suppressed, the average life is greatly improved compared to the comparative example. Furthermore, since the fracture toughness value of the core is high, it is possible to prevent the crack from progressing in the depth direction. In particular, in Examples 1 to 3 , in which the composition of the alloy steel (content of Si, Mn, Cr, and Mo) was regulated to a more suitable range, all three samples were peeled off in Comparative Example 9. Even after a lapse of 5 times (5 times the average life) has elapsed since the occurrence of, the test was terminated because no peeling occurred. As described above, with respect to Examples 1 to 3 , the average life was remarkably improved.
これに対して、比較例１は、合金鋼中のＣ含有量（濃度）が低い事に起因して、深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度が低い為、炭化物及び炭窒化物が鋼中に侵入した水素をトラップする効果を十分に得られず、本実施例（及び参考例）の場合に比べて、組織変化型剥離が早期に発生し、転がり軸受の疲労寿命が短くなっている。
反対に、比較例２は、合金鋼中のＣ含有量が高すぎる事に起因して、深さＹ位置での硬さが高く、更に、Ｐ含有量が高い為、内部の破壊靱性値が低くなる。この為、剥離発生部分に深さ方向に進展した亀裂が発生している。
又、比較例３は、合金鋼中のＳｉ及びＭｏ含有量が高すぎる事に起因して、深さＸ位置及び深さＹ位置での硬さが高くなっている。この為、破壊靱性値が低くなり、剥離発生部分に深さ方向に進展した亀裂が発生している。
又、比較例４は、合金鋼中のＣｒ含有量が低い事に起因して、水素による組織変化を遅延する効果が小さい。この為、組織変化型剥離が早期に発生し、転がり疲労寿命が短くなっている。又、合金鋼中のＡｌ及びＮ含有量が低い為、破壊靱性値が低くなり、剥離発生部分に深さ方向に進展した亀裂が発生している。
又、比較例５は、合金鋼中のＣｒ含有量が高すぎると共に、浸炭窒化処理（処理条件）が不適正であった事に起因して、深さＸ位置での残留オーステナイト量が多すぎる。更に、合金鋼中のＡｌ及びＯ含有量が高すぎる為、非金属介在物であるＡｌ2 Ｏ3 が生成され易くなっている。従って、転がり疲労寿命が短くなっている。
又、比較例６は、浸炭窒化処理と、焼入れ・焼戻し処理との少なくとも一つの処理が不適正であった為、深さＸ位置での残留オーステナイト量が低くなっている。この為、残留オーステナイトが、鋼中に侵入した水素をトラップする効果が小さく、本実施例（及び参考例）の場合に比べて、転がり疲労寿命が短くなっている。
又、比較例７は、浸炭窒化処理と、焼入れ・焼戻し処理との少なくとも一つの処理が不適正であった為、深さＸ位置での硬さが低くなっている。この為、転がり疲労に対する材料強度が低く、本実施例（及び参考例）の場合に比べて、転がり疲労寿命が短くなっている。
又、比較例８は、浸炭窒化処理条件が不適正であった為、深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度が低くなっている。この為、炭化物及び炭窒化物が、鋼中に侵入した水素をトラップする効果が小さく、本実施例の場合に比べて、転がり疲労寿命が短くなっている。
更に、比較例９は、水素の侵入を抑制する為の対策、及び、亀裂の深さ方向への進展を抑制する対策の何れもなされていない為、早期に組織変化型剥離が発生すると共に、亀裂も深さ方向に進展している。
On the other hand, in Comparative Example 1, because the C content (concentration) in the alloy steel is low, the C + N concentration at the depth X position is low, so that carbide and carbonitride enter the steel. The effect of trapping the generated hydrogen cannot be sufficiently obtained, and the structure change type peeling occurs earlier than in the case of this embodiment (and the reference example) , and the fatigue life of the rolling bearing is shortened.
On the other hand, Comparative Example 2 has a high hardness at the depth Y position due to the C content in the alloy steel being too high, and furthermore, because the P content is high, the internal fracture toughness value is Lower. For this reason, the crack which extended in the depth direction has generate | occur | produced in the peeling generation | occurrence | production part.
Further, in Comparative Example 3, the hardness at the depth X position and the depth Y position is high because the Si and Mo contents in the alloy steel are too high. For this reason, the fracture toughness value is lowered, and cracks that have developed in the depth direction are generated in the peeled portions.
In Comparative Example 4, the effect of delaying the structural change due to hydrogen is small due to the low Cr content in the alloy steel. For this reason, the structure change-type peeling occurs early and the rolling fatigue life is shortened. Further, since the Al and N contents in the alloy steel are low, the fracture toughness value is low, and cracks that have developed in the depth direction are generated in the peeled portions.
In Comparative Example 5, the Cr content in the alloy steel is too high, and the amount of retained austenite at the depth X position is too large due to inappropriate carbonitriding (treatment conditions). . Furthermore, since the Al and O contents in the alloy steel are too high, Al 2 O 3 which is a non-metallic inclusion is easily generated. Therefore, the rolling fatigue life is shortened.
In Comparative Example 6, since the carbonitriding process and at least one of the quenching and tempering processes are inappropriate, the amount of retained austenite at the depth X position is low. For this reason, the retained austenite has a small effect of trapping hydrogen that has penetrated into the steel, and the rolling fatigue life is shortened as compared with the case of this example (and the reference example) .
Further, in Comparative Example 7, the hardness at the depth X position is low because at least one of the carbonitriding process and the quenching / tempering process is inappropriate. For this reason, the material strength with respect to rolling fatigue is low, and the rolling fatigue life is shortened compared with the case of a present Example (and reference example) .
Moreover, since the carbonitriding process conditions were inadequate in the comparative example 8, the C + N density | concentration in the depth X position is low. For this reason, carbide and carbonitride are less effective in trapping hydrogen that has entered the steel, and the rolling fatigue life is shorter than in the case of the present embodiment.
Furthermore, in Comparative Example 9, since none of the measures for suppressing the intrusion of hydrogen and the measures for suppressing the progress in the depth direction of the cracks have been made, tissue change type peeling occurs at an early stage, Cracks have also progressed in the depth direction.
尚、次の表３には、上述した寿命評価試験には直接用いなかったが、前述した様な工程を経て作製したラジアル円すいころ軸受（呼び番号：ＨＲ３０３２６Ｊ）を構成する内輪５ａの鋼種、及び、内輪軌道４ａの表面から深さＸ位置（０．３９３mm）でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量（残留γ量）、並びに、深さＹ位置（５．８９５mm）での硬さを、それぞれ示している。表３に示した実施例４〜６の何れの場合にも、合金成分、深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量、並びに、深さＹ位置での硬さが、本発明の技術的範囲に含まれている。従って、上述したラジアル玉軸受（呼び番号：６３１７）の場合と同様に、水素による組織変化を抑制できると共に、亀裂の深さ方向への進展も効果的に抑制できるものである。
本発明は、前述の図１に示した様なラジアル玉軸受や、前述の図２に示した様なラジアル円すいころ軸受に限らず、円筒ころ軸受、自動調心ころ軸受も対象になる。更には、ラジアル転がり軸受に限らず、スラスト転がり軸受も対象になるし、単列転がり軸受に限らず、複列転がり軸受も対象になる。 The present invention is not limited to the radial ball bearing as shown in FIG. 1 and the radial tapered roller bearing as shown in FIG. 2, but also includes a cylindrical roller bearing and a self-aligning roller bearing. Furthermore, not only radial rolling bearings but also thrust rolling bearings are also targeted, and not only single row rolling bearings but also double row rolling bearings are also targeted.
１ ラジアル玉軸受
２、２ａ 外輪軌道
３、３ａ 外輪
４、４ａ 内輪軌道
５、５ａ 内輪
６ 玉
７、７ａ 保持器
８ ラジアル円すいころ軸受
９ 円すいころ
１０ 大径側鍔部
１１ 小径側鍔部
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1
Claims (2)
これら各転動体の直径が３０mm以上であり、
上記第一の軌道輪と上記第二の軌道輪と上記複数個の転動体との少なくとも１種の部材が、Ｃを０．１５〜０．３０質量％、Ｓｉを０．１〜１．０質量％、Ｍｎを０．３〜１．２質量％、Ｃｒを３．１〜５．０質量％、Ｍｏを１．０質量％以下、Ｎｉを０．３０質量％以下、Ｃｕを０．３０質量％以下、Ｓを０．０２質量％以下、Ｐを０．０２質量％以下、Ａｌを０．０２〜０．０５質量％、Ｎを０．０１〜０．０３質量％、Ｔｉを５０質量ppm 以下、Ｏを１２質量ppm 以下含有し、残りをＦｅと不可避不純物とした合金鋼製で、
浸炭窒化処理或いは浸炭処理、及び、焼入れ・焼戻し処理を行う事により、
上記各転動体の直径の１％に相当する長さをＸとした場合に、運転時に相手面と転がり接触する面の表面からの深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度が０．９〜１．５質量％であり、同じく硬さがＨｖ６７４〜８００であり、同じく残留オーステナイト量が２０〜５０容量％であり、
上記各転動体の直径の１５％に相当する長さをＹとした場合に、上記転がり接触する面の表面からの深さＹ位置での硬さがＨｖ５１３以下である事を特徴とする転がり軸受。 A first raceway having a first raceway surface on any surface, a second raceway having a second raceway surface on a surface opposite to the first raceway surface, and the first and second In a rolling bearing provided with a plurality of rolling elements provided between the raceway surfaces of the two rolling elements,
These rolling elements have a diameter of 30 mm or more,
At least one member of the first raceway ring, the second raceway ring, and the plurality of rolling elements is 0.15 to 0.30% by mass of C and 0.1 to 1.0% of Si. mass%, 0.3-1.2 mass% of Mn, the Cr 3.1 to 5.0 mass%, Mo of 1.0 wt% or less, Ni of 0.30 mass% or less, the Cu 0.30 Mass% or less, S 0.02 mass% or less, P 0.02 mass% or less, Al 0.02 to 0.05 mass%, N 0.01 to 0.03 mass%, Ti 50 mass Made of alloy steel containing ppm or less, 12 mass ppm or less O, and the remainder Fe and inevitable impurities,
By performing carbonitriding or carburizing, and quenching / tempering,
When the length corresponding to 1% of the diameter of each rolling element is X, the C + N concentration at the depth X position from the surface of the surface that is in rolling contact with the counterpart surface during operation is 0.9 to 1.5. Mass%, the hardness is also Hv674-800, the amount of retained austenite is also 20-50% by volume,
A rolling bearing characterized in that when a length corresponding to 15% of the diameter of each rolling element is Y, the hardness at the depth Y position from the surface of the rolling contact surface is Hv 513 or less. .
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