WO2005035814A1 - 転がり軸受 - Google Patents

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nitrogen
test
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Chikara Ohki
Kikuo Maeda
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Ntn Coporation
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races

Definitions

  • the present invention relates to a rolling bearing used for a reduction gear, a drive pinion, a transmission, and the like, and more specifically, has a long rolling contact fatigue characteristic and a high degree of crack resistance. Rollers having strength and aging-related dimensional changes relate to re-bearings.
  • BACKGROUND ART As a heat treatment method that gives long life to rolling contact fatigue of bearing parts, the atmosphere during quenching and heating The ammonia gas is added to the RX gas, and the surface layer of the bearing parts is carbonitrided. (For example, Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 8-47074, Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 11-107247).
  • An object of the present invention is to provide a rolling bearing having a high degree of cracking resistance and dimensional stability, and having excellent rolling fatigue life even in a high temperature environment.
  • the rolling bearing of the present invention is a rolling bearing having an inner ring, an outer ring, and a plurality of rolling elements, wherein at least one member of the inner ring, the outer ring, and the rolling elements includes an inner ring, an outer ring, and a rolling element.
  • C is an essential element for ensuring strength as a rolling bearing, and it is necessary to contain 0.6% or more to maintain the hardness after a predetermined heat treatment. Limited to 0.6%. Also, in the present invention, carbides play an important role in rolling fatigue life as described later, but when the C content exceeds 1.3%, large carbides are generated, and It has been found that the fatigue life is reduced, The upper limit of the C content was limited to 1.3%.
  • Si is desirably added because it has the effect of suppressing softening at high temperatures and improving the heat resistance of rolling bearings.
  • the lower limit of the Si content is limited to 0.3%.
  • the heat resistance improves with an increase in the Si content, but if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated and the hot workability and machinability decrease. Therefore, the upper limit of the Si content was limited to 3.0%.
  • Mn is an element used for deoxidation in the production of steel and is an element that improves hardenability.To achieve this effect, it is necessary to add 0.2% or more of Mn.
  • the lower limit was limited to 0.2%. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.5%, the machinability is greatly reduced. Therefore, the upper limit of the Mn content is limited to 1.5%.
  • the upper limit of the content of P is set to 0.03%.
  • the upper limit of the S content is set to 0.03%.
  • S has a harmful surface as described above, but also has an effect of improving the machinability, so it is desirable to reduce S as much as possible. Is done.
  • Cr is an element that plays an important role in the present invention, and is added to improve hardenability, secure hardness by carbide and improve life. Since the addition of 0.3% or more is necessary to obtain the specified carbide, the lower limit of the Cr content is limited to 0.3%. It was. However, if the content exceeds 5.0%, large carbides are formed and the rolling fatigue life is shortened. Therefore, the upper limit of the Cr content is limited to 5.0%.
  • AI is used as a deoxidizing agent in the production of steel, but it is desirable to reduce it because hard oxide-based inclusions are formed and the rolling fatigue life is reduced. Also, when a large amount of AI exceeds 0.050%, a remarkable decrease in rolling fatigue life was observed, so the upper limit of the AI content was limited to 0.050%. In order to reduce the AI content to less than 0.005%, steel production costs increase. Therefore, it is desirable to limit the lower limit of the AI content to 0.005%.
  • T i, O and N form oxides and nitrides in the steel and become the starting point of fatigue fracture as non-metallic inclusions, which reduce the rolling fatigue life.
  • N: 0.01 5% was set as the upper limit of each element.
  • Ni is an element that plays an important role in the present invention, and in particular, suppresses the structural change in the rolling fatigue process when used in a high-temperature environment and suppresses the decrease in hardness in the high-temperature region. It has the effect of improving the rolling fatigue life. In addition, Ni improves toughness, improves life under foreign material environments, and is effective in improving corrosion resistance. For this reason, since it is necessary to contain Ni at 0.1% or more, the lower limit of the Ni content is limited to 0.1%. However, if a large amount of N ⁇ exceeds 3.0%, a large amount of residual austenite is generated during the quenching process, and the predetermined hardness cannot be obtained, and the cost of the steel material increases. Was limited to 3.0%.
  • the steel material may further contain at least one of Mo in an amount of 0.05% or more and less than 0.25% and V of 0.05% or more and 1.0% or less in mass%.
  • Mo in an amount of 0.05% or more and less than 0.25%
  • V of 0.05% or more and 1.0% or less in mass%.
  • Mo has the effect of improving the hardenability of steel and preventing softening during tempering by forming a solid solution in carbides.
  • Mo has been added because it has been found to improve rolling fatigue life at high temperatures.
  • the Mo content was limited to less than 0.25%. If the Mo content is less than 0.05%, there is no effect on carbide formation, so the lower limit of the Mo content was limited to 0.05%.
  • V combines with carbon to precipitate fine carbides, promotes the refinement of crystal grains, and has the effect of improving strength and toughness.
  • the addition of V improves the heat resistance of steel materials, It has the effect of suppressing softening, improving rolling fatigue life and reducing life variability. Since the V content at which this effect can be obtained is 0.05% or more, the lower limit of the V content is limited to 0.05%. However, if V is contained in a large amount exceeding 1.0%, machinability and hot workability deteriorate, so the upper limit of the V content was limited to 1.0%.
  • the nitrogen-enriched layer is a layer with an increased nitrogen content formed on the raceway ring (outer or inner ring) or the surface layer of the rolling element, and is formed by, for example, carbonitriding, nitriding, or nitriding. Can be done.
  • the nitrogen content in the nitrogen-enriched layer is preferably in the range from 0.1% to 0.7%. If the nitrogen content is less than 0.1%, there is no effect, and the rolling life is shortened especially under the condition of foreign matter contamination. If the nitrogen content is more than 0.7%, voids called voids are formed, and the residual austenite becomes too large, resulting in short life due to insufficient hardness.
  • the nitrogen content is the value at the surface 50 m of the raceway surface after grinding.
  • it can be measured by EPMA (wavelength dispersive X-ray micro analyzer). can do.
  • the austenitic grain size number is 10 or less, the rolling fatigue life is not significantly improved. Normally, it should be 11 or more. The finer the austenite particle size is, the better, but it is usually difficult to obtain a particle size number exceeding 13.
  • the austenitic grains of the bearing parts described above do not change in the surface layer, which is greatly affected by the carburizing and nitriding treatment, or in the inside thereof. Therefore, the target positions in the above range of the grain size number are the surface layer and the inside.
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a rolling bearing according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a method for heat-treating a rolling bearing according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram illustrating a modification of the heat treatment method for a rolling bearing according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 4A is a diagram showing the microstructure of the bearing component of the present invention, particularly austenite grains.
  • FIG. 4B is a diagram showing the microstructure of a conventional bearing component, particularly austenite grains.
  • FIG. 5A shows an austenite grain boundary that illustrates FIG. 4A.
  • FIG. 5B shows an austenite grain boundary illustrating FIG. 4B.
  • FIG. 6 is a diagram showing a test piece for a static crush strength test (measurement of fracture stress value).
  • FIG. 7A is a schematic front view of a rolling fatigue life tester.
  • FIG. 7B is a schematic side view of the rolling fatigue life tester.
  • FIG. 8 is a view showing a test piece for a static fracture toughness test.
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a rolling bearing according to an embodiment of the present invention.
  • the rolling bearing 10 includes an outer ring 1, an inner ring 2, and a rolling element 3.
  • the drawings show radial ball bearings, ball bearings, tapered roller bearings, cylindrical roller bearings, and needle roller bearings are also objects of the embodiments of the present invention.
  • the moving body 3 is rotatably supported by a cage arranged between the outer ring 1 and the inner ring 2.
  • At least one of the bearings of the outer ring 1, the inner ring 2 and the rolling element 3 of the re-bearing is Explaining a heat treatment including a carbonitriding process as a specific example of a process for forming a nitrogen-enriched layer
  • Fig. 2 shows a heat treatment method for a rolling bearing in an embodiment of the present invention.
  • Fig. 3 is a diagram for explaining the method, and
  • Fig. 3 is a diagram for explaining a modified example thereof.
  • Figure 3 is a heat treatment pattern showing the method of performing primary quenching and secondary quenching.Figure 3 shows that during quenching, the material is cooled to below A, the transformation point temperature, then reheated and finally quenched.
  • process 1 ⁇ after carbon and nitrogen are sufficiently diffused into the steel base while diffusing carbon and nitrogen, the steel is cooled to below the transformation point.
  • process T 2 of the in reheated to a temperature lower than or transformation temperature and process, wherein the performing the oil quenching.
  • the above heat treatment as it is once hardened following the conventional carbonitriding hardening i.e. carbonitriding
  • FIG. 4 is a diagram showing the microstructure of a bearing component, particularly austenite grains.
  • FIG. 4A shows a bearing part of the example of the present invention
  • FIG. 4B shows a conventional bearing part. That is, FIG. 4A shows the austenite grain size of the bearing steel to which the heat treatment pattern shown in FIG. 2 is applied.
  • Fig. 4B shows the austenite grain size of the bearing steel by the conventional heat treatment method.
  • FIGS. 5A and 5B show the austenite grain size illustrated in FIGS.
  • the conventional austenite grain size is 10 incense in the particle size number of JIS standard, and according to the heat treatment method of the present invention, 12 incense fine particles can be obtained.
  • the average particle diameter in FIG. 4A was 5.6 m as a result of measurement by the intercept method.
  • Samples A to D (Examples of the present invention): Carbonitriding treatment 850 ° C, holding time 150 minutes. The atmosphere was a mixed gas of RX gas and ammonia gas. In the heat treatment pattern shown in Fig. 2, primary quenching is performed from a carbonitriding temperature of 850 ° C, and then a temperature range 780 lower than the carbonitriding temperature. The secondary quenching was performed by heating to G to 830 ° G. However, the secondary quenching temperature is 780. Sample A of G was excluded from the test because of insufficient quench hardness.
  • Samples E and F Carbonitriding is performed with the same history as in Examples A to D of the present invention, and the secondary quenching temperature is 850 ° C to 870 ° C, which is 850 ° C or higher.
  • Conventional carbonitrided product (comparative example): Carbonitriding 850 ° G, holding time 150 minutes.
  • the atmosphere was a mixed gas of RX gas and ammonia gas. Quenching was performed as it was at the carbonitriding temperature, and secondary quenching was not performed.
  • Normally quenched product (Comparative Example): Quenched by heating to 85CTG without carbonitriding. Secondary quenching was not performed. All of these were tempered at 180 ° G and a holding time of 120 minutes. Next, the test method will be described.
  • the non-diffusible hydrogen content in the steel was analyzed using a DH-103 type hydrogen analyzer manufactured by LECO.
  • the diffusible hydrogen content was not measured.
  • the specifications of this LECO DH-103 hydrogen analyzer are shown below. Analysis range: 0.01 to 50. OO p pm
  • Sample weight size 1 Omg ⁇ 35mg (Max: 12mm diameter x 10 Omm length
  • Furnace temperature range 50 ° G ⁇ 1100 ° C
  • Carrier gas Nitrogen gas
  • Gas dosing gas Hydrogen gas Both gases have a purity of at least 99.99% and a pressure of 40 psi (2.8 kgf / cm 2 ).
  • the outline of the measurement procedure is as follows. Insert the sample collected by the dedicated sampler into the above hydrogen analyzer together with the sampler. The diffusible hydrogen inside is guided to the thermal conductivity detector by the nitrogen carrier gas. This diffusible hydrogen is not measured in this example. Next, the sample is removed from the sampler, heated in a resistance heating furnace, and the non-diffusible hydrogen is guided to the thermal conductivity detector by the nitrogen carrier gas. The amount of non-diffusible hydrogen can be determined by measuring the thermal conductivity with a thermal conductivity detector. (2) Measurement of crystal grain size
  • the Charpy impact test was performed based on the Charpy impact test method for metallic materials of JIS Z 2242.
  • As the test piece a U-notch test piece (JIS No. 3 test piece) shown in JIS Z2202 was used. (4) Measurement of fracture stress value
  • FIG. 6 is a diagram showing a test piece for a static crush strength test (measurement of fracture stress value). Apply a load in the P direction in the figure and measure the load until it is broken. After that, the obtained breaking load is converted into a stress value by the following stress calculation formula for a curved beam.
  • the test piece is not limited to the test piece shown in FIG. 6, and a test piece having another shape may be used. Assuming that the fiber stress on the convex surface and the fiber stress on the concave surface of the test piece in Fig. 6 are ⁇ 2 , and ⁇ 2 can be obtained by the following formulas (Mechanical Engineering Handbook ⁇ 4 Knitting Material Dynamics ⁇ 4-40).
  • ⁇ represents the axial force of the cross section including the axis of the annular test piece
  • ⁇ represents the cross-sectional area
  • e represents the outer radius
  • e 2 represents the inner radius
  • D is the section modulus of the curved beam.
  • ⁇ 2 ( ⁇ / ⁇ ) + ⁇ / ( ⁇ 0 ) ⁇ [1-e 2 / [ ⁇ . I e 2 ) ⁇ ]
  • Table 2 shows the test conditions for the rolling fatigue life test.
  • FIG. 7 is a schematic diagram of a rolling fatigue life tester.
  • FIG. 7A is a front view
  • FIG. 7B is a side view.
  • 7A and 7B the rolling fatigue life test piece 21 is driven by the driving roll 11 and is in contact with the ball 13 and rotates.
  • the pole 13 is a 3-4 inch pole, and is guided by the guide rolls 12 and rolls while applying a high surface pressure to the rolling fatigue life test piece 21.
  • the test results of Example I shown in Table 1 are described below.
  • the value of the conventional carbonitrided product, which is still carbonitrided, is as high as 0.83 ppm. This is considered to be because ammonia (NH 3 ) contained in the carbonitriding atmosphere decomposed and hydrogen entered the steel.
  • NH 3 ammonia
  • Samples B to D the amount of hydrogen was reduced to almost half, from 0.42 to 0.45 ppm. This amount of hydrogen is the same level as that of ordinary hardened products.
  • embrittlement of steel caused by solid solution of hydrogen can be reduced. That is, the Charpy impact values of Samples B to D of the present invention were significantly improved by reducing the amount of hydrogen.
  • the austenite grains are markedly refined to grain size numbers 11 to 12 Have been.
  • the austenite grains of Samples E and F and the conventional carbonitrided and normally quenched products have a crystal grain size number of 9, and are coarser than the samples B to D of the present invention.
  • the Charpy impact value of the conventional carbonitrided product is 5.10 JZcm 2
  • the Charpy impact value of Samples B to D of the present invention is 6.35 to 6.8.
  • a high value of 0 J / cm 2 is obtained.
  • the normally hardened product has a high Charpy impact value of 6.40 JZcm 2 .
  • the above fracture stress value corresponds to the crack resistance.
  • the conventional carbonitrided product has a fracture stress value of 208 OMPa.
  • samples B to D An improved value of the breaking stress value of 2630 to 2800 MPa has been obtained.
  • the fracture stress value of the normally quenched product is 2750 MPa, and it is estimated that the improved cracking resistance of Samples B to D is largely due to the reduction of the hydrogen content along with the refinement of the austenite crystal grains. You.
  • the normal quenched product has a rolling fatigue life, reflecting that it does not have a carbonitrided layer on its surface. Is the lowest.
  • the rolling fatigue life of conventional carbonitrided products is 1.4 times longer.
  • the rolling fatigue life of Samples B to D is significantly improved compared to conventional carbonitrided products.
  • Samples E and F are almost the same as conventional carbonitrided products.
  • Samples B to D of the present invention have reduced hydrogen content, reduced austenite grain size to 11 or more, and improved Charpy impact value, cracking resistance and rolling fatigue life. Is done. (Example II)
  • Example II A series of tests were performed on the following X, Y and Z materials. 1.2% by weight for heat treatment materials. One 1.0% by weight Si—0.
  • Example of the present invention Bearing steel subjected to the heat treatment pattern shown in FIG. Carbonitriding temperature 8 45. C, retention time 150 minutes. The atmosphere for carbonitriding was RX gas + ammonia gas. The final quenching temperature was 800 ° G.
  • Table 2 The rolling fatigue life test conditions and test equipment are as shown in Table 2 and FIG. 7 as described above.
  • Table 3 shows the results of the rolling fatigue life test. 2004/014787
  • the Y material of the comparative example was the X material of the comparative example, which was subjected to only ordinary quenching. It is 1.5 times longer than the life (life of one out of ten test pieces is broken), and the effect of extending the life by carbonitriding is recognized.
  • Z material of the present invention example shows 1. 5-fold, and X material 2.2 times longer life of Y material. The main reason for this improvement is thought to be the micronization of the microstructure.
  • FIG. 8 is a view showing a test piece for a static fracture toughness test. After introducing a pre-crack of about 1 mm into the notch portion of this test piece, a static load was applied by three-point bending, and the fracture load P was determined. The following equation (I) was used to calculate the fracture toughness (K 1 C value). Table 5 shows the test results.
  • K 1 c ( ⁇ ⁇ _ ⁇ a / BW 2 ) (5.8.9.2 (a / W) +43.6 (a / W) 2 -75.3 (a ZW) 3 +77.5 (a / W) ⁇ ' ⁇ ⁇ (I)
  • the Z material of the present invention was able to obtain about 1.1 times the value of the comparative example.
  • Y material subjected to carbonitriding is lower than that of X material that is normally hardened.
  • Z material of the present invention has a higher static crushing strength than the Y material, and has a level comparable to that of the X material.
  • Table 7 shows the surface hardness and the amount of residual austenite (50 depth), [Table 7]
  • the Z material of the present invention is suppressed to 70% or less in comparison with the dimensional change rate of the Y material having a large amount of retained austenite.
  • the Y material subjected to the conventional carbonitriding treatment was about 1.7 times as long, and the Z material of the present invention example had about 1.6 times longer life.
  • the Z material of the present invention has less residual austenite than the Y material of the comparative example, it has almost the same long life due to the infiltration of nitrogen and the effect of the micronized microstructure. From the above results, the Z material, that is, the example of the present invention, simultaneously increased the rolling fatigue life, improved the cracking strength, and reduced the dimensional change rate over time, which were difficult with conventional carbonitriding. I understand that I can be satisfied.
  • Comparative Example 1 is a standard hardened product
  • Comparative Example 2 is a standard carbonitrided product
  • Comparative Example 3 is a case where the same treatment as that of the example of the present invention was performed, but only the amount of nitrogen was excessive.
  • the test conditions are as follows.
  • Test bearing tapered roller bearing 30206 (Inner and outer rings, rollers are 1.2% by weight C—1.0% by weight Si—0.5%. /. Mn—1.0% by weight NM—1.5 Weight% Cr steel)

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Abstract

転がり軸受部品の合金元素の含有量が質量％で、Ｃを０．６％以上１．３％以下、Ｓｉを０．３％以上３．０％以下、Ｍｎを０．２％以上１．５％以下、Ｐを０．０３％以下、Ｓを０．０３％以下、Ｃｒを０．３％以上５．０％以下、Ｎｉを０．１％以上３．０％以下、Ａｌを０．０５０％以下、Ｔｉを０．００３％以下、Ｏを０．００１５％以下、Ｎを０．０１５％以下含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材よりなり、窒素富化層を有し、オーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超える範囲にある。

Description

明細書 転がリ軸受 技術分野 本発明は、 減速機、 ドライブピニオン、 トランスミッションなどに用いられる 転がリ軸受に関し、 より具体的には、 転動疲労特性が長寿命で、 かつ、 高度の耐 割れ強度や耐経年寸法変化を有する転がリ軸受に関するものである。 背景技術 軸受部品の転動疲労に対して長寿命を与える熱処理方法として、 焼入れ加熱時 の雰囲気 R Xガス中に、 さらにアンモニアガスを添加するなどして、 その軸受部 品の表層部に浸炭窒化処理を施す方法がある （たとえば特開平 8— 4 7 7 4号公 報、特開平 1 1—1 0 1 2 4 7号公報）。 この浸炭窒化処理を用いることにより、 表層部を硬化させ、 さらに、 ミクロ組織中に残留オーステナイトを生成させ、 転 動疲労寿命を向上させることができる。 浸炭窒化処理は拡散処理のため、 長時間高温に保持する必要があるので、 組織 が粗大化する等して割れ強度の向上を図ることは困難であり、 改善の余地がある。 また、 残留オーステナイ卜の増加による経年寸法変化率の増大についても改善の 余地がある。 一方、 転動疲労に対して長寿命を確保し、 割れ強度を向上させ、 経年寸法変化 率の増大を防ぐには、 鋼の合金設計によって行なうことが可能である。 しかし、 合金設計によると、 原材料コス卜が高くなるなどの問題点が発生する。 今後の軸受部品には、 使用環境の高荷重化、 高温化に伴い、 従来よりも、 大き な荷重条件で、 かつ、 より高温で使用できる特性を備えることが要求される。 こ のため、 転動疲労特性が長寿命で、 高度の割れ強度と寸法安定性とを有する軸受 部品が必要になる。 発明の開示 本発明は、 高度の耐割れ強度と寸法安定性とを有し、 高温環境下においても転 動疲労寿命に優れた転がリ軸受を提供することを目的とする。 本発明の転がリ軸受は、 内輪、 外輪および複数の転動体を有する転がリ軸受で あって、内輪、外輪および転動体のうち少なくともいずれか一つの部材が、内輪、 外輪および転動体を有する高温用転がり軸受の部品であって、 合金元素の含有量 が質量％で、 C (炭素） を 0. 6%以上1. 3%以下、 S i (シリコン） を 0. 3。/0以上 3. 0%以下、 Mn (マンガン） を 0. 2%以上1. 5 %以下、 P (リ ン） を 0. 03%以下、 S (硫黄） を 0. 03%以下、 C r (クロム） を 0. 3 %以上 5. 0%以下、 N i (ニッケル） を 0. 1 %以上 3. 0%以下、 A I (ァ ルミ二ゥム） を 0. 050%以下、 T i (チタン） を 0. 003%以下、 O (酸 素） を 0. 001 5%以下、 N (窒素） を 0. 01 5%以下含み、 残部が F e ( 鉄） および不可避不純物からなる鋼材よりなり、 かつ、 窒素富化層を有し、 ォー ステナイト結晶粒の粒度番号が 1 0番を超える範囲にあることを特徴とするもの である。 本発明者らは、 鋭意検討した結果、 異物混入環境下ならびに高温環境下 において優れた転動疲労寿命を有する安価な高温用転がリ軸受部品を得ることの できる組成元素の組合せおよびその各含有量を見出した。 以下、 各化学成分の限 定理由について説明する。 (1 ) Cの含有量 （0. 6%以上 1. 3%以下） について
Cは転がリ軸受として強度を確保するために必須の元素であり、 所定の熱処理 後の硬さを維持するためには 0. 6%以上含有する必要があるため、 C含有量の 下限を 0. 6%に限定した。 また、 本発明においては、 後述するように炭化物が 転動疲労寿命に重要な役割を与えるが、 C含有量が 1. 3%を超えて含有された 場合、大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を生じることが判明したため、 C含有量の上限を 1. 3 %に限定した。
(2) S ίの含有量 (0. 3%以上 3. 0%以下） について
S iは高温域での軟化を抑制し、 転がり軸受の耐熱性を改善する作用があるた め添加することが望ましい。 しかし、 S i含有量が 0. 3%未満ではその効果が 得られないため、 S ί含有量の下限を 0. 3%に限定した。 また、 S i含有量の 増加に伴って耐熱性は向上するが、 3. 0%を超えて多量に含有させてもその効 果が飽和するとともに、 熱間加工性や被削性の低下が生じるため、 S i含有量の 上限を 3. 0%に限定した。
(3) Mnの含有量 （0. 2%以上1. 5%以下） について
Mnは鋼を製造する際の脱酸に用いられる元素であるとともに、 焼入れ性を改 善する元素であり、この効果を得るために 0. 2%以上添加する必要があるため、 Mn含有量の下限を 0. 2%に限定した。 しかし、 1. 5%を超えて多量に含有 すると被削性が大幅に低下するため、 Mn含有量の上限を 1. 5%に限定した。
(4) Pの含有量 （0. 03%以下） について
Pは、 鋼のオーステナイト粒界に偏祈し、 靭性ゃ転動疲労寿命の低下を招くた め、 0. 03%を含有量の上限とした。
(5) Sの含有量 （0. 03%以下） について
Sは鋼の熱間加工性を害し、 鋼中で非金属介在物を形成して靭性ゃ転動疲労寿 命を低下させるため、 0. 03%を S含有量の上限とした。 また、 Sは前記のよ うな有害な面を持つ反面、 切削加工性を向上させる効果も有しているため、 可及 的に少なくすること力望ましいが 0. 005 %までの含有であれば許容される。
(6) C rの含有量 （0. 3%以上 5. 0%以下） について
C rは本発明において重要な作用を果たす元素であり、 焼入れ性の改善と炭化 物による硬さ確保と寿命改善とのために添加される。 所定の炭化物を得るために は 0. 3%以上の添加が必要であるため、 C r含有量の下限を 0. 3%に限定し た。 しかし、 5. 0%を超えて多量に含有すると、 大型の炭化物が生成し転動疲 労寿命の低下が生じるため、 C r含有量の上限を 5. 0%に限定した。
(7) A Iの含有量 （0. 050%以下） について
A Iは鋼の製造時の脱酸剤として使用されるが、 硬質の酸化物系介在物を生成 し転動疲労寿命を低下させるため低減することが望ましい。 また、 0. 050% を超えて A Iが多量に含有されると顕著な転動疲労寿命の低下が認められたため、 A I含有量の上限を 0. 050 %に限定した。 なお、 A I含有量を 0. 005%未満とするためには鋼の製造コストの上昇が 生じるため、 A I含有量の下限を 0. 005%に限定することが望ましい。
(8) T iの含有量 （0. 003%以下） 、 Oの含有量 （0. 001 5 %以下 ) 、 Nの含有量（0. 01 5%以下） について
T i、 Oおよび Nは鋼中に酸化物、 窒化物を形成し非金属介在物として疲労破 壊の起点となり転動疲労寿命を低下させるため、 T i ： 0. 003%、 O： 0. 001 5%、 N： 0. 01 5%を各元素の上限とした。
(9) N iの含有量 （0. 1 %以上 3. 0%以下） について
N iは本発明において重要な作用を果たす元素であり、 特に高温環境下で使用 された場合の転動疲労過程における組織の変化を抑制し、 また高温域での硬さの 低下を抑制して転動疲労寿命を向上する効果を有する。 加えて、 N iは靭性を改 善して異物環境下での寿命を改善するとともに耐食性の改善にも効果がある。 こ のため、 N iを 0. 1 %以上含有させる必要があるため、 N i含有量の下限を 0. 1 %に限定した。 しかし、 3. 0%を超えて多量に N ίを含有すると、 焼入れ処 理時に多量の残留オーステナイ卜が生成され所定の硬さが得られなくなり、 また 鋼材コストが上昇するため、 N i含有量の上限を 3. 0%に限定した。 上記鋼材は、 質量％で、 0. 05 %以上 0. 25 %未満の Moおよび 0. 05 %以上 1. 0%以下の Vの少なくとも一種をさらに含んでいてもよい。 これによ リ、 さらに異物混入環境下および高温環境下における転動疲労寿命を向上させる ことができ、 かつ焼戻し処理後の硬度を向上させることができる。 以下、 上記化 学成分の限定理由について説明する。 (1 0) Moの含有量 （0. 05%以上 0. 25%未満） について
M oは鋼の焼入れ性を改善するとともに、 炭化物中に固溶することによって焼 戻し処理時の軟化を防止する効果がある。 特に、 Moは高温域における転動疲労 寿命を改善する作用が見出されたため添加されている。 しかし、 0. 25%以上 と多量に M oを含有させると鋼材コス卜が上昇するとともに、 切削加工を容易に するための軟化処理時に硬さが低下せず被削性が大幅に劣化してしまうため、 M o含有量を 0. 25%未満に限定した。 また Moの含有量が 0. 05%未満では 炭化物形成に効果がないため、 M o含有量の下限を 0. 05 %に限定した。
(1 1 ) Vの含有量（0. 05%以上1. 0%以下） について
Vは炭素と結合して微細な炭化物を析出し、 結晶粒の微細化を促進し強度 ·靭 性を改善する効果を有するとともに、 Vの含有によって鋼材の耐熱性を改善し、 高温焼戻し後の軟化を抑制し、 転動疲労寿命を改善し、 寿命のばらつきを減少さ せる作用を示す。 この効果が得られる Vの含有量が 0. 05%以上であるため、 V含有量の下限を 0. 05%に限定した。 しかし、 1. 0%を超えて多量に Vを 含有すると、 被削性、 熱間加工性が低下するため、 V含有量の上限を 1. 0%に 限定した。 次に、 窒素富化層は、 軌道輪 （外輪もしくは内輪） または転動体の表層に形成 された窒素含有量を増加した層であって、 例えば浸炭窒化、 窒化、 浸窒などの処 理によって形成させることができる。 窒素富化層における窒素含有量は、 好まし くは 0. 1 %〜0. 7%の範囲である。 窒素含有量が 0. 1 %より少ないと効果 がなく、 特に異物混入条件での転動寿命が低下する。 窒素含有量が 0. 7%より 多いと、 ボイドと呼ばれる空孔ができたり、 残留オーステナイ卜が多くなりすぎ て硬度が出なくなったりして短寿命になる。 軌道輪に形成された窒素富化層につ いては、 窒素含有量は、 研削後の軌道面の表層 50 mにおける値であって、 例 えば E P M A (波長分散型 X線マイクロアナライザ） で測定することができる また、 オーステナィト結晶粒の粒度番号が 1 0番を超えるほどオーステナイト 粒径が微細であることにより、 転動疲労寿命を大幅に改良することができる。 ォ ーステナイト粒径の粒度番号が 1 0番以下では、 転動疲労寿命は大きく改善され ないので、 1 0番を超える範囲とする。 通常、 1 1番以上とする。 オーステナイ ト粒径は細かいほど望ましいが、 通常、 1 3番を超える粒度番号を得ることは難 しい。 なお、 上記の軸受部品のオーステナイト粒は、 浸炭'窒化処理の影響を大き く受けている表層部でも、 それより内側の内部でも変化しない。 したがって、 上 記の結晶粒度番号の範囲の対象となる位置は、 表層部および内
部とする。 本発明の転がリ軸受は、 窒素富化層を形成した上で、 オーステナイ卜粒径を粒 度番号で 1 1番以上に微細化したため、 転動疲労寿命が大きく改善され、 優れた 耐割れ強度や耐経年寸法変化を得ることができる。 図面の簡単な説明 図 1は本発明の実施の形態における転がリ軸受を示す概略断面図である。 図 2は本発明の実施の形態における転がリ軸受の熱処理方法を説明する図であ る。
図 3は本発明の実施の形態における転がリ軸受の熱処理方法の変形例を説明す る図である。
図 4 Aは本発明例の軸受部品のミクロ組織、 とくにオーステナイト粒を示す図 である。
図 4 Bは従来の軸受部品のミクロ組織、 とくにオーステナイト粒を示す図であ る。
図 5 Aは図 4 Aを図解したオーステナイ卜粒界を示す。
図 5 Bは図 4 Bを図解したオーステナイト粒界を示す。
図 6は静圧壊強度試験 （破壊応力値の測定） の試験片を示す図である。 図 7 Aは転動疲労寿命試験機の概略正面図である。
図 7 Bは転動疲労寿命試験機の概略側面図である。
図 8は静的破壊靭性試験の試験片を示す図である。 発明を実施する最良の形態 次に、 図面を用いて本発明の実施の形態について説明する。 図 "(は、 本発明の 実施の形態における転がリ軸受を示す概略断面図である。 図 1において、 この転 がリ軸受 1 0は、 外輪 1と、 内輪 2と、 転動体 3とを主に有している。 図面はラ ジアル玉軸受を表しているが、 玉軸受、 円すいころ軸受、 円筒ころ軸受、 針状こ ろ軸受も同様に本発明の実施の形態の対象になる。 転動体 3は、 外輪 1と内輪 2 との間に配置された保持器により転動可能に支持されている。 これら転がリ軸受 の外輪 1、 内輪 2および転動体 3の少なくとも 1つの軸受部品は窒素富化層を有 する。 窒素富化層を形成させるための処理の具体例として浸炭窒化処理を含む熱処理 について説明する。 図 2は、 本発明の実施の形態における転がリ軸受の熱処理方 法を説明する図であり、 図 3はその変形例を説明する図である。 図 2は一次焼入 れおよび二次焼入れを行なう方法を示す熱処理パターンであリ、 図 3は焼入れ途 中で材料を A，変態点温度未満に冷却し、 その後、 再加熱して最終的に焼入れする 方法を示す熱処理パターンである。 これらの図において、 処理 1^では鋼の素地に 炭素や窒素を拡散させたまま炭素の溶け込みを十分に行なった後、 変態点未満 に冷却する。次に、図中の処理 T2において、 変態点温度以上かつ処理 よりも 低温に再加熱し、 そこから油焼入れを施す。 上記の熱処理では、 従来の浸炭窒化焼入れすなわち浸炭窒化処理に引き続いて そのまま 1回焼入れするよりも、 表層部分を浸炭窒化しつつ、 割れ強度を向上さ せ、 経年寸法変化率を減少させることができる。 上記本発明の転がリ軸受におけ る図 2または図 3の熱処理方法によれば、 オーステナイ卜結晶粒の粒径が従来の 2分の 1以下となるミクロ組織を得ることができる。 上記の熱処理を受けた軸受 部品は、 転動疲労に対して長寿命であり、 割れ強度を向上させ、 経年寸法変化率 も減少させることができる。 なお、 用途によっては 3 5 0 °Gまでの高温の焼戻し を行なってもよい。 図 4は、 軸受部品のミクロ組織、 とくにオーステナイト粒を示す図である。 図 4 Aは本発明例の軸受部品であり、 図 4 Bは従来の軸受部品である。 すなわち、 上記図 2に示す熱処理パターンを適用した軸受鋼のオーステナイト結晶粒度を図 4 Aに示す。 また、 比較のため、 従来の熱処理方法による軸受鋼のオーステナイ ト結晶粒度を図 4 Bに示す。 また、 図 5 Aおよび図 5 Bに、 上記図 4 Aおよび図 4 Bを図解したオーステナイト結晶粒度を示す。 これらオーステナイト結晶粒度 を示す組織より、 従来のオーステナイ卜粒径は J I S規格の粒度番号で 1 0香で あり、本発明による熱処理方法によれば 1 2香の細粒を得ることができる。また、 図 4 Aの平均粒径は、 切片法で測定した結果、 5 . 6 mであった。 次に、 本発明の実施例について説明する。
(実施例 I )
1 . 2重量％〇ー1 . 0重量％S i— 0. 5重量％1\ ^— 1 . 0重量％N i— 1 . 5重量。/。 C r鋼を用いて、 （1 )水素量の測定、 （2 ) 結晶粒度の測定、 （ 3 ) シャルピー衝撃試験、 （4 ) 破壊応力値の測定、 （5 ) 転動.疲労試験の各試 験を行なった。 表 1にその
結果を示す。
【表"!】
Figure imgf000011_0001
各試料の製造履歴は次のとおリである。 試料 A〜D (本発明例） ：浸炭窒化処理 850°C、 保持時間 1 50分間。 雰囲 気は、 RXガスとアンモニアガスとの混合ガスとした。 図 2に示す熱処理パター ンにおいて、 浸炭窒化処理温度 850°Cから一次焼入れをおこない、 次いで浸炭 窒化処理温度より低い温度域 780。G〜830°Gに加熱して二次焼入れを行なつ た。 ただし、 二次焼入れ温度 780。Gの試料 Aは焼入れ硬度不足のため試験の対 象から外した。 試料 E, F (比較例） ：浸炭窒化処理は、本発明例 A〜Dと同じ履歴で行ない、 二次焼入れ温度を浸炭窒化処理温度 850°C以上の 850°C〜870°Cで行なつ た。 従来浸炭窒化処理品（比較例） ：浸炭窒化処理 850°G、保持時間 1 50分間。 雰囲気は、 RXガスとアンモニアガスとの混合ガスとした。 浸炭窒化処理温度か らそのまま焼入れを行ない、 二次焼入れは行なわなかった。 普通焼入れ品 （比較例） ：浸炭窒化処理を行なわずに、 85CTGに加熱して焼 入れした。 二次焼入れは行なわなかつた。 これらはいずれも 1 80 °G、 保持時間 1 20分間の焼戻しを行なつた。 次に、 試験方法について説明する。
( 1 ) 水素量の測定
水素量は、 L E C O社製 D H-1 03型水素分析装置によリ、 鋼中の非拡散性 水素量を分析した。 拡散性水素量は測定してない。 この LECO社製 DH— 1 0 3型水素分析装置の仕様を下記に示す。 分析範囲： 0. 01〜50. OO p pm
分析精度： ±0. 1 p pmまたは ±3%H (いずれか大なるほう）
分析感度： 0. 01 p p m
検出方式：熱伝導度法
試料重量サイズ： 1 Omg〜35mg (最大：直径 1 2mmx長さ 1 0 Omm
)
加熱炉温度範囲： 50°G〜 1 1 00°C
試薬：アンハイドロン Mg (C I 04) 2、 ァスカライト NaOH
キャリアガス：窒素ガス、 ガスドージングガス：水素ガス、 いずれのガスも純 度 99. 99%以上、 圧力 40 p s i (2. 8 k g f / c m2) である。 測定手順の概要は以下のとおりである。 専用のサンプラーで採取した試料をサ ンプラーごと上記の水素分析装置に挿入する。 内部の拡散性水素は窒素キヤリァ ガスによって熱伝導度検出器に導かれる。 この拡散性水素は本実施例では測定し ない。 次に、 サンプラーから試料を取り出し、 抵抗加熱炉内で加熱し、 非拡散性 水素を窒素キャリアガスによって熱伝導度検出器に導く。 熱伝導度検出器におい て熱伝導度を測定することによって非拡散性水素量を知ることができる。 (2) 結晶粒度の測定
結晶粒度の測定は、 J I S G 0551の鋼のオーステナイト結晶粒度試験 方法に基づいて行なった。 (3) シャルピー衝撃試験
シャルビ一衝撃試験は、 J I S Z 2242の金属材料のシャルピー衝撃試 験方法に基づいて行なった。 試験片は、 J I S Z 2202に示された Uノッ チ試験片 （J I S3号試験片） を用いた。 (4) 破壊応力値の測定
図 6は、 静圧壊強度試験 （破壊応力値の測定） の試験片を示す図である。 図中 の P方向に荷重を負荷して破壊されるまでの荷重を測定する。 その後、 得られた 破壊荷重を、 下記に示す曲がり梁の応力計算式により応力値に換算する。 なお、 試験片は図 6に示す試験片に限られず、 他の形状の試験片を用いてもよい。 図 6の試験片の凸表面における繊維応力をび 凹表面における繊維応力を σ2と すると、 および σ2は下記の式によって求められる （機械工学便覧 Α4編材料力 学 Α4— 40) 。 ここで、 Νは円環状試験片の軸を含む断面の軸力、 Αは横断面 積、 e，は外半径、 e2は内半径を表す。 また、 dま曲がり梁の断面係数である。 σ,= (Ν/Α) + {Μ/ (Α 0) } ΐΛ +e {κ (Ρ。十 e，） } ]
σ2= (Ν/Α) + {Μ/ (Α 0) } [1 -e2/ [κ 。一 e2) } ]
Κ=- (1/Α) S Α {η/ (O。+77) } d A
(5) 転動疲労寿命
転動疲労寿命試験の試験条件を表 2に示す。 また、 図 7は、 転動疲労寿命試験 機の概略図である。 図 7 Aは正面図であり、 図 7 Bは側面図である。 図 7 Aおよ ぴ図 7 Bにおいて、 転動疲労寿命試験片 21は、 駆動ロール 1 1によって駆動さ れ、 ボール 1 3と接触して回転している。 ポール 13は、 3ノ 4インチのポール であり、 案内ロール 1 2にガイドされて、 転動疲労寿命試験片 21との間で高い 面圧を及ぼし合いながら転動する。 表 1に示した実施例 Iの試験結果を説明すると次のとおりである
(1 ) 水素量
浸炭窒化処理したままの従来浸炭窒化処理品は、 0. 83 p pmと非常に高い 値となっている。 これは、 浸炭窒化処理の雰囲気に含まれるアンモニア （NH3) が分解して水素が鋼中に浸入したためと考えられる。これに対し、試料 B〜Dは、 水素量は 0. 42〜0. 45 p pmと半分近くまで減少している。 この水素量は 普通焼入れ品と同レベルである。 上記の水素量の低減により、 水素の固溶に起因する鋼の脆化を軽減することが できる。 すなわち、 水素量の低減により、 本発明例の試料 B~Dのシャルピー衝 撃値は大きく改善されている。
(2) 結晶粒度
結晶粒度は二次焼入れ温度が、 浸炭窒化処理時の焼入れ （一次焼入れ） の温度 より低い場合、 すなわち試料 B〜Dの場合、 オーステナイト粒は、 結晶粒度番号 1 1 ~1 2と顕著に微細化されている。 試料 Eおよび Fならびに従来浸炭窒化処 理品および普通焼入れ品のオーステナイト粒は、 結晶粒度番号 9であり、 本発明 例の試料 B〜 Dより粗大な結晶粒となっている。
(3) シャルピー衝撃試験
表 1によれば、 従来浸炭窒化処理品のシャルピー衝撃値は 5. 1 0 JZcm2で あるのに比して、 本発明例の試料 B〜Dのシャルピー衝撃値は 6. 35〜6. 8 0 J/cm2と高い値が得られている。 この中でも、 二次焼入れ温度が低い方がシ ャルピー衝撃値が高くなる傾向を示す。 普通焼入れ品のシャルピー衝撃値は 6. 40 JZcm2と高い。
(4) 破壊応力値の測定
上記破壊応力値は、 耐割れ強度に相当する。 表 1によれば、 従来浸炭窒化処理 品は 208 OMP aの破壊応力値となっている。 これに比して、 試料 B〜Dの破 壊応力値は 2630〜2800MPaと改善された値が得られている。 普通焼入 れ品の破壊応力値は 2750MPaであり、 試料 B~ Dの改良された耐割れ強度 は、 オーステナィト結晶粒の微細化と並んで、 水素含有率の低減による効果が大 きいと推定される。
(5) 転動疲労試験
表 1によれば、 普通焼入れ品は浸炭窒化層を表層部に有しないことを反映して、 転動疲労寿命し，。は最も低い。 これに比して従来浸炭窒化処理品の転動疲労寿命は 1. 4倍となる。 試料 B~Dの転動疲労寿命は従来浸炭窒化処理品より大幅に向 上する。 試料 E， Fは、 従来浸炭窒化処理品とほぼ同等である。
上記をまとめると、 本発明例の試料 B〜Dは、 水素含有率が低下し、 オーステナ イト結晶粒度が 1 1番以上に微細化され、 シャルピー衝撃値、 耐割れ強度および 転動疲労寿命も改善される。 (実施例 II)
次に実施例 IIについて説明する。 下記の X材、 Y材および Z材について、 一連 の試験を行なった。熱処理用素材には、 1. 2重量％。一 1. 0重量％S i—0.
5重量％Mn—— 1. 0重量％?\1 1— 1. 5重量％C r) を用い、 X材〜 Z材に 共通とした。 X材〜 Z材の製造履歴は次のとおりである。
X材 （比較例） ：普通焼入れのみ （浸炭窒化処理せず） 。
丫材 （比較例） ：浸炭窒化処理後にそのまま焼入れ （従来の浸炭窒化焼入れ） 。 浸炭窒化処理温度 845°G、 保持時間 1 50分間。 浸炭窒化処理の雰囲気は、 R
Xガス +アンモニアガスとした。
Z材 （本発明例） ：図 2の熱処理パターンを施した軸受鋼。 浸炭窒化処理温度 8 45。C、 保持時間 1 50分間。 浸炭窒化処理の雰囲気は、 RXガス +アンモニア ガスとした。 最終焼入れ温度は 800°Gとした。
( 1 ) 転動疲労寿命
転動疲労寿命の試験条件および試験装置は、 上述したように、 表 2および図 7 に示すとおりである。 この転動疲労寿命試験結果を表 3に示す。 2004/014787
【表 2】
Figure imgf000016_0001
【表 3】
Figure imgf000016_0002
表3によれば、 比較例の Y材は、 同じく比較例で普通焼入れのみを施した X材 の 。寿命（試験片 10個中 1個が破損する寿命） の 1. 5倍を示し、 浸炭窒化処 理による長寿命化の効果が認められる。 これに対して、 本発明例の Z材は、 Y材 の1. 5倍、 また X材の 2. 2倍の長寿命を示している。 この改良の主因はミク 口組織の微細化によるものと考えられる。
(2) シャルピー衝撃試験
シャルピ一衝撃試験は、 Uノッチ試験片を用いて、 上述の J I SZ2242に準 じた方法により行なった。 試験結果を表 4に示す。 【表 4】
Figure imgf000017_0001
浸炭窒化処理を行なった Y材（比較例） のシャルピー衝撃値は、 普通焼入れの
X材（比較例） より高くないが、 z材は X材と同等以上の値が得られた。
(3) 静的破壊靭性値の試験
図8は、静的破壊靭性試験の試験片を示す図である。この試験片のノツチ部に、 予き裂を約 1 mm導入した後、 3点曲げによる静的荷重を加え、 破壊荷重 Pを求 めた。 破壊靭性値 （K1 C値） の算出には次に示す （ I ) 式を用いた。 また、 試験 結果を表 5に示す。
K 1 c= (Ρ Ι_Γ a/BW2) {5. 8— 9. 2 ( a /W) +43. 6 ( a /W) 2 -75. 3 (a ZW) 3+77. 5 (a /W) } ' ■ ■ ( I )
【表 5】
5 材質 試験数 Κτ C(MP a m) K Cの比
X材 3 17. 2 1. 0
Y材 3 17. 0 1. 0
Ζ材 3 19. 5 1. 1
予き裂深さが浸炭窒化層深さよりも大きくなったため、 比較例の X材と Y材と には違いはない。 し力、し、 本発明例の Z材は比較例に対して約 1. 1倍の値を得 ることができた。
(4) 静圧壊強度試験
静圧壊強度試験片は、 上述のように図 6に示す形状のものを用いた。 図中、 P 方向に荷重を付加して、 静圧壊強度試験を行なった。 試験結果を表 6に示す。
【表 6】
Figure imgf000018_0001
浸炭窒化処理を行なっている Y材は普通焼入れの X材よりも低い値である。 し かしながら、 本発明例の Z材は、 Y材よりも静圧壊強度が向上し、 X材と遜色な いレベルが得られている。
(5) 経年寸法変化率
保持温度 1 30°G、 保持時間 500時間における経年寸法変化率の測定結果を、 表面硬度、 残留オーステナイ卜量 （5 0 深さ） と併せて表 7に示す, 【表 7】
Figure imgf000019_0001
残留オーステナイト量の多い Y材の寸法変化率に比べて、 本発明例の Z材は 7 0 %以下に抑制されていることがわかる。
( 6 ) 異物混入下における転動寿命試験
玉軸受 6 2 0 6を用い、 標準異物を所定量混入させた異物混入下での転動疲労 寿命を評価した。 試験条件を表 8に、 試験結果を表 9に示す。
【表 8】
Figure imgf000019_0002
【表 9】 材質 Llft寿命 （h) Llcの比
X材 23. 5 1. 0
Y材 40. 8 1. 7
2材 37. 7 1 - 6
X材に比べ、 従来の浸炭窒化処理を施した Y材は約 1. 7倍になり、 また、 本 発明例の Z材は約 1. 6倍の長寿命が得られた。 本発明例の Z材は、 比較例の Y 材に比べて残留オーステナイ卜が少ないものの、 窒素の浸入と微細化されたミク 口組織の影響でほぼ同等の長寿命が得られている。 上記の結果より、 Z材、 すなわち本発明例は、 従来の浸炭窒化処理では困難で あった転動疲労寿命の長寿命化、 割れ強度の向上、 経年寸法変化率の低減の 3項 目を同時に満足することができること力わかった。
(実施例 III)
表 1 0に、 窒素含有量と異物混入条件下の転動寿命との関係について行なった 試験の結果を示す。 なお、 比較例 1は標準焼入れ品、 比較例 2は標準の浸炭窒化 品である。 比較例 3は本発明実施例と同様の処理を施したものの窒素量のみ過多 の場合である。 試験条件は次のとおりである。
供試軸受：円すいころ軸受 30206 (内 '外輪、 ころ共に、 1. 2重量％C— 1. 0重量％S i— 0. 5重量。/。 Mn— 1. 0重量％NM— 1. 5重量％C r鋼 製）
ラジアル荷重： 1 7. 64 k N
アキシアル荷重： 1. 47 k N
回転速度： 2000 r pm
硬質の異物混入 1 g/7し
【表 1 0】 備 考
No. 窒素含有量 残留オーステ 硬 度 異物混入下の
(%) ナイト （％) (Hv) 転動寿命 (1ι)
1 0. 11 14 730 370 実施例 1
2 0. 16 19 735 400 実施例 2
3 0. 18 21 730 390 実施例 3
4 0. 32 22 730 410 実施例 4
5 0. 61 28 705 440 実施例 5
6 0 9 750 60 比較例 1
7 0. 32 27 700 121 比較例
8 0. 72 35 680 98 比較例 3 表 1 0より、 実施例1〜 5に関しては、 窒素含有量と異物混入下における転動 寿命はほぼ比例関係にあることがわかる。 ただし、 窒素含有量が 0. 72の比較 例3では異物混入下における転動寿命が極端に低下していることに照らし、 窒素 含有量は 0. 7を上限とするのがよい。 今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではない と考えられるべきである。 本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範 囲によって示され、 特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更 が含まれることが意図される。

Claims

請求の範囲
1 - 外輪、 内輪および複数の転動体を有する転がリ軸受において、 前記外輪、 内輪および転動体のうち少なくともいずれか一つの部材が、 合金元素の含有量が 質量0 /0で、 Cを 0. 6%以上1. 3%以下、 S iを 0. 3%以上 3. 0%以下、 M nを 0. 2 %以上 1. 5 %以下、 Pを 0. 03 %以下、 Sを 0. 03 %以下、 〇「を0. 3%以上 5. 0%以下、 N ίを 0. 1 %以上 3. 0%以下、 A Iを 0. 050 %以下、 T iを 0. 003 %以下、 Oを 0. 001 5 %以下、 Nを 0. 0 1 5%以下含み、 残部が Feおよび不可避不純物からなる鋼材よりなり、 かつ、 窒素富化層を有し、 オーステナイト結晶粒の粒度番号が 1 0番を超える範囲にあ る、 転がり軸受。
2 ·前記鋼材は、 質量％で、 0. 05 %以上 0. 25 %未満の M oおよび 0. 05%以上 1. 0%以下の Vの少なくとも一種をさらに含んでいることを特徴と する、 請求項 1の転がり軸受。
3. 窒素富化層における窒素含有量が 0. 1 %〜0. フ％の範囲である請求項 1の転がり軸受。
4. 前記部材が軌道輪であって、 前記窒素含有量が、 研削後の軌道面の表層 5 0 mにおける値である請求項 3の転がリ軸受。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1788264A1 (en) * 2004-08-02 2007-05-23 Ntn Corporation Rolling bearing for rocker arm
EP2484926A1 (en) * 2006-10-26 2012-08-08 NTN Corporation Thermal treatment of the outer ring of a rolling bearing

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009069547A1 (ja) 2007-11-27 2009-06-04 Ntn Corporation 機械部品および転がり軸受
JP5292897B2 (ja) * 2008-03-31 2013-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 異物環境下での疲労特性に優れた軸受部品およびその製造方法
JP5489111B2 (ja) * 2009-03-25 2014-05-14 Ｎｔｎ株式会社 軸受部品、転がり軸受および軸受部品の製造方法
DK2458023T3 (en) * 2009-07-22 2016-04-18 Ntn Toyo Bearing Co Ltd A method of heat-treating a ring shaped article, method of producing a ring-shaped article, the ring shaped article, bearing ring, roller bearing and the method of manufacturing a bearing ring
KR101482364B1 (ko) * 2009-11-30 2015-01-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 베어링용 조괴재 및 베어링용 강의 제조 방법
JP5425736B2 (ja) 2010-09-15 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性、耐摩耗性、及び転動疲労特性に優れた軸受用鋼
CN101962734B (zh) * 2010-09-28 2012-08-01 山东钢铁股份有限公司 一种球磨机钢球用钢及其制备方法
WO2012098988A1 (ja) 2011-01-21 2012-07-26 Ntn株式会社 軌道輪の製造方法、軌道輪および転がり軸受
EP2716781B1 (en) 2011-05-25 2018-06-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Bearing steel with excellent rolling fatigue characteristics
DE102012204618A1 (de) * 2012-03-22 2013-09-26 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Wälzlager mit einem Lagerring mit gehärteter Randzone
US10087989B2 (en) 2013-06-06 2018-10-02 Ntn Corporation Bearing component and rolling bearing
CN105264246B (zh) 2013-06-06 2018-10-12 Ntn株式会社 轴承部件及滚动轴承
JP6211811B2 (ja) * 2013-06-06 2017-10-11 Ntn株式会社 軸受部品および転がり軸受
CN105264247B (zh) 2013-06-06 2018-04-17 Ntn株式会社 轴承部件及滚动轴承
US10094422B2 (en) 2013-06-06 2018-10-09 Ntn Corporation Bearing component and rolling bearing
CN104451452B (zh) * 2013-09-13 2016-09-28 宝钢特钢有限公司 一种用于风电设备的轴承钢及其制备方法
CN106893947B (zh) * 2017-03-28 2018-07-27 北京科技大学 一种可耐400度高温的轴承钢的制备方法
US11778779B2 (en) 2018-11-22 2023-10-03 Denso Corporation Electronic component cooling device

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001152252A (ja) * 1999-11-22 2001-06-05 Nsk Ltd 転がり軸受
JP2002115031A (ja) * 2000-10-11 2002-04-19 Ntn Corp 転がり軸受部品、駆動装置およびロール支持装置
JP2003113448A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 静粛性が優れた軸受用鋼
JP2003226919A (ja) * 2001-11-29 2003-08-15 Ntn Corp 軸受部品および転がり軸受

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3538995B2 (ja) * 1994-09-29 2004-06-14 日本精工株式会社 転がり軸受
US7438477B2 (en) * 2001-11-29 2008-10-21 Ntn Corporation Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001152252A (ja) * 1999-11-22 2001-06-05 Nsk Ltd 転がり軸受
JP2002115031A (ja) * 2000-10-11 2002-04-19 Ntn Corp 転がり軸受部品、駆動装置およびロール支持装置
JP2003113448A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 静粛性が優れた軸受用鋼
JP2003226919A (ja) * 2001-11-29 2003-08-15 Ntn Corp 軸受部品および転がり軸受

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1788264A1 (en) * 2004-08-02 2007-05-23 Ntn Corporation Rolling bearing for rocker arm
EP1788264A4 (en) * 2004-08-02 2009-05-06 Ntn Toyo Bearing Co Ltd BEARING BEARING FOR OSCILLATING ARMS
US7614374B2 (en) 2004-08-02 2009-11-10 Ntn Corporation Rolling bearing for rocker arm
EP2484926A1 (en) * 2006-10-26 2012-08-08 NTN Corporation Thermal treatment of the outer ring of a rolling bearing
US8313246B2 (en) 2006-10-26 2012-11-20 Ntn Corporation Rocker bearing with outer ring and air disk brake system

Also Published As

Publication number Publication date
CN1863935A (zh) 2006-11-15
CN100425723C (zh) 2008-10-15
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