轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法 技术领域 本发明涉及一种轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法, 尤其涉及一种能使 耐磨损性提高的轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法。
背景技术 近年来, 机械的轻量化、 紧凑化进步, 该机械中使用的滚动轴承的尺寸也变小。因 此, 处于使滚动轴承内产生的面压力 ( 轨道构件与滚动体之间的接触面压力 ) 变高的倾向。 此外, 当因作为该结果而产生的温度上升导致润滑油劣化或低粘度化而不充分地形成油膜 时, 以滚动体与轨道构件 ( 内圈、 外圈 ) 之间的接触面产生金属接触, 从而有时在该接触面 中产生磨损。特别地, 在下式 (1) 所示的油膜参数 Λ 的值不足 1 这样的润滑条件下, 磨损 会变为较大的问题。
Λ = h0/(α12+α22)1/2… (1)
在此, 符号 h0 是油膜厚度, α1 及 α2 分别是轨道面及滚动体的表面粗度 RMS。
在轨道构件的轨道面 ( 滚走面 )、 滚动体的表面 ( 与轨道构件的接触面 ) 上产生因 磨损而引起的凹凸的情况下, 由于该凹凸成为应力集中源或脱落的铁粉咬入轨道面, 因而 可能使滚动轴承的寿命降低。
作为上述滚动轴承的磨损变为问题的应用, 可列举出例如钢铁的连续铸造设备的 导向辊子中使用的自动调心滚子轴承。在连续铸造设备的导向辊子中, 因钢水的重量和高 热量而产生热膨胀、 挠曲。因此, 在对导向辊子进行支承的滚动轴承 ( 以下, 称为导向辊子 用轴承 ) 中, 较多地使用能允许内圈的调心且具有较高的轴向载荷负载能力的自动调心滚 子轴承。 由于导向辊子用轴承在极低速的内圈旋转且高负载载荷的条件下被使用, 因此, 在 不易形成油膜且固定负载区域的外圈的滚走面上产生磨损。特别地, 已知因自动调心滚子 轴承的滚子的形状为桶状而产生差动滑动, 从而在纯滚动部与滑动部之间产生磨损差, 并 在外圈滚走面上产生两山形状的偏磨损。 由于在上述偏磨损的结果中所形成的两个突起部 上产生应力集中, 因此, 有时是提早产生剥离的原因。此外, 由于大量地喷洒用于对钢水进 行凝固的冷却水, 因此, 也会产生水和水蒸汽浸入轴承内。 对于在这种严酷的润滑条件下所 使用的导向辊子用轴承, 要求能抑制构成轴承的轴承零件 ( 轨道构件、 滚动体等 ) 的磨损。
另外, 在构成以与轴高度嵌合的方式使用的轴承的轴承零件的钢中采用渗碳钢, 为了防止因拉伸应力而引起的寿命降低、 内圈开裂, 该渗碳钢被进行渗碳处理, 能在表层形 成压缩残余应力。在进行完渗碳处理的渗碳钢中, 由于硬度比表层的渗碳部的硬度低的芯 部的断裂韧性优异, 因此, 与整体被均匀地硬化的钢 (JIS 标准 SUJ2 等 ) 相比, 抗开裂的抵 抗性较高。 即便在导向辊子用轴承中, 也可避免因突然的轴承断裂而引起的辊子的脱落, 因 此, 广泛地使用渗碳钢。
此外, 作为使耐磨损性、 异物混入润滑下的轴承寿命提高的方法, 还可利用渗碳氮 化处理。 由于渗碳氮化处理另外也具有抑制母材在高温下的硬度降低的效果, 因此, 除了钢 铁的连续铸造设备用的滚动轴承之外, 也可广泛地使用于压延设备用的滚动轴承、 制纸机
械的干燥滚筒用的滚动轴承等中。 然而, 对于这些轴承要求更长的寿命, 仅通过单单进行渗 碳氮化处理, 不能确保足够的耐磨损性。
包含上述现有技术, 为提高轴承零件的耐磨损性, 主要提出了以下两个方针。首 先, 第一方针是表面硬度的提高。表面硬度的提高是能通过例如上述渗碳氮化处理加以实 现的。 目前, 由于对由钢构成的轴承零件进行淬火以提高硬度, 因此, 耐磨损性也是优异的, 但能通过进行氮化处理进一步提高表面硬度, 从而能进一步提高耐磨损性 ( 例如, 参照日 本专利特开平 8-311603 号公报 ( 专利文献 1))。
另一方面, 第二方针是高硬度析出物量的增加。由于微细的高硬度析出物大量地 存在, 从而提高了耐磨损性。 钢中的添加元素对高硬度析出物的生成进行较大地影响。 具体 而言, 通过将 V( 钒 )、 Al( 铝 )、 Cr( 铬 )、 Ti( 钛 )、 Mo( 钼 ) 等添加到钢中, 此外, 还进行渗 碳氮化处理等, 从而来生成高硬度析出物 ( 例如, 参照日本专利特开平 8-49057 号公报 ( 专 利文献 2))。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 : 日本专利特开平 8-311603 号公报
专利文献 2 : 日本专利特开平 8-49057 号公报 发明内容 发明所要解决的技术问题然而, 在包含上述专利文献 1 所记载的方案, 通过渗碳 氮化处理仅提高表面硬度的方案中, 存在很难使耐磨损性充分地提高这样的问题。 特别地, 在以提高断裂韧性值作为目的而采用碳含有量处于 0.3 质量%以下的钢作为材料的情况 下, 仅通过渗碳氮化处理使耐磨损性充分地提高是困难的。另一方面, 通过采纳以下方案 : 采用大量添加 Cr、 Mo、 V 等合金元素的钢并进行渗碳氮化处理, 从而能实现较高的耐磨损 性。然而, 不能认为这种合金元素的资源供给是充分的, 可能存在供给的不稳定化、 随着该 不稳定化而引起的价格的高涨等, 因此, 较为理想的是极力降低合金元素朝钢的添加。
因此, 本发明的目的在于提供一种采用将碳含有量降低至 0.3 质量%以下而能确 保较高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料, 并具有足够的耐磨损性的轴 承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法。
解决技术问题所采用的技术方案
本发明的一种情况的轴承零件由钢构成, 该钢含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以 下的碳、 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 且 其余部分由铁及杂质构成。 在包括表面的区域中形成有碳浓度比其他区域的碳浓度高的富 碳层和氮浓度比其它区域的氮浓度高且与所述富碳层重叠的富氮层。此外, 包含于富氮层 中的表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上。
另外, 本发明的另一种情况的轴承零件由以下钢构成, 这种钢含有 0.15 质量%以 上 0.3 质量%以下的碳、 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质 量%以下的锰, 此外, 还包含从由 0.4 质量%以上 2.0 质量%以下的铬、 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下的钼、 1.0 质量%以上 2.0 质量%以下的镍及 0.1 质量%以上 1.0 质量%以 下的钒构成的组中选择出的至少一种以上的元素, 且其余部分由铁及杂质构成。在包括表
面的区域中形成有碳浓度比其他区域的碳浓度高的富碳层和氮浓度比其它区域的氮浓度 高且与所述富碳层重叠的富氮层。此外, 包含于富氮层中的表面的氮浓度处于 0.3 质量% 以上。
本发明人对以下方案进行了详细的研究, 该方案采用能确保较高的断裂韧性值且 降低了合金元素的添加的钢作为材料并使轴承零件具有足够的耐磨损性。其结果是, 发现 了以下见解, 从而想到了本发明。
即, 作为使耐磨损性提高的方法, 如上所述, 一般有表面硬度的上升和高硬度析出 物的生成。在此, 磨损量 V 一般通过以下的式 (2) 来表示。
V = K(WL/H)… (2)
在此, 符号 W 是载荷, 符号 L 是摩擦距离, 符号 H 是硬度, 符号 K 是常数。即, 磨损 量与硬度成反比例。然而, 很难将由淬火硬化后的钢构成的轴承零件的硬度进一步提高至 两倍、 三倍。因此, 很难通过将轴承零件高硬度化来使耐磨损性大幅提高两倍、 三倍。
另一方面, 为了生成高硬度析出物, 需大量地添加 V、 Cr 等合金元素, 但如上所述, 从资源供给的观点来看, 极力降低这种合金元素的添加是较为理想的。另外, 上述合金元 素通过渗碳氮化处理等与侵入母材的氮结合而生成氮化物, 从而作为高硬度析出物加以析 出。 因此, 当对大量地添加有上述合金元素的钢进行渗碳氮化处理时, 处于表面附近的氮浓 度升高而氮的侵入深度变浅的倾向。在此, 由于通常在高温下进行渗碳氮化处理, 因此, 因 热处理而产生的变形量变大。为了修正因该热处理而引起的变形, 需对进行完渗碳氮化处 理的轴承零件进行加工余量较大的加工。因此, 在因渗碳氮化而引起的氮的侵入深度较浅 的情况下, 通过该加工也可能会去除氮浓度较高的层 ( 富氮层 ) 的大部分或全部。 对此, 本发明人着眼于使磨损的模式提前从严重磨损转变为微缓磨损的方法, 以 作为提高耐磨损性的新的方案。在此, 严重磨损是指在滑动速度及接触面压力较高的情况 下所产生的磨损的进行较快的状态。另一方面, 微缓磨损是指在滑动速度及接触面压力较 低的情况下所观察到的磨损的进行较慢的状态。 当以比磨损量来比较上述严重磨损和微缓 -7 -8 2 磨损时, 严重磨损为大致 10 ~ 10 mm /N, 而微缓磨损则处于 10-9mm2/N 以下, 它们的磨损速 度大幅不同 ( 参照山本雄二、 外 1 名著、 “摩擦学 ( 日文 : トライボロジ一 )” 、 理工学社 )。 比磨损量是指磨损体积除以载荷与磨损距离的积得到的值, 且值越小耐磨损性就越优异的 意思。
为了提高耐磨损性, 使该从严重磨损朝微缓磨损的转移 ( 严重 — 微缓磨损转换 ( 日文 : シビア - マイルド摩耗遷移 )) 提早产生是重要的, 该时期越早就越能抑制磨损量。 一般地, 通过生成氧化膜等表面保护膜, 从而容易产生严重—微缓磨损转换。 为了形成表面 保护膜, 选择在化学性上吸附性较高的材料、 环境是有效的。 由于被淬火后的钢的马氏体组 织是在室温下热力学不稳定的组织, 因此, 活性较高, 且容易产生环境气体的化学吸附。因 此, 可认为在由淬火后的钢构成的轴承零件中会产生严重—微缓磨损转换 ( 例如, 参照 “磨 损 ( 日文 : 摩耗 )” 、 笹田直著、 养贤社 )。此外, 可认为, 还能通过进行氮化处理 ( 渗碳氮化 处理 ) 来提前实现转换。但是, 在通过采用碳含有量处于 0.3 质量%以下的钢作为材料而 能确保较高的断裂韧性值的轴承零件中, 因以下理由即使进行了渗碳氮化处理的情况下, 也很难充分地提前实现上述转换。
即, 一般在渗碳氮化处理中, 添加于环境气体中的氨 (NH3) 气体作为氮的供给源起
作用。具体而言, 通过使下式 (3) 所示的反应进行来实现氮朝钢中的供给。
NH3 → N+3/2H2… (3)
在此, 符号 N 是指固溶于钢中的氮。即, 式 (3) 表示若在炉内的环境气体中不存在 NH3 气体则氮朝钢中的固溶不会进行。
另一方面, 在同时进行渗碳处理和氮化处理的渗碳氮化处理中, 在构成被处理 物即轴承零件的钢的碳含有量处于 0.3 质量%以下的情况下, 该被处理物被加热到超过 920℃的高温而进行渗碳氮化处理。这是为了使碳以较高的侵入速度侵入因碳含有量较低 而 A1 变态点升高的轴承零件的缘故。在这种高温下进行完渗碳氮化的情况下, 包含于环境 气体中的 NH3 气体的大部分处于被分解为氢 (H2) 和氮 (N2) 的状态, 从而使在未分解的状态 下存在的 NH3 气体的比例变低。
在此, 在一般的气体渗碳氮化处理中, NH3 气体的添加率相对于有助于渗碳的吸热 型的变性气体处于百分之几左右 (10%以下 )( 例如, 参照 “钢铁材料便览 ( 日文 : 鉄鋼材料 便覧 )” p146)。此外, 在这种 NH3 气体的添加率中, 大部分 NH3 气体分解, 轴承零件的表面的 氮浓度处于 0.1 质量%以下。即使表面的氮浓度处于该程度, 也能获得例如在润滑中硬质 的异物混入的条件下所使用的轴承零件的长寿命化、 在高温下使用的轴承零件中所要求的 回火软化抵抗性的提高等效果, 因此, 对由碳含有量处于 0.3 质量%以下的钢构成的轴承 零件在能获得较低的表面氮浓度的条件下进行渗碳氮化处理。 然而, 根据本发明人的研究, 可知从使断裂韧性值的提高和耐磨损性提高都能实 现的观点来看, 进一步提高由碳含有量处于 0.3 质量%以下的钢构成的轴承零件的表面的 氮浓度是较为理想的。更具体而言, 可知通过使表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上, 能提前 实现严重—微缓磨损转换, 能使轴承零件的耐磨损性充分地提高。
对此, 在上述本发明的轴承零件中, 采用钢作为材料, 该钢通过使碳含有量处于 0.3 质量%以下来确保较高的断裂韧性值, 此外, 还具有降低了合金元素的添加的合理的成 分组成。 另外, 通过在包含表面的区域中形成富碳层以确保足够的硬度, 并使表面的氮浓度 处于 0.3 质量%以上, 从而提前实现严重—微缓磨损转换, 并实现较高的耐磨损性。其结果 是, 根据本发明的轴承零件, 能提供一种采用能确保较高的断裂韧性值且降低了合金元素 的添加的钢作为材料, 并具有足够的耐磨损性的轴承零件。轴承零件的耐磨损性随着表面 的氮浓度上升而提高, 但处于当超过 0.3 质量%时耐磨损性的提高饱和的倾向。另一方面, 当表面的氮浓度超过 0.8 质量%时, 可能会阻止形成相同的侵入型固溶体的碳的扩散, 因 此, 氮浓度处于 0.8 质量%以下是较为理想的。以下, 对将钢的成分范围限定于上述范围的 理由进行说明。
碳: 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下
当碳不足 0.15 质量%时, 可能使芯部的硬度降低而导致强度不足。另外, 渗碳所 需的时间变长。另一方面, 当碳超过 0.3 质量%时, 断裂韧性值变为不足够。因此, 需将碳 设为 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下。
硅: 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下
当硅不足 0.15 质量%时, 也许不能确保足够的淬火软化抵抗性。另一方面, 当硅 超过 0.7 质量%时, 可能使渗碳性变差。因此, 需将硅设为 0.15 质量%以上 0.7 质量%以 下。
锰: 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下
当锰不足 0.15 质量%时, 可能使淬火性不足。另一方面, 当锰超过 1.0 质量%时, 可能会较多地生成 MnS( 硫化锰 ) 等非金属夹杂物。因此, 需将锰设为 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下。
铬: 0.4 质量%以上 2.0 质量%以下
通过将铬添加至 0.4 质量%以上, 从而可容易地提高轴承零件的表面的氮浓度。 为了使该效果更显著, 较为理想的是使铬处于 0.8 质量%以上。另一方面, 当铬超过 2.0 质 量%时, 不仅材料的成本提高, 而且会与侵入钢的氮结合而形成氮化物, 可能会减小氮的侵 入深度。因此, 也可在构成本发明的轴承零件的钢中添加 0.4 质量%以上 2.0 质量%以下 的铬。
钼: 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下
通过将钼添加至 0.15 质量%以上, 从而可容易地提高轴承零件的表面的氮浓度。 另一方面, 当钼超过 0.5 质量%时, 材料的成本提高。因此, 也可在构成本发明的轴承零件 的钢中添加 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下的钼。
镍: 1.0 质量%以上 2.0 质量%以下 通过将镍添加至 1.0 质量%以上, 从而使淬火性进一步变好。另一方面, 当镍超 过 2.0 质量%时, 材料的成本提高。因此, 也可在构成本发明的轴承零件的钢中添加 1.0 质 量%以上 2.0 质量%以下的镍。
钒: 0.1 质量%以上 1.0 质量%以下
通过将钒添加至 0.1 质量%以上, 从而可容易地提高轴承零件的表面的氮浓度。 另一方面, 当钒超过 1.0 质量%时, 不仅材料的成本提高, 而且会与侵入钢的氮结合而形成 氮化物, 可能会减小氮的侵入深度。因此, 也可在构成本发明的轴承零件的钢中添加 0.1 质 量%以上 1.0 质量%以下的钒。
在上述本发明的另一种情况的轴承零件中, 能将上述钢设为从由 JIS 标准 ( 日本 工业标准 )SCr420、 SCM420 或 SNCM420 构成的组中选择出的任一种钢。
在 JIS 标准 G4053 中作为机械结构用合金钢限定的上述钢是以下钢 : 含有 0.23 质 量%以下的碳, 且不仅合金元素的添加量较少, 而且因是标准钢而取得材料也容易。 通过采 用这种钢作为材料, 从而能使轴承零件的断裂韧性值提高, 并能将降低了合金元素的添加 的钢作为材料。 此外, 若由上述三种钢中的任一种钢构成的轴承仅进行通常的渗碳氮化, 则 表面的氮浓度变得不足够, 但通过使表面的氮浓度上升至 0.3 质量%以上, 从而能提前实 现严重—微缓磨损转换, 并能实现较高的耐磨损性。 如上所述, 通过在构成上述本发明的另 一种情况的轴承零件的钢中采用 SCr420、 SCM420 或 SNCM420, 从而提供一种采用能确保更 高的断裂韧性值且进一步降低了合金元素的添加的钢作为材料, 并具有足够耐磨损性的轴 承零件。
在上述轴承零件中, 较为理想的是, 包含于富碳层中的上述表面的碳浓度处于 0.6 质量%以上 1.2 质量%以下。
通过将表面的碳浓度设为 0.6 质量%以上, 从而能充分地提高淬火后的表面硬 度。另一方面, 当表面的碳浓度超过 1.2 质量%时, 因过度渗碳而在晶粒边界析出碳化物, 变脆, 可能使强度降低。 因此, 较为理想的是, 使上述表面的碳浓度处于 0.6 质量%以上 1.2
质量%以下。
本发明的滚动轴承包括 : 轨道构件 ; 以及与轨道构件接触并配置于圆环状的轨道 上的多个滚动体。此外, 轨道构件和 / 或滚动体是上述本发明的轴承零件。
由于作为轨道构件和 / 或滚动体包括上述本发明的轴承零件, 因而根据本发明的 滚动轴承, 能提供一种使较高的断裂韧性值和足够耐磨损性都能实现的滚动轴承。
上述本发明的滚动轴承也可以是自动调心滚子轴承。 由于自动调心滚子轴承的滚 动体即滚子具有桶形的形状, 因此, 在轨道构件与滚动体之间产生差动滑动, 轴承零件的磨 损成为问题。因此, 对于自动调心滚子轴承采用耐磨损性优异的本发明的滚动轴承是较为 理想的。
上述本发明的滚动轴承也可用作将用于对连续铸造出的铸造物进行引导的连续 铸造辊子支承成能相对于支承该连续铸造辊子的构件自由旋转的轴承 ( 导向辊子用轴 承 )。
在导向辊子用轴承中, 由于轨道构件以极低速旋转且负载有较高的载荷, 因此, 不 易形成油膜, 磨损容易成为问题。 因此, 采用耐磨损性优异的本发明的滚动轴承是较为理想 的。
本发明的一种情况的轴承零件的制造方法包括 : 准备由钢构成并被成形加工的成 形构件的工序 ; 以及通过在包含一氧化碳及氨的环境气体中对成形构件进行加热来对成形 构件进行渗碳氮化处理的工序, 其中, 上述钢含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下的碳、 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 且其余部分 由铁及杂质构成。 此外, 在对成形构件进行渗碳氮化处理的工序中, 在调节环境气体以使未 分解氨浓度处于 0.2 体积%以上的状态下, 成形构件被加热到 920℃以上 960℃以下的温度 区域。
另外, 本发明的另一种情况的轴承零件的制造方法包括 : 准备由钢构成并被成形 加工的成形构件的工序 ; 以及通过在包含一氧化碳及氨的环境气体中对成形构件进行加热 来对成形构件进行渗碳氮化处理的工序, 其中, 上述钢含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以 下的碳、 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 此 外, 还包含从由 0.4 质量%以上 2.0 质量%以下的铬、 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下的 钼、 1.0 质量%以上 2.0 质量%以下的镍及 0.1 质量%以上 1.0 质量%以下的钒构成的组中 选择出的至少一种以上的元素, 且其余部分由铁及杂质构成。 此外, 在对成形构件进行渗碳 氮化处理的工序中, 在调节环境气体以使未分解氨浓度处于 0.2 质量%以上的状态下, 成 形构件被加热到 920℃以上 960℃以下的温度区域。
在本发明的轴承零件的制造方法中, 采用具有碳含有量处于 0.3 质量%以下并降 低了合金元素的添加的合适的成分组成的钢作为材料。藉此, 可确保较高的韧性。此外, 通 过进行渗碳氮化处理, 可提供表面的足够硬度。 此外, 通过在调节环境气体以使未分解氨浓 度处于 0.2 体积%以上的状态下将成形构件加热到 920℃以上 960℃以下的温度区域来进 行渗碳氮化处理。 这样, 通过加热到高温并实现较高的未分解氨浓度, 从而使碳朝成形构件 ( 轴承零件 ) 较高的侵入速度和轴承零件的表面的较高的氮浓度都能实现。 其结果是, 根据 本发明的轴承零件的制造方法, 能容易制造上述本发明的轴承零件。
在上述本发明的另一种情况的轴承零件的制造方法中, 上述钢也可以是从由 JIS标准 SCr420、 SCM420 或 SNCM420 构成的组中选择出的任一种钢。藉此, 能提供一种采用能 确保更高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料, 并具有足够的耐磨损性的 轴承零件。
发明效果
如上所述, 根据本发明的轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法, 能提供一种 采用将碳含有量降低至 0.3 质量%以下以确保较高的断裂韧性值且降低了合金元素的添 加的钢作为材料, 并具有足够的耐磨损性的轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法。 附图说明
图 1 是表示连续铸造导向辊子装置的结构的示意剖视图。 图 2 是表示自动调心滚子轴承的结构的示意剖视图。 图 3 是将图 2 的主要部分放大表示的示意局部剖视图。 图 4 是表示带自动调心圈的圆筒滚子轴承的结构的示意剖视图。 图 5 是将图 4 的主要部分放大表示的示意局部剖视图。 图 6 是表示导向辊子用轴承的制造方法的大致情况的流程图。 图 7 是用于说明包含于导向辊子用轴承的制造方法中的热处理工序的详细情况 图 8 是表示萨文磨损试验机的主要部分的结构的示意图。 图 9 是表示萨文磨损试验机的主要部分的结构的示意图。 图 10 是表示表面氮浓度与比磨损量之间的关系的图。 图 11 是表示实施例 A 的表面附近的析出物的状态的 SEM 照片。 图 12 是表示实施例 B 的表面附近的析出物的状态的 SEM 照片。 图 13 是表示比较例 A 的表面附近的析出物的状态的 SEM 照片。 图 14 是表示磨损量的历时变化的图。 图 15 是表示 NH3 气体的添加率与环境气体中的 NH3 气体浓度之间的关系的图。 图 16 是表示 SCM420 的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。 图 17 是表示 SNCM420 的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。 图 18 是表示 V 添加钢的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。的图。
具体实施方式
以下, 根据附图对本发明的实施方式进行说明。 在以下附图中, 对相同或相当的部 分标注相同的参照符号并不重复其说明。
以下, 参照图 1 ~图 5 对本发明一实施方式进行说明。参照图 1, 包含于连续铸造 导向辊子装置 50 中的连续铸造辊子 51 在中央部具有圆柱状的辊子部 511, 该辊子部 511 与 连续铸造出的铸造物接触以用于对该铸造物进行引导。另外, 在连续铸造辊子 51 的一端部 形成有直径比辊子部 511 的直径小的圆柱状的固定端辊颈 512A。此外, 在连续铸造辊子 51 的另一端部形成有直径比辊子部 511 的直径小的圆柱状的自由端辊颈 512B, 该自由端辊颈 512B 是位于连续铸造辊子 51 的因热膨胀而产生的轴向上的伸展被吸收的一侧的辊颈。
另外, 用于保持连续铸造辊子 51 的机架 53 具有圆筒状的通孔即辊子保持部 53A。此外, 以固定端辊颈 512A 及自由端辊颈 512B 贯穿辊子保持部 53A 的方式配置连续铸造辊 子 51 及机架 53。此外, 在固定端辊颈 512A 的外周面与辊子保持部 53A 的内周面之间配置 有自动调心滚子轴承 20。 另外, 在自由端辊颈 512B 的外周面与辊子保持部 53A 的内周面之 间配置有带自动调心圈的圆筒滚子轴承 30。 藉此, 连续铸造辊子 51 被保持成能相对于机架 53 绕轴自由旋转, 从而能对连续铸造出的铸造物进行引导。即, 自动调心滚子轴承 20 及带 自动调心圈的圆筒滚子轴承 30 是将用于对连续铸造出的铸造物进行引导的连续铸造辊子 51 支承成能相对于对连续铸造辊子 51 进行支承的机架 53 自由旋转的导向辊子用轴承。
接着, 对自动调心滚子轴承 20 及带自动调心圈的圆筒滚子轴承 30 进行说明。参 照图 2, 自动调心滚子轴承 20 包括 : 作为轴承零件即轨道构件的环状的两个外圈 21 ; 配置 于外圈 21 的内侧的环状的内圈 22 ; 以及配置于外圈 21 与内圈 22 之间并保持于圆环状的 保持器 24 的呈桶状的形状的多个滚子 23( 滚动体 )。
在外圈 21 的内周面形成有外圈滚走面 21A, 在内圈 22 的外周面形成有内圈滚走面 22A。此外, 两个外圈 21 和一个内圈 22 被配置成使内圈滚走面 22A 与两个外圈滚走面 21A 相对。另外, 多个滚子 23 沿各个外圈滚走面 21A 在滚子接触面 23A( 外周面 ) 上与外圈滚 走面 21A 和内圈滚走面 22A 接触, 并因被保持器 24 保持成沿周向以规定间距配置而被自由 滚动地保持在两列圆环状的轨道上。根据以上结构, 能使自动调心滚子轴承 20 的外圈 21 和内圈 22 彼此相对地旋转。 另外, 外圈滚走面 21A 成为以轴承中心 C2 为中心的球面。因此, 外圈 21 及内圈 22 能在与滚子 23 的滚走方向垂直的截面上以轴承中心 C2 为中心构成角度。其结果是, 参照 图 1, 即便在连续铸造辊子 51 因对铸造物进行引导而挠曲的情况下, 机架 53 也能隔着自动 调心滚子轴承 20 将连续铸造辊子 51 稳定地保持成能自由旋转。
此外, 参照图 2 及图 3, 构成自动调心滚子轴承 20 的轴承零件即外圈 21、 内圈 22 及滚子 23 由以下钢构成, 这种钢含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下的碳、 0.15 质量%以 上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 且其余部分由铁及杂质构 成。参照图 3, 在包括外圈滚走面 21A、 内圈滚走面 22A 及滚子接触面 23A 的区域中形成有 富碳层 21B、 22B、 23B 和富氮层 21D、 22D、 23D, 其中, 上述富碳层 21B、 22B、 23B 的碳浓度比其 它区域即芯部区域 21C、 22C、 23C 的碳浓度高, 上述富氮层 21D、 22D、 23D 的氮浓度比芯部区 域 21C、 22C、 23C 的氮浓度高并与富碳层 21B、 22B、 23B 重叠。此外, 包含于富氮层 21D、 22D、 23D 中的外圈滚走面 21A、 内圈滚走面 22A 及滚子接触面 23A 的氮浓度处于 0.3 质量%以上。 在此, 上述杂质包括来自钢的原料的或在制造工序中混入的等不可避免的杂质。
另一方面, 参照图 4, 带自动调心圈的圆筒滚子轴承 30 包括 : 作为轴承零件的环状 的外圈 31 ; 配置于外圈 31 的内侧的环状的内圈 32 ; 配置于外圈 31 与内圈 32 之间的呈圆筒 状的形状的多个滚子 33 ; 以及在形成于内周面的滑动面 35A 上与外圈 31 的外周面 31E 接 触的环状的自动调心圈 35。
在外圈 31 的内周面形成有外圈滚走面 31A, 在内圈 32 的外周面形成有内圈滚走 面 32A。此外, 以内圈滚走面 32A 与外圈滚走面 31A 相对的方式配置外圈 31 和内圈 32。另 外, 多个滚子 33 与外圈滚走面 31A 和内圈滚走面 32A 在滚子接触面 33A( 外周面 ) 上接触, 并因沿周向排列配置而被自由滚动地保持在圆环状的轨道上。根据以上结构, 能使带自动 调心圈的圆筒滚子轴承 30 的外圈 31 及内圈 32 彼此相对地旋转。
另外, 外圈 31 的外周面 31E 和自动调心圈 35 的滑动面 35A 成为以轴承中心 C3 为 中心的球面, 并被构成为能彼此滑动。因此, 外圈 31 及自动调心圈 35 能在与滚子 33 的滚 走方向垂直的截面上以轴承中心 C3 为中心构成角度。其结果是, 参照图 1, 即便在连续铸造 辊子 51 因对铸造物进行引导而挠曲的情况下, 机架 53 也能隔着带自动调心圈的圆筒滚子 轴承 30 将连续铸造辊子 51 稳定地保持成能自由旋转。
此外, 参照图 4 及图 5, 构成带自动调心圈的圆筒滚子轴承 30 的轴承零件即外圈 31、 内圈 32、 滚子 33 及自动调心圈 35 由具有与上述自动调心滚子轴承 20 的外圈 21、 内圈 22 及滚子 23 相同的成分组成的钢构成。另外, 参照图 5, 在包括外圈 31、 内圈 32、 圆筒滚子 33 及自动调心圈 35 的表面即外圈滚走面 31A、 内圈滚走面 32A、 滚子接触面 33A 及滑动面 35A 的区域中形成有富碳层 31B、 32B、 33B、 35B 和富氮层 31D、 32D、 33D、 35D, 其中, 上述富碳 层 31B、 32B、 33B、 35B 的碳浓度比其它区域即芯部区域 31C、 32C、 33C、 35C 的碳浓度高, 上述 富氮层 31D、 32D、 33D、 35D 的氮浓度比芯部区域 31C、 32C、 33C、 35C 的氮浓度高, 并与富氮层 31B、 32B、 33B、 35B 重叠。此外, 包含于富氮层 31D、 32D、 33D、 35D 中的外圈滚走面 31A、 内圈 滚走面 32A、 滚子接触面 33A 及滑动面 35A 的氮浓度处于 0.3 质量%以上。在此, 上述杂质 包括来自钢的原料的或在制造工序中混入的等不可避免的杂质。 在本实施方式的轴承零件即外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心圈 35 中, 采用碳含有量处于 0.3 质量%以下而能确保较高的断裂韧性值、 此外还具有降低了合 金元素的添加的恰当的成分组成的上述钢作为材料。另外, 在包括表面即外圈滚走面 21A、 31A、 内圈滚走面 22A、 32A、 滚子接触面 23A、 33A 及滚动面 35A 的区域中形成有富碳层 21B、 22B、 23B、 31B、 32B、 33B、 35B 来确保足够的硬度, 并因富氮层 31D、 32D、 33D、 35D 的表面的氮 浓度处于 0.3 质量%以上而提早实现严重—微缓磨损转换, 从而实现了较高的耐磨损性。 其结果是, 本实施方式的外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心圈 35 成为以下轴 承零件 : 采用能确保较高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料, 并具有足 够的耐磨损性。
另外, 本实施方式的作为滚动轴承的自动调心滚子轴承 20 及带自动调心圈的圆 筒滚子轴承 30 成为能兼具较高的断裂韧性值和足够的耐磨损性的滚动轴承。此外, 本实施 方式的连续铸造导向辊子装置 50 因包括上述自动调心滚子轴承 20 及带自动调心圈的圆筒 滚子轴承 30 而成为在耐久性上优异的轧机。
在此, 上述外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心圈 35 也可由如下钢构 成, 以代替上述钢, 这种钢含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下的碳、 0.15 质量%以上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 此外, 还包含从由 0.4 质量%以 上 2.0 质量%以下的铬、 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下的钼、 1.0 质量%以上 2.0 质量% 以下的镍及 0.1 质量%以上 1.0 质量%以下的钒构成的组中选择出的至少一种以上的元 素, 且其余部分由铁及杂质构成。藉此, 由于容易提高外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心圈 35 的表面中的氮浓度, 因此, 能容易地提高耐磨损性。
特别地, 通过采用 SCr420、 SCM420 或 SNCM420 来代替上述钢, 从而能获得采用能确 保更高的断裂韧性值且进一步降低了合金元素的添加的钢作为材料, 并具有足够的耐磨损 性的外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心圈 35。
此 外, 包 含 于 富 碳 层 21B、 22B、 23B、 31B、 32B、 33B、 35B 中 的 表 面、 即外圈滚走面
21A、 31A、 内圈滚走面 22A、 32A、 滚子接触面 23A、 33A 及滑动面 35A 中的碳浓度处于 0.6 质 量%以上 1.2 质量%以下是较为理想的。藉此, 能获得作为轴承所需且足够的表面硬度。
接着, 参照图 6, 对本实施方式的轴承零件及滚动轴承的制造方法进行说明。在本 实施方式的轴承零件及滚动轴承的制造方法中, 首先, 作为工序 (S10), 进行成形构件准备 工序。在该工序 (S10) 中, 准备含有 0.15 质量%以上 0.3 质量%以下的碳、 0.15 质量%以 上 0.7 质量%以下的硅及 0.15 质量%以上 1.0 质量%以下的锰, 此外, 还包含从由 0.4 质 量%以上 2.0 质量%以下的铬、 0.15 质量%以上 0.5 质量%以下的钼、 1.0 质量%以上 2.0 质量%以下的镍及 0.1 质量%以上 1.0 质量%以下的钒构成的组中选择出的至少一种以上 的元素, 且其余部分由铁及杂质构成的钢、 例如 JIS 标准 SCr420、 SCM420 或 SNCM420 等的钢 条、 钢丝等。 此外, 通过对该钢条、 钢丝等刚材进行切断、 锻造、 车削等加工, 来将该钢材加工 成形为作为轴承零件的外圈 21、 内圈 22 及滚子 23 等的形状, 准备成形构件。
接着, 进行包含作为工序 (S20) 而进行的渗碳氮化工序、 作为工序 (S30) 而进行的 一次淬火工序、 作为工序 (S40) 而进行的二次淬火工序及作为工序 (S50) 而进行的回火工 序的热处理工序。对该热处理工序的具体情况在后叙述。
接着, 作为工序 (S60), 对进行完热处理工序的成形构件进行实施精加工等的精加 工工序。具体而言, 例如对进行完热处理工序的成形构件的外圈滚走面 21A、 内圈滚走面 22A 及滚子接触面 23A 等进行研磨加工。藉此, 本实施方式的轴承零件完成, 本实施方式的 轴承零件的制造方法结束。
此外, 作为工序 (70), 还进行组装滚动轴承的组装工序。具体而言, 将通过上述工 序而被制造出的本实施方式的轴承零件即外圈 21、 31、 内圈 22、 32、 滚子 23、 33 及自动调心 圈 35 等组合, 从而将自动调心滚子轴承 20 及带自动调心圈的圆筒滚子轴承 30 组装。 藉此, 本实施方式的滚动轴承完成。
接着, 参照图 7, 对上述热处理工序的详细情况进行说明。 在图 7 中, 横向表示时间 t, 越往右表示时间经过越长。另外, 在图 7 中, 纵向表示温度 T, 越往上表示温度越高。
参照图 7, 在本实施方式的热处理工序中, 首先, 执行对作为被处理物的成形构件 进行渗碳氮化处理的渗碳氮化工序 ( 工序 S20)。在该工序 (S20) 中, 工序 (S10) 中所准备 的成形构件在包含一氧化碳及氨的环境气体中被加热, 以进行渗碳氮化处理。 具体而言, 上 述成形构件因在例如基础气体即吸热型的变性气体中添加富气而被调节到期望的碳势值, 并在添加有 NH3 气体的环境气体中被加热到 A1 点以上的温度即 920℃以上 960℃以下的渗 碳氮化温度 T1。 藉此, 成形构件被渗碳氮化处理, 从而在包括成形构件的表面的区域形成有 富碳层及富氮层。此时, 对环境气体进行调节, 以使上述环境气体中的未分解氨浓度 ( 未被 分解而存在于环境气体中的 NH3 气体在环境气体中的浓度 ) 处于 0.2 体积%以上。
接着, 进行一次淬火工序 ( 工序 (S30))。在该工序 (S30) 中, 工序 (S20) 中被渗碳 氮化处理后的成形构件处于 A1 点以上的温度, 通过从比上述渗碳氮化温度 T1 低的一次淬火 温度 T2 被冷却到 MS 点以下的温度区域而进行淬火硬化。
此外, 还进行二次淬火工序 ( 工序 (S40))。在该工序 (S40) 中, 工序 (S30) 中被淬 火硬化后的成形构件处于 A1 点以上的温度, 通过在被加热到比上述一次淬火温度 T2 低的二 次淬火温度 T3 后被冷却至 MS 点以下的温度而进行淬火硬化。藉此, 对在工序 (S20) 中形成 有富碳层的成形构件的表面施加足够硬度。接着, 进行回火工序 ( 工序 (S50))。在该工序 (S50) 中, 通过将在工序 (S40) 中被 淬火硬化后的成形构件加热至 A1 点以下的温度来进行回火处理。藉此, 因淬火硬化处理而 导入成形构件的应变被缓和。通过上述工序, 本实施方式中的热处理工序完成。
在上述热处理工序的工序 (S20) 中, 通过在调节环境气体以使未分解氨浓度变为 0.2 体积%以上这样的较高的值的状态下, 将成形构件加热到 920℃以上 960℃以下的温度 区域, 从而对成形构件进行渗碳氮化处理。 这样, 通过在加热到高温并确保较高的未分解氨 浓度的环境气体中进行渗碳氮化, 从而能使碳朝成形构件的较高的侵入速度和成形构件的 表面中的较高的氮浓度、 更具体而言是 0.3 质量%以上的氮浓度都实现。
另外, 在上述热处理工序的工序 (S20) 中, 不是通过在进行完渗碳处理后, 以比渗 碳处理低的温度进行氮化处理来实现成形构件的渗碳氮化处理, 而是对成形构件同时进行 渗碳处理和氮化处理。藉此, 缩短了渗碳氮化处理所需的时间。另外, 在以比渗碳处理低的 温度进行氮化处理的情况下, 成形构件中的氮的侵入深度变浅。 在此, 渗碳氮化处理使被处 理物因热处理而产生的变形较大。因此, 因精加工工序中的磨削加工等而引起的加工余量 较大的情况也较多。 因此, 在氮的侵入深度较浅的情况下, 精加工后的轴承零件的表面的氮 浓度或许会变得不足够。 对此, 通过在 920℃以上这样的高温下与渗碳处理同时进行氮化处 理, 从而能充分确保氮的侵入深度, 以容易制造出表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上的轴 承零件。
如上所述, 根据本发明的轴承零件的制造方法, 能容易制造上述本发明的轴承零 件。
通过包括以上热处理工序的制造方法, 能制造出上述实施方式的轴承零件。 在此, A1 点是指在对钢进行加热的情况下相当于钢的组织从铁素体开始变态为奥氏体的温度的 点。此外, MS 点是指当奥氏体化后的钢被冷却时相当于开始马氏体化的温度的点。另外, 在 本申请中, 表面 ( 外圈滚走面 21A、 31A、 内圈滚走面 22A、 32A、 滚子接触面 23A、 33A 及滑动面 35A) 中的氮浓度是指在从表面开始的深度为 50μm 以内的区域中固溶于母材中的氮浓度 的平均值。
( 实施例 1)
以下, 对实施例 1 进行说明。为了定量地检验钢中的固溶氮的抑制磨损效果, 以把 握提早产生严重—微缓磨损转换所需的表面氮浓度, 进行了检验表面氮浓度与耐磨损性之 间的关系的实验。实验的步骤如下所示。
在实验中, 以下表 1 所示的五种钢作为材料。 表 1 中记载的数值是用质量%的单位 来表示各元素的含有量的。另外, 未添加记载有符号—的元素, 其余部分由铁及杂质构成。
[ 表 1]
钢种 实施例 A 实施例 B SCM420 SNCM420 C 0.2 0.2 Si 0.3 0.25 Mn 0.8 0.6 Ni 0.1 1.6 Cr 1.2 0.5 Mo 0.15 0.2 V -14102362000 A CN 102362017 比较例 A 比较例 B 比较例 C
SUJ2 SUJ2+C 添加钢 V 添加渗碳钢 1.0 1.2 0.35说0.2 1.0 0.3明书0.4 0.3 0.3 0.1 0.8 0.8 1.4 1.5 1.8 0.312/16 页 0.4使用萨文磨损试验机进行了耐磨损性的评价。首先, 制作出将上述实施例 A、 B及 比较例 A ~ C 的钢成形为内径 Φ50mm× 外径 Φ64mm× 高度 18mm 的环形状的成形体, 并 进行与在上述实施方式中说明的渗碳氮化工序、 一次淬火工序、 二次淬火工序及回火工序 ( 工序 (S20) ~ (S50)) 相同的工序。此时, 在渗碳氮化处理中, 将 CP( 碳势 ) 值统一为恒定 的值, 以使实施例 A、 B 及比较例 C 中的任一个例子的成形体的表面的碳浓度分布相同。
另一方面, 对于由比较例 A 及比较例 B 构成的成形体, 也制作出在进行完通常的淬 火硬化处理 ( 浸入淬火 ) 后, 进行了回火处理的样品。 此处, 在渗碳氮化工序中, 通过使环境 气体中的未分解氨浓度变化来使成形体的表面中的氮浓度变化。此外, 通过对上述成形体 的端面部进行磨削加工来完成试验片。另外, 关于实施例 A、 B 及比较例 A ~ C, 使用与表面 垂直的面将在同一条件下进行了渗碳氮化处理的成形体切断, 通过 EPMA(Electron Probe Micro Analysis : 电子探针微量分析 ) 来测定所形成的截面的表面附近的氮浓度分布。此 外, 考虑上述磨削加工的加工余量, 以把握试验片的表面中的氮浓度 ( 母材的从表面开始 50μm 以内的区域中的平均氮浓度 )。
接着, 对使用萨文磨损试验机的磨损试验进行说明。参照图 8 及图 9, 萨文磨损试 验机 40 包括测力传感器 43 和空气滑块 ( 日文 : エアスライダ )44。平板形状的磨损试验 片 41 保持于空气滑块 44。此外, 在使磨损试验片 41 的表面与对方材料 45 的外周面接触的 状态下使对方材料 45 旋转。润滑油未被直接供给至磨损试验片 41 与对方材料 45 之间的 接触面上, 而是通过使对方材料 45 的一部分与包含润滑油的毡块 46 接触来将润滑油供给 至该接触面。在图 2 中表示磨损试验的试验条件。
[ 表 2]
如表 2 所示, 通过降低对方材料的旋转速度并使用低粘度的润滑油, 能对在伴随 着金属接触的润滑条件下的耐磨损性进行评价。 试验片的耐磨性是通过测定试验片中产生 的磨损痕迹 ( 椭圆形状 ) 的短轴宽度 ( 与旋转方向平行 ) 并根据该测定结果算出磨损体积 来加以评价的。
接着, 参照图 10, 对实验结果进行说明。 在图 10 中, 横轴是试验片的表面中的氮浓 度, 纵轴是比磨损量。如图 10 所示, 可知耐磨损性几乎并不取决于构成试验片的钢的组成, 随着表面的氮浓度提高而提高。即, 可推定出表面的氮浓度的增加对耐磨损性的提高的效 果较大。
在此, 作为使耐磨损性提高的主要原因, 除了表面的氮浓度以外, 也考虑表面硬 度、 高硬度析出物 ( 碳化物、 氮化物 ) 的影响。 因此, 对与图 10 的 α、 β 及 γ 的数据点对应 的试验片表面的析出物状态及表面硬度进行了调查。在表 3 中, 示出了对应于图 10 的 α、 β 及 γ 的试验片的表面硬度及表面的析出物的面积率。另外, 在图 11、 图 12 及图 13 中, 分别示出了拍摄对应于图 10 的 α、 β 及 γ 的试验片的表面附近的 SEM 照片。
[ 表 3]
参 照 表 3, 未 进 行 氮 化 处 理 的 SUJ2 材 (γ) 的 表 面 硬 度 比 进 行 了 渗 碳 氮 化 的 SCM420 材 (α)、 SNCM420 材 (β) 的表面硬度高。另外, 参照表 3 及图 11 ~图 13, 未进行氮 化处理的 SUJ2 材 (γ) 的析出物的面积率比进行了渗碳氮化的 SCM420 材 (α)、 SNCM420 材 (β) 的析出物的面积率高。但是, 上述耐磨损性试验的结果是, 进行了渗碳氮化的 SCM420 材 (α)、 SNCM420 材 (β) 的比磨损量处于未进行氮化处理的 SUJ2 材 (γ) 的 1/5 以下。根 据以上的实验结果, 可知表面的氮浓度 ( 从表面开始的深度为 50μm 以下的区域的固溶于 母材的氮量 ) 的增加成为提高耐磨损性的支配性的主要原因。
( 实施例 2)
接着, 对实施例 2 进行说明。为了检验表面氮浓度的增加引起耐磨损性提高的理 由, 进行了以下实验 : 制作出对相同材料进行了渗碳处理的试验片和进行了渗碳氮化处理 的试验片, 调查磨损试验中的磨损量的历时变化, 以确认从严重磨损朝微缓磨损的转换。 实 验的步骤如下所示。
首先, 作为材料的钢材, 准备 JIS 标准 SUJ2 和 SCM420, 以获得成形为与上述实施例 1 的情况相同的形状的成形体。然后, 利用 SUJ2 制作出对该成形体进行了通常的浸入淬火 ( 标准淬火 ) 的试验片和进行了渗碳氮化淬火的试验片。另一方面, 利用 SUM420 制作出对 该成形体进行了渗碳淬火的试验片和进行了渗碳氮化淬火的试验片。然后, 在与上述实施 例 1 的情况相同的条件下进行磨损试验, 以测定磨损量的历时变化。
接着, 参照图 14, 对实验结果进行说明。 在图 14 中, 横轴表示从试验开始所经过的 时间, 纵轴表示磨损量。
参照图 14, 未进行渗碳氮化处理的由 SCM420 及 SUJ2 构成的试验片从试验开始其 单位时间的磨损量较大的状态 ( 严重磨损状态 ) 持续直至经过约 90 分钟, 然后, 处于单位 时间的磨损量较小的状态 ( 微缓磨损状态 )。即, 在从试验开始大约 90 分钟后实现严重—
微缓磨损转换。另一方面, 进行了渗碳氮化处理的由 SCM420 及 SUJ2 构成的试验片在试验 开始 15 ~ 30 分钟后实现严重—微缓磨损转换。即, 可认为, 通过进行渗碳氮化以提高试验 片的表面的氮浓度, 从而能提早实现严重—微缓磨损转换。
此外, 当转移至微缓磨损状态时, 磨损的进行明显变慢。因此, 可认为在上述实施 例 1 中根据图 10 说明的因试验片的表面的氮浓度的上升而产生的比磨损量的减少会引起 朝微缓磨损的转移提前。
另外, 参照图 10, 通过使表面的氮浓度处于 0.1 质量%以上, 从而能提早实现严 重—微缓磨损转换, 以能将比磨损量降低至氮浓度为 0 质量%情况下的一半程度。此外, 为 确保较高的耐磨损性而使氮浓度处于 0.25 质量%以上是较为理想的, 为了抑制比磨损量 的偏差以稳定地确保较高的耐磨损性, 需使表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上。另外, 即便 使表面的氮浓度超过 0.3 质量%进一步提高, 耐磨损性也不会大幅提高, 例如 SCM420( 实施 例 A) 获得与 V 添加钢 ( 比较例 C) 相同的耐磨损性。即, 可知通过使表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上, 即便降低 Cr、 Mo、 V 等合金元素的添加量, 也能实现较高的耐磨损性。
在使用萨文磨损试验机的磨损试验中, 因磨损的进行而使接触面积变大, 从而使 试验片与对方材料的接触面压力降低。 然而, 由于磨损痕迹比接触面积小、 以磨损量较少而 不使接触面压力降低的渗碳氮化处理材料降低单位时间的磨损量, 所以, 可认为接触面积 的扩大不是单位时间的磨损量降低的原因。
( 实施例 3)
接着, 对实施例 3 进行说明。进行了对热处理方法进行研究的试验, 该热处理方法 用于使由 SCr420、 SCM420、 SNCM420 等标准的渗碳钢 ( 限定于 JIS 标准 G4053 中的机械结构 用合金钢 ) 构成的轴承零件的表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上。
首先, 在环境气体温度为 850℃和 940℃的情况下, 对 NH3 气体朝热处理炉的炉内 的添加率与炉内的环境气体中的未分解氨浓度 ( 炉内 NH3 气体浓度 ) 的关系进行了调查。 此处, 在实验中使用了容积 120L 的分层式烘炉。另外, 850℃的环境气体温度是设想碳含有 量为 1 质量%程度的高碳铬轴承钢 ( 例如 SUJ2) 的渗碳氮化温度的温度, 940℃的环境气体 温度是设想碳含有量为 0.2 质量%程度的机械结构用合金钢 ( 例如 SUM420) 的渗碳氮化温 度的温度。
接着, 参照图 15, 对实验结果进行说明。在图 15 中, 横轴表示 NH3 朝炉内的添加 率, 纵轴表示炉内的未分解氨浓度。在此, NH3 气体的添加率是指相对于也包含渗碳处理所 需的变性气体的添加量在内的总添加量 ( 环境气体整体 ) 的比率。
参照图 15, 即使是相同的 NH3 气体的添加率, 环境气体温度为 940℃的情况也比环 境气体温度为 850℃的情况更使炉内的 NH3 气体浓度 ( 未分解氨浓度 ) 极端地降低。因此, 为了通过渗碳氮化处理来提高由上述标准的渗碳钢构成的轴承零件的表面的氮浓度, 可知 与采用轴承钢等高碳的材料的情况相比需要很高的 NH3 气体的添加率。此外, 在由上述标 准的渗碳钢构成的轴承零件中, 为了使表面的氮浓度处于 0.3 质量%以上, 需在炉内的未 分解氨浓度处于 0.2 体积%以上的状态下进行渗碳氮化, 处于 0.25 体积%以上是较为理想 的。
( 实施例 4)
接着, 对实施例 4 进行说明。进行了以下实验 : 对构成轴承零件的钢的成分组成、尤其是 Cr、 V 的含有量对表面的氮浓度产生的影响进行调查。
具体而言, 首先, 准备由表 1 的实施例 A(SCM420)、 实施例 B(SNCM420) 及比较例 C(V 添加钢 ) 的钢构成的试验片, 并在相同条件下进行了渗碳氮化。在此, 与上述实施方式 的情况相同地进行渗碳氮化处理。将渗碳氮化处理的温度设为 940℃, 将 CP 值设为 1.3, 将 渗碳氮化处理时的炉内的未分解氨浓度设为 0.25 体积%。然后, 通过 EPMA 对碳及氮在试 验片的表面附近的浓度分布进行了调查。
接着, 对实验结果进行说明。在图 16、 图 17 及图 18 中, 分别表示 SCM420、 SNCM420 及 V 添加钢的表面附近的碳浓度及氮浓度。在图 16 ~图 18 中, 横轴表示从表面开始的深 度, 纵轴表示碳及氮的浓度。
参照图 16 ~图 18, SCM420 与 SNCM420 相比, 其从表层到深度 0.3mm 的氮浓度变 高。可认为这是 SCM420 与 SNCM420 相比其 Cr 含有量较多的效果。另外, V 添加渗碳钢进 一步使表层部的氮浓度变高。可认为这是因 V 的含有量较大而引起的效果。
这样, V 及 Cr 具有容易提高固溶于母材中的氮浓度的效果。然而, 若添加率较多, 则材料成本上升。另外, 表层的氮浓度变高, 另一方面, 可能使氮的侵入深度变小。例如, 用作导向辊子用轴承的自动调心滚子轴承的滚走面的在热处理后的研磨下的加工余量为 0.3mm 左右。 因此, 在渗碳氮化处理中, 需使从表面到 0.3mm 的深度的氮浓度处于 0.3 质量% 以上。当考虑这些时, 也可将 Cr 添加在 1.0 质量%以上 1.5 质量%以下, 将 V 添加在 0.1 质量%以上 1 质量%以下。
本次所公开的实施方式和实施例在所有点上均为例示, 不应当认为是对本发明作 出了限制。本发明的范围是由权利要求书来表示的而不是由上述说明来表示的, 本发明包 括与权利要求书等同的意思和范围内的所有变更。
工业上的可利用性
本发明的轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法能特别有利地适用于要求提 高耐磨损性的轴承零件、 滚动轴承及轴承零件的制造方法。
( 符号说明 )
20 自动调心滚子轴承
21、 31 外圈
21A、 31A 外圈滚走面
21B、 22B、 23B、 31B、 32B、 33B、 35B 富碳层
21C、 22C、 23C 芯部区域
21D、 22D、 23D、 31D、 32D、 33D、 35D 富氮层
22、 32 内圈
22A、 32A 内圈滚走面
23、 33 滚子
23A、 33A 滚子接触面
24 保持器
30 带自动调心圈的圆筒滚子轴承
31E 外周面
35 自动调心圈18102362000 A CN 102362017
说滑动面 萨文磨损试验机 磨损试验片 重锤 测力传感器 空气滑块 对方材料 毡块 连续铸造导向辊子装置 连续铸造辊子 辊子部 固定端辊颈 自由端辊颈 机架 辊子保持部明书16/16 页35A 40 41 42 43 44 45 46 50 51 511 512A 512B 53 53A