发明内容
本发明的一个目的是提供一种轴承部件、该轴承部件的热处理方法以及包
括该轴承部件的滚动轴承，其中的轴承部件具有较长的抗滚动接触疲劳寿命，
良好的抗裂强度并且老化尺寸变化的增加可受到限制。
根据本发明的轴承部件的热处理方法包括以下步骤：以超过A1相变温度
的碳氮共渗温度对用于轴承部件的钢进行碳氮共渗；使钢冷却到低于A1相变温
度的温度；将钢再加热到淬火温度，该温度不低于所述的A1相变温度，但低于
所述碳氮共渗温度；以及对钢进行淬火。
以这种配置，当在碳氮共渗之后将钢被冷却到低于A1相变温度的温度之
后进行最终的淬火，从而可以使奥氏体晶粒的大小可以更细小。这样，可以改
善摆锤式冲击、断裂韧性、抗裂强度、滚动接触疲劳寿命等。
另外，通过将钢冷却到允许奥氏体进行转换的温度，可以使碳氮共渗时的
奥氏体晶界以及最终淬火时的奥氏体晶界相互无关。另外，由于最终淬火的加
热温度低于碳氮共渗的温度，因此，受到碳氮共渗影响的表面层部分中的不溶
解的碳和氮的量在最终淬火中会比碳氮共渗时有所增加。这样，在用于最终淬
火的加热温度处，与在碳氮共渗时相比，未溶解的碳及其它的量的比增加，而
奥氏体的量的比减小。此外，从铁碳相图(该相图可以以较高精度来使用，但
作为本发明目标的钢还包括除碳以外的其它元素)，在上述沉淀物和奥氏体的共
存区域中，溶解在奥氏体中的碳浓度随着淬火温度的降低而减小。
当钢被加热到最终淬火温度时，抑制奥氏体晶粒生长的未溶解的渗碳铁的
量增加，这样便可以获得较细小的奥氏体晶粒。此外，由于淬火而从奥氏体向
马氏体或贝氏体的转变的结构具有较低的碳浓度，因此，与从较高的、碳氮共
渗温度淬火而得的结构相比，它表现出良好的韧性。
文中用于轴承部件的钢是指通常用于形成轴承部件的钢，而轴承部件又经
过如普通淬火之类的热处理。
在根据本发明的轴承部件的热处理方法中，用于淬火的再加热温度可以在
790℃到830℃的温度范围中。
以这种配置，为进行淬火对钢进行再加热，以达到可抑制奥氏体晶粒生长
的温度，这样奥氏体晶粒的大小可以较小。
根据本发明的轴承部件经过用于上述轴承部件的热处理方法，而奥氏体晶
粒的平均晶粒度不大于8μm。
以这种平均晶粒度不大于8μm的奥氏体晶粒，不仅可以提高滚动接触疲劳
寿命，而且还可以改善摆锤式冲击、断裂韧性、抗裂强度等。
根据本发明的轴承部件是由用于轴承部件的钢形成的，并且具有一层碳氮
化层。在淬火后获得的微观结构具有奥氏体晶粒的平均晶粒度不大于8μm。
以这种配置，可以确保良好的摆锤式冲击、断裂韧性、抗裂强度等，同时
还可确保较长的抗滚动接触疲劳寿命。
本发明的用于轴承部件的钢在除碳氮化表面层之外的部分中至少可以包
括0.6-1.2％重量的碳、0.15-1.1％重量的硅以及0.3-1.5％重量的锰。
以这种配置，如果碳含量超过重量的1.2％，冷加工性会受到削弱，即使在
球化退火之后材料的硬度也会较大。如果进行冷加工，就不可能获得充分的冷
加工量，并且因此便不能达到期望所需的机加工精度。在碳氮共渗时还会发生
过度渗碳，这可能使抗裂强度降低。另一方面，如果碳含量少于重量的0.6％，
就需要较长时间来确保所需的表面硬度和所需的残留奥氏体量，并且在最终淬
火之后也很难获得必要的内部硬度。
硅(Si)也被包含在其中，这是由于硅可使对回火软化的阻力增加，确保耐
热性，并且还可以使在混合润滑剂的外界物质情况下的滚动接触疲劳特性得到
改善。如果硅的含量少于重量的0.15％，在混合润滑的外界物质的情况下的滚
动接触疲劳特性不会得到改善。如果它超过重量的1.1％，在正火之后的硬度会
变得过高，从而削弱冷加工性。
Mn可有效地确保碳氮化层和内芯部分的可硬化性。如果Mn的含量小于
重量的0.3％，则不能充分地获得可硬化性。另一方面，如果Mn的含量超过重
量的1.5％，则可硬化性会变得太强。在这种情况中，在正火之后的硬度会变得
过高，从而削弱其冷加工性。另外，奥氏体会太过稳定，从而导致内芯部分中
有过量的残留奥氏体，由此使老化尺寸变化速度加快。
不用说，本发明的钢的主要成分还具有Fe。它还不可避免地包括杂质，如
磷(P)、硫(S)、氮(N)、氧(O)、铝(Al)等，每一种元素的量不大于重量的0.1％。
本发明的钢还包括不超过2.0％重量的铬。
包含的铬不超过重量的2.0％会导致铬的碳化物和氮化物在表面层部分中
析出，由此提高相关部分的硬度。如果Cr的含量超过重量的2.0％，则冷加工
性会显著地降低。即使含量超过重量的2.0％，提高表面层部分硬度的效果也不
会有很大改变。
本发明的轴承部件至少为滚动轴承的滚动轴承环和滚动元件之一。
以这种配置，可以使滚动轴承环和/或滚动元件获得良好的滚动接触疲劳寿
命和抗压特性。
根据本发明的滚动轴承可以包括上述任何一个轴承部件。
以这种配置，可以使滚动轴承获得良好的抗滚动接触疲劳的使用寿命并且
具有较大的抗裂强度。
根据本发明的滚动轴承具有一内环、一外环和多个滚动元件。这种滚动轴
承，内环、外环和滚动元件中的至少一个构件具有一碳氮化层，而该构件具有
的奥氏体晶粒的晶粒度超过JIS晶粒度10号。
以这种较细的奥氏体晶粒，可以使滚动接触疲劳寿命得到显著提高。如果
奥氏体晶粒具的晶粒度为10号或更低，则不能明显地改善滚动接触疲劳寿命。
因此，11号或以上的晶粒度通常是较佳的。虽然，奥氏体晶粒越细越好，但一
般很难获得超过13号的晶粒度。上述轴承部件的奥氏体晶粒在受到碳氮共渗
很大影响的表面层部分以及比表面层部分更内部的部分中几乎具有相同的大
小。因此，表面层部分和内部均需要具有上述范围晶粒度号的奥氏体晶粒。
上述滚动轴承的内环、外环和滚动元件中的任一构件均可以由上述轴承部
件构成，并且如果该轴承部件具有在上述范围晶粒度号内的奥氏体晶粒，则它
的滚动接触疲劳寿命可得到改善。
根据本发明的滚动轴承具有一内环、一外环和多个滚动元件，内环、外环
和多个滚动元件中的至少一个构件由具有碳氮化层的钢构成，并且其具有的断
裂应力不低于2650MPa。
发明人还发现，通过以超过A1相变温度的温度对钢进行碳氮共渗，将钢
冷却到低于A1相变温度的温度，将钢再加热至不低于A1相变温度的温度并且
对钢进行淬火，具有碳氮化层的钢的断裂应力可以等于或大于2650MPa，而这
个水平是传统技术所不能达到的。这样做可以使滚动轴承获得优于普通滚动轴
承的断裂应力以及强度。
此外，本发明的轴承部件可结合在滚动轴承中。轴承部件由具有碳氮化层
的钢构成，并且它具有的断裂应力不低于2650MPa。
这样，在上述滚动轴承的情况中，可以获得这样一种轴承部件，该轴承部
件的断裂应力和抗裂强度优于传统的轴承部件。
根据本发明的滚动轴承具有一内环、一外环和多个滚动元件。在该滚动轴
承中，内环、外环和滚动元件中的至少一个构件具有一碳氮化层，并且该构件
的氢含量不大于0.5ppm。
以这种配置，可以缓解由于氢导致的钢的脆裂。如果氢含量超过0.5ppm，
抗裂强度将会下降，这将使滚动轴承不能用于会施加重负载的场合。氢含量越
小越好。然而，为了将氢含量减至低于0.3ppm的水平，必须长时间的加热，
这将使奥氏体晶粒变粗，由此会使韧性下降。因此，氢含量在0.3-0.5ppm的范
围内是较佳的，而氢含量在0.35-0.45ppm范围内是更佳的。
上述氢含量是通过仅测量在不低于规定温度的温度从钢中释放出的不可
扩散的氢的量而获得的。可扩散的氢的含量是不可测的，其原因在于，如果样
品尺寸较小，则可扩散的氢将从样品中释放出，甚至在室温下损失。不可扩散
的氢例如可捕获在钢内的一缺陷部分内，并且仅在不低于规定温度的温度下才
会从样品中释放出。即使测量仅限于不可扩散的氢，氢含量还是会根据多种测
量方法而有相当大的变化。在上述范围中的氢含量最好通过Leco的DH-103氢
分析仪或同类仪器利用热传导率来测量，这些将在下文中进行描述。
上述构件的奥氏体晶粒的晶粒度最好超过JIS晶粒度10号。
当奥氏体晶粒较细时，滚动接触疲劳寿命显著提高。如果奥氏体晶粒的晶
粒度号为10号或更小，则高温下的滚动接触疲劳寿命不会有很大提高。虽然，
奥氏体晶粒的尺寸越小越好，但获得的晶粒度一般很难超过13号。上述轴承
部件的奥氏体晶粒在受到碳氮共渗很大影响的表面层部分以及比表面层部分
更内部的部分中几乎具有相同的晶粒度。
上述滚动轴承的内环、外环和滚动元件中的任何一构件均可以为上述轴承
部件。如果该轴承部件具有的氢含量在上述范围中，则它的抗裂强度将会得到
提高。此外，如果它的奥氏体晶粒的晶粒度号落在上述范围内，则滚动接触疲
劳寿命也将得到提高。
从下列结合附图对本发明进行的详细描述中将更加显而易见本发明的上
述和其它目的、特征、方法以及优点。
具体实施方式
以下，将参照这些附图描述本发明的实施例。图1为根据本发明的滚动轴
承的截面图。参照图1，滚动轴承10主要包括有一外环1、一内环2和滚动元
件3。尽管示出的是一径向轴承，但本发明也可应用于滚珠轴承、圆锥滚柱轴
承、滚柱轴承以及滚针轴承。滚动元件3以可滚动的方式由设置在外环1和内
环2之间的一个轴承罩支承。
外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件是由具有碳氮化物层的钢
材形成。这种钢材的奥氏体晶粒的平均晶粒度不大于8微米。
外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件是由具有碳氮化物层的钢
材形成。碳氮化物层的钢材除表面层之外的部分包括0.6-1.2％重量的碳、
0.15-1.1％重量的硅以及0.3-1.5％重量的锰。在一种规定的情况中，它还包括2％
重量或更少的铬。
外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件是由具有碳氮化物层的钢
材形成，并且其表现出的断裂应力不少于2650Mpa。
另外，外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件由具有碳氮化物层
的钢材形成，并且钢的氢含量不大于0.5ppm。
外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件是由具有碳氮化物层的钢
材形成，并且该构件的奥氏体晶粒的晶粒度超过JIS的晶粒度10号。
此外，外环1、内环2和滚动元件3中的至少一个构件由具有碳氮化物层
的钢材形成，其表现出的摆锤式冲击不小于6.2J/cm2。
以下，将解释热处理，热处理包括在滚动轴承的外环、内环和滚动元件的
至少一个轴承部件上进行碳氮共渗。图2示出了根据本发明的一实施例的热处
理方法。图3示出了根据本发明一实施例的热处理方法的一种改进。更具体地
说，图2示出了一种热处理模式，其中需进行初次淬火和二次淬火。图3示出
了一种热处理模式，其中，材料在淬火中被冷却到低于A1相变温度的一个温度，
此后，将材料再加热以完成淬火。在图2和图3中，在过程T1中(加热温度：
T1)，碳和氮可扩散入钢的基质内，而碳可以充分地渗入其中。而后钢被冷却到
低于A1相变温度的一个温度。接者，在过程T2中(加热温度：T2)，钢被再加
热到低于过程T1中的温度T1的一个温度，随后进行油淬火。从碳-铁相图中，
在碳氮化物层中，过程T2中的加热温度T2落在过共析物区域中，而过共析物
的区域与奥氏体和沉淀物(渗碳体、氮化物等)共存的区域相应。
以上述的热处理，与在碳氮共渗之后进行一次淬火的常规淬火的情况相
比，可以改善抗裂强度并且减小老化尺寸变化，但同时可对表面层部分进行碳
氮共渗。这样，根据上述热处理方法，可以获得这样的奥氏体晶粒，这种奥氏
体晶粒微结构的晶粒度是普通晶粒度的一半或更小。进行上述热处理的轴承部
件可以表现出较长的滚动接触疲劳寿命，并且它的抗裂强度得到的改善，老化
尺寸变化得以减小。
图4A和图4B示出了分别示出的本发明的轴承部件和普通轴承部件的微观
结构，或者具体说分别示出的奥氏体晶粒。更具体地说，图4A中示出了应用
图2示出的热处理的轴承钢的奥氏体粒晶大小。作为比较，图4B中示出了经
过普通热处理的轴承钢的奥氏体晶粒大小。图5A和图5B分别示出了图4A和
图4B中示出的奥氏体晶粒的晶界。可以发现，从这些示出奥氏体晶粒的图中，
普通的奥氏体晶粒具有的JIS晶粒度为10号，而由本发明的热处理方法可以获
得更细的12号。通过截线法测量，图4A中示出的平均晶粒度为5.6微米，这
种方法是以一预定长度的线段与晶粒边界相交的次数而获得平均晶粒度的。
实施例
以下，将描述本发明的若干实施例。
实施例1
在本发明的第一实施例中，使用了JIS SUJ2材料(其中包括1.0％重量的碳、
0.25％重量的硅、0.4％重量的锰、1.5％重量的铬。表1示出的各试样的生产历
史记录如下。
表1
样品
A
B
C
D
E
F
传统碳
氮共渗
的产品
普通淬
火的产
品
|
二次淬火时
的温度(℃)
7801)
800
815
830
850
870
-
-
氢含量
(ppm)
-
0.37
0.40
0.38
0.42
0.40
0.72
0.38
晶粒度(JIS)
-
12
11.5
11
10
10
10
10
摆锤式冲击
(J/cm2)
-
6.65
6.40
6.30
6.20
6.30
5.33
6.70
断裂应力
(MPa)
-
2840
2780
2650
2650
2700
2330
2770
滚动接触疲
劳寿命比
(L10)
-
5.4
4.2
3.5
2.9
2.8
3.1
1
1)由于淬火不充分而不能进行估算。
样品A-D(本发明的实施例)
每个样品以850℃进行碳氮共渗，并且保持150分种。气氛中的气体为RX
气体和氨气的混合气体。在图2示出的热处理模式中，初次淬火是从850℃的
碳氮共渗温度进行的。二次淬火是通过将样品再加热至低于碳氮共渗温度的一
个温度而进行，该温度在780℃到830℃温度范围内。用于二次淬火的再加热
到780℃的样品A从测试主体中去除是由于淬火不充分。
样品E、F(比较实施例)
以与样品A-D相同的历史记录进行碳氮共渗。二次淬火进行的温度是从不
低于850℃的碳氮共渗温度的一个温度开始的，该温度在850℃到870℃的温度
范围内。
传统碳氮共渗的产品(比较实施例)
碳氮共渗在850℃时进行。保持时间为150分钟。RX气体和氨气的混合气
体用作气氛中的气体。从碳氮共渗温度进行淬火。不进行二次淬火。
普通淬火的产品(比较实施例)
不进行碳氮共渗，产品被加热至850℃淬火。不进行二次淬火。
对于表1中示出的各样品，进行下列各项测试：(1)测量氢含量；(2)测量晶
粒度；(3)摆锤测试；(4)测量断裂应力；以及(5)滚动接触疲劳测试。测试方法
如下。
I.例1中的测试方法
(1)测量氢含量
使用Leco公司的氢分析仪DH-103来分析钢中不可扩散的氢含量。不测量
可扩散的氢含量。以下是LECO DH-103氢分析仪的参数。
分析范围：0.01-50.00ppm
分析精度：±0.1ppm或±3％H(其中较大的一个)
分析灵敏度：0.01ppm
检测方法：从热传导率
样品重量大小：10mg到35g(最大值：直径12mm×长度100mm)
加热炉的温度范围：50-1100℃
试剂：Anhydrone(商品名，主要成分：92％的Mg(ClO4)2)、Ascarite(商品
名，主要成分：80％的NaOH)
载体气体：氮气，纯度为99.99％或更高
气体定量(Gas-dosing)气体：氢气，纯度为99.99％或更高
压力：40PSI(2.8kgf/cm2)
测量如下进行。由一专用取样器提取并保有的样品被放置到该氢分析仪
中。其中可扩散的氢通过氮载体气体而引至一热传导率检测器。在本实施例中，
可扩散的氢含量未经行测量。接着，将样品取出取样器，并在一电阻加热炉中
进行加热，以通过氮载体气体将不可扩散的氢导向热传导率检测器。在热传导
率检测器中测量热传率，从而可获得不可扩散的氢含量。
(2)晶粒度的测量
晶粒度是根据由JIS G 0551规定的钢的奥氏体晶粒的测试方法测量的。
(3)摆锤式冲击测试
摆锤式冲击测试是根据由JIS Z 2242规定的用于金属材料的摆锤式冲击
测量的方法进行的，其中使用的是如JIS Z 2202规定的一种U形槽口测试件
(JIS 3号测试件)。
(4)断裂应力的测量
图6示出了静态抗压强度测试(用于测量断裂应力)中使用的的一测试件。
沿图6中的方向P向测试件施加负载，以测量使测试件断裂所需的负载。使用
如下所示用于计算曲梁的应力的公式，可以将由此获得的断裂负载转化为一应
力值。对于本测量可以使用各种形状的测试件，而不仅限于图6中示出的一种。
从下列公式(JSME机械工程手册，A4：材料强度，A4-40)中可以获得图6
中的测试件的凸面上的纤维应力σ1和凹面上的纤维应力σ2。
σ1＝(N/A)+{M/(Aρ0)}[1+e1/{κ(ρ0+e1)}]
σ2＝(N/A)+{M/(Aρ0)}[1-e1/{κ(ρ0-e1)}]
κ＝-(1/A)A{η/(ρ0+η)}dA
式中，N表示包括环形测试件的轴线的截面的一轴向力，A表示截面积，
e1和e2分别表示外径和内径，而κ表示曲梁的截面模数。
(5)滚动接触疲劳测试
表2中示出了滚动接触疲劳测试的测试条件。图7A和图7B分别以正视图
和侧视图示出了滚动接触疲劳测试装置。在图7A和图7B中，滚动接触疲劳测
试件21由驱动辊11驱动，并且与滚珠13接触滚动。3/4英寸的滚珠13由导
向辊导向，并且在测试件21上施加较大的接触压力滚动。
表2
测试件
Φ12×L22环形测试件
测试件的数量
10
成对的钢质滚珠
3/4英寸(19.05mm)
接触压力
5.88Gpa
加载速率
46240cpm
润滑油
Turbine VG68，强制润滑
II.例1的测试结果
(1)氢含量
仅经过碳氮共渗的传统的碳氮化的产品呈现出0.72ppm极高的氢含量。可
以认为其原因是包括在用于碳氮共渗的气氛中的氨(NH3)分解并渗透入钢内所
致。通过比较，样品B-D的氢含量下降到一半左右，即0.37-0.40ppm，该含量
与普通淬火产品的水平相同。
由于溶解的氢引起的钢的脆裂可以通过氢含量的减少而得以缓解。也就是
说，随着氢含量的减少，本实施例的样品B-D可表现出显著改善的摆锤式冲击。
(2)晶粒度
在二次淬火的温度低于碳氮共渗(也就是一次淬火)时的温度的情况中，即
在样品B-D的情况中，可以获得可与JIS晶粒度11-12号相比的极细的奥氏体
晶粒。样品E和F、传统碳氮化的产品以及普通淬火产品的奥氏体晶粒为JIS
晶粒度10号，这比本例的样品B-D的粗。以根据上述实施例的热处理，在碳
氮化层和内部中的奥氏体晶粒都可以做得更细，它们可以获得几乎相互相同的
晶粒度。在另一例中也可以发现这种趋势。
(3)摆锤式冲击测试
从表1可以看出，传统碳氮化的产品的摆锤式冲击为5.33J/cm2，而本例的
样品B-D表现出的较高的摆锤式冲击值为6.30-6.65J/cm2。在它们中，那些在
较低温度经过二次淬火的趋向于表现出较高的摆锤式冲击值。普通淬火的产品
表现出的较高的摆锤式冲击值为6.70J/cm2。
(4)断裂应力的测量
断裂应力与抗裂强度相应。从表1可以看出，传统碳氮化产品表现出的断
裂应力为2330Mpa。通过比较，样品B-F的断裂应力值被改进到2650到
2840Mpa。普通淬火产品表现出的断裂应力为2770Mpa，该水平与样品B-F的
相同。样品B-F的抗裂强度的这种改善显然应归因于奥氏体晶粒大小的减小以
及氢含量的降低。
(5)滚动接触疲劳测试
从表1中可以看出，普通淬火产品具有最低的滚动接触疲劳寿命L10，其
原因在于，其表面层部分未经碳氮共渗。传统的碳氮化产品具有的滚动接触疲
劳寿命是普通淬火产品的3.1倍。与传统碳氮化产品相比，样品B-F中从低于
碳氮共渗的温度的一个温度经过二次淬火的样品B-D的滚动接触疲劳寿命得到
了进一步的改进。属于本发明并考虑到氢含量的样品E和F的滚动接触疲劳寿
命均与传统碳氮化产品的相等或更短。
总之，本例的样品B-F具有的氢含量减小，而摆锤式冲击和抗裂强度得到
改善。然而，滚动接触疲劳寿命仅在样品B-D中得到了额外的延长，而样品
B-D具有可与JIS晶粒度11号或以上相比的较细的奥氏体晶粒。因此，在本例
的样品B-F中，样品B-D落在本发明的较佳的范围中，以本发明的较佳范围，
二次淬火的温度降低到碳氮温度之下，从而使晶粒度进一步减小。
例2
以下，将解释第二例。在下面要介绍的材料A、B和C上进行了一系列测
试。作为要经受热处理的材料，通常采用JIS SUJ2用于A-C材料(其中包括1.0％
重量的碳、0.25％重量的硅、0.4％重量的锰、1.5％重量的铬)。其生产的历史记
录如下。
A材料(比较例)：只经过普通的淬火(未陪随碳氮共渗)。
B材料(比较例)：在碳氮共渗之后经过淬火处理(传统的碳氮共渗及淬火)。
碳氮共渗的温度为845℃，保持时间为150分钟。用于碳氮共渗的气氛中的气
体为RX气体和氨气的混合气体。
C材料(本发明的例子)：应用了图2中示出的热处理模式的轴承钢。在845
℃时进行碳氮共渗并保持150分钟。RX气体和氨气的混合气体被用作碳氮共
渗的气氛。用于最终淬火的温度(T2)为800℃。
(1)滚动接触疲劳寿命
用于滚动接触疲劳寿命测试的测试条件和测试装置如上所述，并如表2、
图7A和图7B所示。表3示出测试结果。
表3
材料
寿命(加载循环的数量)
L10的比
L10(×104倍)
L10(×104倍)
A
8017
18648
1.0
B
24656
33974
3.1
C
43244
69031
5.4
从表3中可以看出，作为比较例的B材料具有L10寿命(直到10个测试件
中有一个发生断裂的寿命)，该寿命是另以仅经过普通淬火的比较例的A材料
的3.1倍。可以看出碳氮共渗有利地延长了使用寿命。通过比较，本例的C材
料具有的较长寿命，是B材料的1.74倍，并且是A材料的5.4倍。这种改善主
要被认为是由于其较细的微观结构。
(2)摆锤式冲击测试
摆锤式冲击测试是根据上述JIS Z 2242中所规定的方法使用一种U形槽口
测试件进行的。表4中示出了测试结果。
表4
材料
摆锤式冲击(J/cm2)
冲击比
A
6.7
1.0
B
5.3
0.8
C
6.7
1.0
尽管经过碳氮共渗的B材料(比较例)的摆锤式冲击低于经过普通淬火的A
材料(比较例)，但C材料表出的摆锤式冲击可与A材料相比。
(3)静态断裂韧性测试
图8示出了一种用于静态断裂韧性测试的测试件。该测试件的槽口部分预
先开裂约1mm的长度，通过弯曲的3点施加静压负载以获得断裂负载P。断裂
韧性(KIc值)是通过下列公式(I)计算的。表5中示出的测试结果。
K 1 c = ( PL a / BW 2 ) { 5.8 - 9.2 ( a / W ) + 43.6 ( a / W ) 2 - 75.3 ( a / W ) 3 + 77.5 ( a / W ) 4 } . . . ( I ) ]]>
表5
![]()
由于作为比较例的A材料和B材料的预先开裂的深度超过了碳氮化层的的
深度，因此它们表现出类似的断裂韧性。然而。本发明例子的C材料表现出的
值大约是那些比较例的1.2倍。
(4)静态抗压强度测试(断裂应力的测量)
图6示出的测试件被用于静态抗压强度测试。负载沿图6中的P方向施加。
表6中示出了测试结果。
表6
材料
测试件的数量
静态抗压强度(kgf)
静态抗压强度的比
A
3
4200
1.00
B
3
3500
0.84
C
3
4300
1.03
经过碳氮共渗的B材料表现出的值稍低于A材料。本发明例子的C材料具
有的静态抗压强度优于B材料，并可以与A材料的强度相比。
(5)老化尺寸变化
将材料在130℃时保持500分钟，以测量老化尺寸变化。表7除示出了测得
的结果之外，还示出了表面硬度和残留的奥氏体量(在0.1mm的深度中)。
表7
材料
测试件的数
量
表面硬度
(HRC)
残留的γ量
(％)
尺寸变化
(×10-5)
尺寸变化的
比*)
|
A
3
62.5
9.0
18
1.0
B
3
63.6
28.0
35
1.9
C
3
60.0
11.3
22
1.2
*)越小越好
从表7中可以发现，与含有大量残留奥氏体的B材料相比，本发明例子的C
材料具有显著得到抑制的尺寸变化。
(6)在与润滑剂混合的外界物质之下的疲劳寿命测试
使用了滚珠轴承6206来估算在与润滑剂混合的外界物质条件下的滚动接触
疲劳寿命，其中，普通的外界物质以规定的量混合。表8中示出了测试条件，
而表9中示出了测试结果。
表8
负载
Fr＝6.86kN
接触压力
Pmax＝3.2Gpa
转动速度
2000rpm
润滑剂
Turbine 56，浸沾供给型润滑剂
外界物质含量
0.4g/1000cc
外界物质
颗粒大小：100-180μm
硬度：Hv800
|
表9
材料
L10寿命(h)
L10的比
A
20.0
1.0
B
50.2
2.5
C
45.8
2.3
经过传统碳氮共渗的B材料具有的L10寿命约为A材料的2.5倍。本发明例
子的C材料具有的L10寿命约为A材料的2.3倍。虽然，本发明例子的C材料
包括的残留奥氏体的量比比较例的B材料少，但它具有的较长寿命与通过渗氮
且其中具有更细的微观结构的B材料大致相等。
从上述结果可以发现，由本发明的热处理方法生产的轴承部件，即本发明例
子的C材料，同时可以满足三个要求：较长的抗接触疲劳寿命、改善的抗裂强
度以及较小的老化尺寸变化，而这些是很难由传统的碳氮共渗实现的。
尽管详细描述并说明了本发明，但显然可以理解的是，这些仅是起到说明和
示例的作用，而不起到限制的用作，本发明的精神和范围将仅由所附的权利要
求书来限制。