CN101874125B - 机械零部件及滚动轴承 - Google Patents
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Abstract
作为构成深沟球轴承(1)的机械零部件的外圈(11)、内圈(12)及珠(13)由含有0.77～0.85％的碳、0.01～0.25％的硅、0.01～0.35％的锰、0.01～0.15％的镍、3.75～4.25％的铬、4～4.5％的钼、0.9～1.1％的钒，余分为铁和杂质的钢形成；在包括滚走面(11A、12A、13A)的区域形成有氮浓度0.05质量％以上的氮富集层(11B、12B、13B)，氮富集层(11B、12B、13B)中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
Description
技术领域
本发明涉及机械零部件及滚动轴承，更具体涉及由含3.75质量％以上的铬的钢形成的、在表层部形成有氮富集层的机械零部件，以及具备由陶瓷形成的滚动体的滚动轴承。
背景技术
以提高由钢形成的机械零部件的表层部的强度为目的，实施在表层部形成作为氮浓度高于其它区域的层的氮富集层的处理，例如有时进行氮化处理。作为现有的钢的氮化处理方法，具有代表性的是在含氨等氮源气体的气氛中对钢进行加热，藉此使氮侵入至钢的表层部的气体软氮化处理。但是，由铬含量高的钢，例如含3.75质量％以上的铬的钢形成的机械零部件的表层部形成了具有化学稳定性的氧化膜。因此，即使对由铬含量高的钢形成的机械零部件实施所述的软氮化处理，氮也不能够侵入至表层部，存在无法形成氮富集层的问题。
针对这一问题，提出了以下方案：将钢形成的被处理物配置于经减压的炉内，在该炉内导入含氮源气体的气体后，使被处理物和与被处理物对向配置的构件、例如炉壁间产生电势差，发生辉光放电，使氮侵入至构成被处理物的钢的表层部的处理(等离子体氮化处理)(例如参照日本专利特开平2-57675号公报(专利文献1))。另外，对于等离子体氮化处理的控制，提出了例如基于辉光放电的光谱分析而实施的方法或基于流过被处理物的电流的电流密度而实施的方法(例如参照日本专利特开平7-118826号公报(专利文献2)及日本专利特开平9-3646号公报(专利文献3))。藉此，在含有3.75质量％以上的铬的钢形成的机械零部件的表层部形成氮富集层。
近年，随着使用滚动轴承的机械装置的高性能化、高效率化等的发展，对滚动轴承有要求其在恶劣的使用环境下的高耐久性的倾向。具体来讲，在内部有硬质异物侵入的异物侵入环境中使用的滚动轴承有时会因为该异物的咬入而导致早期(比轴承的计算寿命短的运转时间)损耗。另外，即使在被负荷的荷重较小的情况下，高速旋转的滚动轴承也有被蹭伤的可能性。如果滚动轴承在润滑性不佳的环境下使用，则有时会出现发热胶着(日文：焼付き)的现象。滚动轴承在高温下、例如超过200℃的高温环境下使用时，构成滚动轴承的零部件(轴承零部件)的硬度下降，有时耐久性会降低。
针对上述情况，提出了以下解决方案：轴承零部件由钢形成时，通过在该钢中添加3.75质量％以上的铬使钢的回火软化阻力提高，可使其在高温下的强度提高，进而提高滚动轴承在高温环境下的耐久性。另外，为了提高异物混入环境中的耐久性，可对轴承零部件采用如下对策：实施在表层部形成作为氮浓度高于其它区域的层的氮富集层的处理，例如实施氮化处理。
这里，在由铬含量高的钢、例如含有3.75质量％以上的铬的钢形成的轴承零部件的表层部形成了具有化学稳定性的氧化膜。因此，即使实施通常的氮化处理，氮也不能够侵入至表层部，存在无法形成氮富集层的问题。针对这一问题，如上所述提出了通过实施等离子体氮化处理而形成氮富集层的对策。
另外，为了提高耐发热胶着性，提出了将作为轴承零部件的球浸入有机磷化合物中而在表面形成反应膜的对策(例如参照日本专利特开平9-133130号公报(专利文献4))。
专利文献1：日本专利特开平2-57675号公报
专利文献2：日本专利特开平7-118826号公报
专利文献3：日本专利特开平9-3646号公报
专利文献4：日本专利特开平9-133130号公报
发明的揭示
但是，如上所述，即使在由含有3.75质量％以上的铬的钢形成的机械零部件(包括轴承零部件)的表层部形成了氮富集层，有时该机械零部件的特性也无法充分提高。即，对所述机械零部件反复负荷应力的情况下，有时会发生早期剥离或断裂(疲劳强度下降)。另外，对所述机械零部件负荷了冲击性应力时，有时易发生破损(韧性下降)。即，由含有3.75质量％以上的铬的钢形成的机械零部件仅形成了氮富集层时，虽然藉此表层部的硬度有所提高，但从疲劳强度和韧性的角度考虑，存在不能够获得足够的特性的问题。
另外，滚动轴承的使用环境越来越劣化。例如，在飞机等喷气发动机中使用的滚动轴承，不仅要求防止高温环境下的轴承零部件的硬度下降、提高异物混入环境下的耐久性和提高耐蹭伤性，还要求润滑暂时阻断时的耐发热胶着性的提高(所谓的空转性能的提高)。因此，包括以上专利文献1～4所揭示的对策在内的现有对策可以说都是不能够彻底解决问题的。
因此，本发明的目的是提供由含有3.75质量％以上的铬的钢形成、在表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。本发明的另一目的是提供不仅能够防止高温环境下的轴承零部件的硬度下降、提高异物混入环境下的耐久性和提高耐蹭伤性，还能够提高空转性能的滚动轴承。
本发明的一种机械零部件由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。在包括表面在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上的氮富集层。氮富集层中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
本发明者对在由含有3.75质量％以上的铬的钢形成的机械零部件上构成了氮富集层时疲劳强度和韧性下降的原因进行了详细的探讨。其结果是，因出现以下的现象而导致机械零部件的疲劳强度和韧性下降。
即，如上所述，通过等离子体氮化在由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的机械零部件上形成氮富集层时表层部的氮量超过构成机械零部件的钢的固溶限(也包括析出物包含的氮的固溶限)。因此，在构成机械零部件的钢上形成沿晶界析出的铁的氮化物(Fe3N、Fe4N等)。以2以上的长宽比和7.5μm以上的长度形成的铁的氮化物(以下，将长宽比2以上且具有7.5μm以上的长度的沿晶界形成的铁的氮化物称为晶界析出物)可能会成为剥离或断裂的起点。
更具体来讲，对形成有晶界析出物的机械零部件反复负荷了应力的情况下，该晶界析出物成为应力集中源，有时会发生龟裂。该龟裂进一步发展导致剥离或断裂，从而造成机械零部件的疲劳强度下降。此外，如果对形成有晶界析出物的机械零部件负荷冲击性应力，则该晶界析出物会助长龟裂的发生和发展，有时就会导致韧性下降。即，在机械零部件的表层部侵入过量的氮的结果是晶界析出物的析出，基于此原因机械零部件的疲劳强度和韧性会下降。
针对这一问题，本发明的一种机械零部件中，通过在由具有合适的成分组成的钢形成的机械零部件的包括表面在内的区域形成0.05质量％以上的氮富集层，并且使该氮富集层中的碳浓度和氮浓度的合计值处于合适的范围内，能够抑制晶界析出物的形成。其结果是，本发明能够提供由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。以下，对构成本发明的机械零部件的钢的成分范围及将氮富集层中的氮和碳的浓度限定在以上范围内的理由进行说明。
碳：0.77质量％以上0.85质量％以下
构成机械零部件的钢中的碳如果不足0.77质量％，则会发生无法获得足够的母材硬度的问题。另一方面，碳如果超过0.85质量％，则会发生形成粗大的碳化物(渗碳体，Fe3C)的问题。因此，碳量必须在0.77质量％以上0.85质量％以下。
硅：0.01质量％以上0.25质量％以下
构成机械零部件的钢中的硅如果不足0.01质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，硅如果超过0.25质量％，则会发生材料硬度上升、冷加工性下降的问题。因此，硅量必须在0.01质量％以上0.25质量％以下。
锰：0.01质量％以上0.35质量％以下
构成机械零部件的钢中的锰如果不足0.01质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，锰如果超过0.35质量％，则会发生材料硬度上升、冷加工性下降的问题。因此，锰量必须在0.01质量％以上0.35质量％以下。
镍：0.01质量％以上0.15质量％以下
构成机械零部件的钢中的镍如果不足0.01质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，镍如果超过0.15质量％，则会发生残留奥氏体量增加的问题。因此，镍量必须在0.01质量％以上0.15质量％以下。
铬：3.75质量％以上4.25质量％以下
构成机械零部件的钢中的铬如果不足3.75质量％，则会发生回火软化阻力下降的问题。另一方面，铬如果超过4.25质量％，则会发生阻碍碳化物固溶的问题。因此，铬量必须在3.75质量％以上4.25质量％以下。
钼：4质量％以上4.5质量％以下
构成机械零部件的钢中的钼如果不足4质量％，则会发生回火软化阻力下降的问题。另一方面，铬如果超过4.5质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。因此，钼量必须在4质量％以上4.5质量％以下。
钒：0.9质量％以上1.1质量％以下
构成机械零部件的钢中的钒如果不足0.9质量％，则会发生回火软化阻力下降和添加钒而产生的结构微细化效果减弱的问题。另一方面，钒如果超过1.1质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。因此，钒量必须在0.9质量％以上1.1质量％以下。
氮富集层的氮浓度：0.05质量％以上
以上由钢形成的机械零部件中，为了赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，必须在包括表面在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上的氮富集层。另外，为了进一步提高耐磨损性等，最好使机械零部件表面的氮浓度达到0.15质量％以上。
氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
以上由钢形成的机械零部件中，为了赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，至关重要的是在对氮浓度进行控制的同时还对碳浓度进行控制。本发明者发现，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值如果不足0.82质量％，则很难赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等。因此，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值必须在0.82质量％以上。另外，为了易于赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值最好在0.97质量％以上。
另一方面，本发明者发现，以上由钢形成的机械零部件的表层部的氮浓度如果提高，则晶界析出物易形成，碳浓度如果提高，则该倾向更强。另外，如果氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值超过1.9质量％，则很难抑制晶界析出物的形成。因此，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值必须在1.9质量％以下。此外，为了进一步抑制晶界析出物的形成，最好使氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值在1.7质量％以下。以上的碳浓度和氮浓度是指作为铁、铬等的碳化物以外的区域的基材(母相)中的浓度。
以上机械零部件中的所述氮富集层的厚度较好为0.11mm以上。大多数情况下轴承、轮毂、等速万向接头、齿轮等机械零部件的表面及表面正下方、具体来讲是距离表面0.11mm以内的区域的强度非常重要。因此，通过使所述氮富集层的厚度达到0.11mm以上，能够赋予机械零部件以足够的强度。为了进一步提高机械零部件的强度，所述氮富集层的厚度最好为0.15mm以上。
以上机械零部件的所述氮富集层的硬度较好为830HV以上。通过使形成于表层部的氮富集层的硬度在830HV以上，可进一步切实地确保机械零部件的强度。
用显微镜观察以上机械零部件的所述氮富集层时长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的数量在边长150μm的正方形区域的5个视野内为1个以下。
如上所述，作为长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的晶界析出物可能会导致机械零部件的疲劳强度、韧性等特性下降。本发明者对由具有以上成分组成的钢形成的机械零部件的疲劳强度和晶界析出物的数密度的关系进行研究后发现，如果用显微镜观察所述氮富集层时晶界析出物在边长150μm的正方形区域的5个视野内以超过1个的数密度存在，则机械零部件的疲劳强度下降。因此，如果用显微镜观察所述氮富集层时晶界析出物的数量在边长150μm的正方形区域的5个视野内为1个以下，则可使机械零部件的疲劳强度提高。为了进一步提高机械零部件的疲劳强度，更好的是晶界析出物的数量在边长150μm的正方形区域的60个视野内为1个以下。
所述本发明的机械零部件也可作为构成轴承的零部件使用。通过表层部被氮化而使表层部得到强化且抑制了晶界析出物的产生的本发明的机械零部件可用作为对疲劳强度、耐磨损性等有所要求的构成轴承的机械零部件。
采用所述机械零部件可构成具备轨道圈和与轨道圈接触且配置于圆环状的轨道上的滚动体的滚动轴承。即，轨道圈及滚动体的至少任一方为所述机械零部件，优选双方都为所述机械零部件。利用具备通过表层部被氮化而使表层部得到强化且抑制了晶界析出物的产生的本发明的机械零部件，可提供长使用寿命的滚动轴承。
氮富集层中的氮和碳的浓度例如可通过EPMA(电子探针显微分析)来确定。另外，所述铁的氮化物(晶界析出物)的数密度例如可如下确定。即，首先从与表面垂直的截面切断机械零部件，研磨该截面。然后，用合适的腐蚀液腐蚀该截面，再用SEM(扫描型电子显微镜)或光学显微镜对氮富集层进行观察并拍摄照片。通过图像分析装置分析表面中的作为视野的一边的边长为150μm的正方形的视野，研究晶界析出物的数量。该分析随机地在5个视野以上进行，算出每5个视野内的晶界析出物的数量。
本发明的一种滚动轴承包括轨道构件和与轨道构件接触且被配置在圆环状的轨道上的多个滚动体。轨道构件是以上所述的一种机械零部件，滚动体由陶瓷形成。
本发明的一种滚动轴承中，滚动体由陶瓷形成。藉此，在蹭伤的发生被抑制的同时互相接触的轨道构件和滚动体为不同的材料，因此耐发热胶着性提高。另外，通过采用硬度高于钢的陶瓷作为滚动体材料，异物混入环境中的滚动体的耐久性提高。其结果是，在耐蹭伤性提高和异物混入环境中的耐久性提高的同时可实现润滑不充分的环境下的耐久性、例如空转性能提高。另外，由于滚动体是由陶瓷形成的，因此高温环境下的滚动体的硬度下降得到抑制。这里，作为构成滚动体的陶瓷，可采用例如氮化硅、塞隆、氧化铝、氧化锆等。
即，本发明的一种滚动轴承中，轨道构件由含3.75质量％以上的铬的钢形成且滚动体由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在由具有合适的成分组成的钢构成的轨道构件的表层部形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的氮富集层且滚动体由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的滚动体与由钢形成的轨道构件组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，本发明可提供不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高、耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
以上的本发明的一种滚动轴承也可作为在燃气涡轮发动机的内部支承作为主轴或受主轴的旋转而旋转的构件的旋转构件的、相对于与该旋转构件邻接的构件可自由地旋转的轴承使用。要求在燃气涡轮发动机的内部支承旋转构件(主轴或受主轴的旋转而旋转的构件)的轴承在高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高、耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高。因此，不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的本发明的滚动轴承可用作为燃气涡轮发动机内部支承旋转构件的轴承。
本发明的另一种机械零部件由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。在包括表面在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上的氮富集层。氮富集层中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。
本发明的另一种机械零部件中，通过在由具有合适的成分组成的钢形成的机械零部件的包括表面在内的区域形成0.05质量％以上的氮富集层，并且使该氮富集层中的碳浓度和氮浓度的合计值处于合适的范围内，能够抑制晶界析出物的形成。其结果是，本发明能够提供由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。以下，对构成本发明的机械零部件的钢的成分范围及将氮富集层中的氮和碳的浓度限定在以上范围内的理由进行说明。
碳：0.11质量％以上0.15质量％以下
构成机械零部件的钢中的碳如果不足0.11质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，碳如果超过0.15质量％，则会发生中心部硬度上升、韧性下降的问题。因此，碳量必须在0.11质量％以上0.15质量％以下。
硅：0.1质量％以上0.25质量％以下
构成机械零部件的钢中的硅如果不足0.1质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，硅如果超过0.25质量％，则会发生材料硬度上升、冷加工性下降的问题。因此，硅量必须在0.1质量％以上0.25质量％以下。
锰：0.15质量％以上0.35质量％以下
构成机械零部件的钢中的锰如果不足0.15质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。另一方面，锰如果超过0.35质量％，则会发生材料硬度上升、冷加工性下降的问题。因此，锰量必须在0.15质量％以上0.35质量％以下。
镍：3.2质量％以上3.6质量％以下
构成机械零部件的钢中的镍如果不足3.2质量％，则会发生耐腐蚀性和硬度、韧性的提高效果减弱的问题。另一方面，镍如果超过3.6质量％，则会发生残留奥氏体量增加的问题。因此，镍量必须在3.2质量％以上3.6质量％以下。
铬：4质量％以上4.25质量％以下
构成机械零部件的钢中的铬如果不足4质量％，则会发生回火软化阻力下降的问题。另一方面，铬如果超过4.25质量％，则会发生阻碍碳化物固溶的问题。因此，铬量必须在4质量％以上4.25质量％以下。
钼：4质量％以上4.5质量％以下
构成机械零部件的钢中的钼如果不足4质量％，则会发生回火软化阻力下降的问题。另一方面，铬如果超过4.5质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。因此，钼量必须在4质量％以上4.5质量％以下。
钒：1.13质量％以上1.33质量％以下
构成机械零部件的钢中的钒如果不足1.13质量％，则会发生回火软化阻力下降和添加钒而产生的显微组织微细化效果减弱的问题。另一方面，钒如果超过1.33质量％，则会发生钢的制造成本上升的问题。因此，钒量必须在1.13质量％以上1.33质量％以下。
氮富集层的氮浓度：0.05质量％以上
以上由钢形成的机械零部件中，为了赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，必须在包括表面在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上的氮富集层。另外，为了进一步提高耐磨损性等，最好使机械零部件表面的氮浓度达到0.15质量％以上。
氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。
以上由钢形成的机械零部件中，为了赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，至关重要的是在对氮浓度进行控制的同时还对碳浓度进行控制。本发明者发现，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值如果不足0.55质量％，则很难赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等。因此，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值必须在0.55质量％以上。另外，为了易于赋予表层部以足够的硬度来确保耐磨损性等，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值最好在0.7质量％以上。
另一方面，本发明者发现，以上由钢形成的机械零部件的表层部的氮浓度如果提高，则晶界析出物易形成，碳浓度如果提高，则该倾向更强。另外，如果氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值超过1.9质量％，则很难抑制晶界析出物的形成。因此，氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值必须在1.9质量％以下。此外，为了进一步抑制晶界析出物的形成，最好使氮富集层中的氮浓度和碳浓度的合计值在1.7质量％以下。以上的碳浓度和氮浓度是指作为铁、铬等的碳化物和氮化物以外的区域的基材(母相)中的浓度。
以上另一种机械零部件中的所述氮富集层的厚度较好为0.11mm以上。大多数情况下轴承、轮毂、等速万向接头、齿轮等机械零部件的表面及表面正下方、具体来讲是距离表面0.11mm以内的区域的强度非常重要。因此，通过使所述氮富集层的厚度达到0.11mm以上，能够赋予机械零部件以足够的强度。为了进一步提高机械零部件的强度，所述氮富集层的厚度最好为0.15mm以上。
以上另一种机械零部件的所述氮富集层的硬度较好为800HV以上。通过使形成于表层部的氮富集层的硬度在800HV以上，可进一步切实地确保机械零部件的强度。
用显微镜观察以上另一种机械零部件的所述氮富集层时长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的数量在边长150μm的正方形区域的5个视野内为1个以下。
如上所述，作为长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的晶界析出物可能会导致机械零部件的疲劳强度、韧性等特性下降。本发明者对由具有以上成分组成的钢形成的机械零部件的疲劳强度和晶界析出物的数密度的关系进行研究后发现，如果用显微镜观察所述氮富集层时晶界析出物在边长150μm的正方形区域的5个视野内以超过1个的数密度存在，则机械零部件的疲劳强度下降。因此，如果用显微镜观察所述氮富集层时晶界析出物的数量在边长150μm的正方形区域的5个视野内为1个以下，则可使机械零部件的疲劳强度提高。为了进一步提高机械零部件的疲劳强度，更好的是所述晶界析出物的数量在边长150μm的正方形区域的60个视野内为1个以下。
所述本发明的另一种机械零部件也可作为构成轴承的零部件使用。表层部被氮化而得以强化且晶界析出物的产生被抑制的本发明的机械零部件可用作为对疲劳强度、耐磨损性等有所要求的构成轴承的机械零部件。
采用所述另一种机械零部件可构成具备轨道圈和与轨道圈接触且配置于圆环状的轨道上的滚动体的滚动轴承。即，轨道圈及滚动体的至少任一方为所述机械零部件，优选双方都为所述机械零部件。通过具备表层部被氮化而得以强化且晶界析出物的产生被抑制的本发明的机械零部件，可提供长使用寿命的滚动轴承。
本发明的另一种滚动轴承包括轨道构件和与轨道构件接触且被配置在圆环状的轨道上的多个滚动体。轨道构件是所述另一种机械零部件，滚动体由陶瓷形成。
本发明的另一种滚动轴承中，滚动体由陶瓷形成。藉此，在蹭伤的发生被抑制的同时互相接触的轨道构件和滚动体为不同的材料，因此耐发热胶着性提高。另外，通过采用硬度高于钢的陶瓷作为滚动体材料，异物混入环境中的滚动体的耐久性提高。其结果是，在耐蹭伤性提高和异物混入环境中的耐久性提高的同时可实现润滑不充分的环境下的耐久性、例如空转性能提高。另外，由于滚动体是由陶瓷形成的，因此高温环境下的滚动体的硬度下降得到抑制。这里，作为构成滚动体的陶瓷，可采用例如氮化硅、塞隆、氧化铝、氧化锆等。
即，本发明的另一种滚动轴承中，轨道构件由含4质量％以上的铬的钢形成且滚动体由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在由具有合适的成分组成的钢构成的轨道构件的表层部形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的氮富集层且滚动体由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的滚动体与由钢形成的轨道构件组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，本发明可提供不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高、耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
以上的本发明的另一种滚动轴承也可作为在燃气涡轮发动机的内部支承作为主轴或受主轴的旋转而旋转的构件的旋转构件的、相对于与该旋转构件邻接的构件可自由地旋转的轴承使用。要求在燃气涡轮发动机的内部支承旋转构件(主轴或受主轴的旋转而旋转的构件)的轴承在高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高、耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高。因此，不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的本发明的滚动轴承可用作为燃气涡轮发动机内部支承旋转构件的轴承。
如上所述，本发明可提供由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，本发明可提供不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高、耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
附图的简单说明
图1是表示包括本发明的实施方式1的机械零部件的深沟球轴承的结构的概略剖视图。
图2是将图1的主要部分放大的部分概略剖视图。
图3是表示包括作为第一变形例的机械零部件的推力滚针轴承的结构的概略剖视图。
图4是将图3的主要部分放大的部分概略剖视图。
图5是表示包括作为第二变形例的机械零部件的等速接头的结构的概略剖视图。
图6是沿图5的线段VI-VI的概略剖视图。
图7是表示图5的等速接头形成一定角度的状态的概略剖视图。
图8是将图5的主要部分放大的部分概略剖视图。
图9是将图6的主要部分放大的部分概略剖视图。
图10是表示本发明的实施方式1的机械零部件和包括该机械零部件的机械构件的制造方法的概况的图。
图11是用于说明机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的详情的图。
图12是表示可使用本发明的滚动轴承的涡轮风扇发动机的结构的概略剖视图。
图13是表示3点接触球轴承的结构的概略剖视图。
图14是将图13的主要部分放大的部分概略剖视图。
图15是表示圆筒滚子轴承的结构的概略剖视图。
图16是将图15的主要部分放大的部分概略剖视图。
图17是表示滚动轴承的制造方法的概况的流程图。
图18是表示本发明的实施方式3的机械零部件和包括该机械零部件的机械构件的制造方法的概况的图。
图19是用于说明机械零部件的制造方法中所包括的热处理工序的详情的图。
图20是表示滚动轴承的制造方法的概况的流程图。
图21是实施例A的表面附近的显微组织的光学显微镜照片。
图22是表示实施例A的表面附近的硬度分布的图。
图23是表示实施例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。
图24是比较例A的表面附近的显微组织的光学显微镜照片。
图25是表示比较例A的表面附近的硬度分布的图。
图26是表示比较例A的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。
图27是表示扩散工序的各加热温度下的加热处理时间与母材硬度之间的关系的图(阿弗拉密图(Avrami plot))。
图28是表示试验片的表层部的硬度分布的图。
图29是实施例B的表面附近的显微组织的光学显微镜照片。
图30是表示实施例B的表面附近的硬度分布的图。
图31是表示实施例B的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。
图32是比较例B的表面附近的显微组织的光学显微镜照片。
图33是表示比较例B的表面附近的硬度分布的图。
图34是表示比较例B的表面附近的碳和氮的浓度分布的图。
图35是表示扩散工序的各加热温度下的加热处理时间与渗碳层硬度之间的关系的图(阿弗拉密图)。
图36是表示试验片的表层部的硬度分布的图。
符号说明：
1深沟球轴承，2推力滚针轴承，3等速接头，43点接触球轴承，5圆筒滚子轴承，11外圈，11A外圈滚走面，11B外圈氮富集层，12内圈，12A内圈滚走面，12B内圈氮富集层，13珠，13A珠滚走面，13B珠氮富集层，14，24保持器，21轨道圈，21A轨道圈滚走面，21B轨道圈氮富集层，23A滚子滚走面，23B滚子氮富集层，31内座圈，31A内座圈球槽，31B内座圈氮富集层，32外座圈，32A外座圈球槽，32B外座圈氮富集层，33球，33A球滚走面，33B球氮富集层，34隔圈，35、36轴，41、51外圈，41A、51A外圈滚走面，41B、51B外圈氮富集层，42、52内圈，42A、52A内圈滚走面，42B、52B内圈氮富集层，421第1内圈，421A第1内圈滚走面，422第2内圈，422A第2内圈滚走面，43珠，43A珠滚走面，44、54保持器，53滚子，53A滚子滚走面，70涡轮风扇发动机，71压缩部，72燃烧部，73涡轮部，74低压主轴，75风扇，75A风扇叶片，76风扇机舱，77高压主轴，78芯罩(core cowl)，79旁通流路，81压缩机，81A低压压缩机，81B高压压缩机，82燃烧室，83涡轮，83A低压涡轮，83B高压涡轮，84涡轮喷嘴，87涡轮叶片，88压缩机叶片，89滚动轴承，90晶界析出物。
实施发明的最佳方式
以下，根据附图对本发明的实施方式进行说明。以下的附图中，对于相同或相当的部分标记相同的参照符号，但不重复对其进行说明。
(实施方式1)
首先，对作为本发明的一种实施方式的实施方式1进行说明。
参照图1，深沟球轴承1包括环状的外圈11，配置于外圈11内侧的环状的内圈12及配置于外圈11与内圈12之间、并被圆环状保持器14保持的作为滚动体的多个珠13。外圈11的内周面形成有外圈滚走面11A，内圈12的外周面形成有内圈滚走面12A。此外，外圈11和内圈12配置成内圈滚走面12A与外圈滚走面11A彼此相对。而且，多个珠13在珠滚走面13A与内圈滚走面12A和外圈滚走面11A接触，且被保持器14沿周向以规定的间距配置，藉此多个珠13被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使深沟球轴承1的外圈11和内圈12彼此相对地旋转。
在此，作为机械零部件的外圈11、内圈12及珠13由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图2，在包括作为外圈11、内圈12及珠13的表面的外圈滚走面11A、内圈滚走面12A及珠滚走面13A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B。外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。这里，所述杂质包括来自钢原料的杂质或在制造工序中混入的杂质等无法避免的杂质。
作为本实施方式的机械零部件的外圈11、内圈12及珠13由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的外圈滚走面11A、内圈滚走面12A及珠滚走面13A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B。此外，外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.82质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本实施方式的机械零部件的外圈11、内圈12及珠13成为由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括外圈11、内圈12及珠13的作为滚动轴承的深沟球轴承1是使用寿命较长的滚动轴承。
此外，形成于外圈11、内圈12及珠13的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B的厚度较好为0.11mm以上。藉此，外圈11、内圈12及珠13被赋予足够的强度。
另外，外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B的硬度较好为830HV以上。藉此，可进一步切实地确保外圈11、内圈12及珠13的强度。
用显微镜观察外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B时长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的数量在一边150μm的正方形区域的5个视野内较好为1个以下。藉此，可使外圈11、内圈12及珠13的疲劳强度提高。
接着，参照图3和图4对作为本实施方式的第一变形例的推力滚针轴承进行说明。
参照图3，推力滚针轴承2包括作为滚动构件的一对轨道圈21、作为滚动构件的多个滚针23以及圆环状的保持器24，所述一对轨道圈21具有圆盘状的形状且被配置成彼此一方的主面相对。多个滚针23与形成于一对轨道圈21的彼此相对的主面的轨道圈滚走面21A的作为其外周面的滚子滚走面23A接触，且被保持器24沿周向以规定的间距配置，藉此多个滚针23被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使推力滚针轴承2的一对轨道圈21彼此相对地旋转。
在此，参照图4，本变形例中的推力滚针轴承2的轨道圈21相当于所述深沟球轴承1的外圈11及内圈12，滚针23相当于珠13，具有同样的构成，起到同样的效果。即，作为机械零部件的轨道圈21及滚针23由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图4，在包括作为轨道圈21和滚针23的表面的轨道圈滚走面21A和滚子滚走面23A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B。轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
作为本变形例的机械零部件的轨道圈21及滚针23由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的轨道圈滚走面21A和滚子滚走面23A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B。此外，轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.82质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本变形例的机械零部件的轨道圈21及滚针23成为由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括轨道圈21及滚针23的作为滚动轴承的推力滚针轴承2是使用寿命较长的滚动轴承。
接着，参照图5～图9对作为本实施方式的第二变形例的等速接头进行说明。
参照图5及图6，等速接头3包括与轴35连结的内座圈31，配置成围住内座圈31的外周侧且与轴36连结的外座圈32，配置于内座圈31与外座圈32之间的扭矩传递用球33以及保持球33的隔圈34。球33与形成于内座圈31的外周面的内座圈球槽31A和形成于外座圈32的内周面的外座圈球槽32A在球滚走面33A接触而配置，且被隔圈34保持为不会脱落的状态。
如图3所示，在经过轴35和轴36的中央的轴线处于一直线上的状态下，分别形成于内座圈31的外周面和外座圈32的内周面的内座圈球槽31A和外座圈球槽32A形成为以在上述轴的左右两边分别离开上述轴上的接头中心0等距离的点A和点B为曲率中心的曲线(圆弧)状。即，内座圈球槽31A和外座圈球槽32A分别被形成为使与内座圈球槽31A和外座圈球槽32A接触而滚动的球33的中心P的轨迹成为在点A(内座圈中心A)和点B(外座圈中心B)处具有曲率中心的曲线(圆弧)。藉此，即使是在等速接头形成角度的情况下(等速接头动作以使得经过轴35和轴36的中央的轴线交叉的情况下)，球33也始终位于经过轴35和轴36的中央的轴线的夹角(∠AOB)的二等分线上。
接着，对等速接头3的动作进行说明。参照图5和图6，在等速接头3中，若向轴35、36中的一方传递绕轴的旋转，则通过被嵌入内座圈球槽31A和外座圈球槽32A的球33将上述旋转向轴35、36中的另一方的轴传递。在此，如图7所示，当轴35、36形成角度θ时，球33被引导到在上述内座圈中心A和外座圈中心B处具有曲率中心的内座圈球槽31A和外座圈球槽32A，中心P被保持在∠AOB的二等分线上的位置。在此，由于内座圈球槽31A和外座圈球槽32A形成为使接头中心O距内座圈中心A的距离与距外座圈中心B的距离相等，因此球33的中心P距内座圈中心A的距离与距外座圈中心B的距离分别相等，三角形OAP与三角形OBP全等。其结果是，球33的中心P距轴35、36的距离L也分别相等，当轴35、36之一绕轴旋转时，另一个轴也以等速旋转。如上所述，即使在轴35、36形成角度时，等速接头3也能确保等速。另外，当轴35、36旋转时，隔圈34在与内座圈球槽31A和外座圈球槽32A一起防止球32跳出内座圈球槽31A和外座圈球槽32A的同时，实现了确定等速接头3的接头中心O的功能。
在此，本变形例中的等速接头3的内座圈31与外座圈32相当于所述深沟球轴承1的外圈11及内圈12，球33相当于珠13，具有同样的构成，起到同样的效果。即，作为机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图8和图9，在包括形成于内座圈31、外座圈32及球33的表面的内座圈球槽31A的表面、外座圈球槽32A的表面和球滚走面33A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B。内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
作为本变形例的机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的内座圈球槽31A的表面、外座圈球槽32A的表面和球滚走面33A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B。此外，内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.82质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本变形例的机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33成为由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括内座圈31、外座圈32及球33的作为万向接头的等速接头3是使用寿命较长的等速万向接头。
接着，对以上本发明的实施方式1的机械零部件和包括上述机械零部件的滚动轴承、等速接头等机械构件的制造方法进行说明。
参照图10，首先实施准备已成形为机械零部件的大致形状的钢构件的钢构件准备工序，该钢构件由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而成形为作为机械零部件的外圈11、轨道圈21、内座圈31等机械零部件的大致形状的钢构件。
接着，对在钢构件准备工序中准备好的上述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。该热处理工序的具体情况在后面阐述。
接着，对实施了热处理工序的钢构件实施精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的内圈滚走面12A、轨道圈滚走面21A、外座圈球槽32A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的机械零部件完成，本实施方式的机械零部件的制造方法结束。
然后，实施将完成的机械零部件组合来装配机械构件的装配工序。具体而言，将经上述工序制造的本发明的机械零部件，例如外圈11、内圈12、珠13和保持器14组合来装配深沟球轴承1。藉此，制成包括本发明的机械零部件的机械构件。
接着，参照图11对所述热处理工序的具体情况进行说明。在图11中，横向表示时间，越往右表示经过时间越长。此外，图11中，纵向表示温度，越往上表示温度越高。
参照图11，本实施方式的机械零部件的制造方法的热处理工序中，首先实施对作为被处理物的钢构件进行淬火处理的淬火工序。具体而言，将钢构件在减压气氛中(真空中)或盐浴中加热至作为A1变态点以上的温度的温度T1，保持时间t1后从A1变态点以上的温度冷却至Ms点以下的温度，藉此对钢构件实施淬火处理。
这里，A1点是指相当于对钢进行加热时钢组织开始从铁素体变态为奥氏体的温度的点。Ms点是指相当于奥氏体化的钢被冷却时开始马氏体化的温度的点。
接着，对实施了淬火处理的钢构件实施进行回火处理的第一回火工序。具体而言，例如将钢构件在真空中加热至作为低于A1变态点的温度的温度T2，保持时间t2后冷却，藉此对钢构件实施回火处理。由此，可获得缓解因钢构件的淬火处理而产生的残留应力、抑制因热处理而产生的应变等效果。
然后，对实施了第一回火工序的钢构件实施进行冷处理的冷处理工序。具体而言，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至作为低于0℃的温度的温度T3，保持时间t3，藉此进行冷处理。由此，可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体变态为马氏体从而实现钢组织的稳定化等效果。
接着，对实施了冷处理工序的钢构件实施进行回火处理的第二回火工序。具体而言，将钢构件在真空中加热至作为低于A1变态点的温度的温度T4，保持时间t4后冷却，藉此进行回火处理。由此，可获得缓解钢构件因冷处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。
接着，对实施了第二回火工序的钢构件实施再次进行回火处理的第三回火工序。具体而言，例如与上述第二回火工序同样地将钢构件在真空中加热至作为低于A1变态点的温度的温度T5，保持时间t5后冷却，藉此进行回火处理。在此，温度T5和t5可以是与第二回火工序的温度T4和t4相同的条件。藉此，与第二回火工序同样可获得缓解钢构件因冷处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。第二回火工序和第三回火工序也可由一道工序来完成。
接着，对实施了第三回火工序的钢构件实施进行等离子体氮化处理的等离子体氮化工序。具体而言，例如在导入有选自氮(N2)、氢(H2)、甲烷(CH4)及氩(Ar)的至少任一种以上的气体以使压力达到50Pa以上5000Pa以下的等离子体氮化炉内插入钢构件，在放电电压50V以上1000V以下、放电电流0.001A以上100A以下的条件下加热至温度T6，保持时间t6后冷却，藉此进行钢构件的等离子体氮化处理。由此，氮侵入钢构件的表层部，形成氮富集层，该表层部的强度提高。在此，温度T6可以是例如300℃以上550℃以下，时间t6可以是1小时以上80小时以下。该温度T6、时间t6等热处理条件可以考虑到精加工工序中实施的精加工的加工余量，按照等离子体氮化处理中形成的晶界析出物层的厚度达到能在精加工中除去的厚度的条件来决定。
构成钢构件的钢为AMS标准6490(AISI标准M50)的情况下，较好是等离子体氮化工序中的上述压力为50Pa以上1000Pa以下，放电电压为50V以上600V以下，放电电流为0.001A以上300A以下，温度T6为350℃以上450℃以下，时间t6为1小时以上50小时以下。
接着，对实施了等离子体氮化工序的钢构件实施进行扩散处理的扩散工序。具体而言，例如在真空中加热至温度T7，保持时间t7，从而对钢构件进行扩散处理。在此，温度T7可以是300℃以上480℃以下，优选300℃以上430℃以下，时间t7可以是50小时以上300小时以下。藉此，能在抑制因形成氮化层而导致的表层部的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。另外，通过实施该扩散工序，即使等离子体氮化工序中氮侵入的深度停留在精加工处理中晶界析出物层可除去的范围，也能够使侵入钢的氮到达所希望的区域。通过上述工序，本实施方式中的热处理工序完成。
如上所述，利用本实施方式的钢的热处理方法，可对含有3.75质量％以上的铬的钢的表层部进行氮化处理而形成高硬度的氮富集层，并且能通过扩散处理来抑制晶界析出物的产生。
此外，通过上述实施方式的机械零部件的制造方法，可制造由含有3.75质量％以上的铬的钢构成且对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的氮富集层并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件(外圈11、轨道圈21、内座圈31等)。其结果是，如上所述，在本实施方式的机械零部件(外圈11、轨道圈21、内座圈31等)的包括表面(外圈滚走面11A、轨道圈滚走面21A、内座圈球槽31A的表面等)在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下、厚度0.11mm以上、硬度830HV以上的氮富集层，且沿与表面垂直的截面将该氮富集层切断，用光学显微镜或SEM随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野时，晶界析出物的检出数量可在1个以下。这里，氮富集层中的碳浓度和氮浓度例如可通过调整等离子体氮化处理中实施的等离子体氮化的处理时间及扩散工序中实施的扩散处理的处理时间来控制。
(实施方式2)
接着，参照图12对作为本发明的实施方式之一的实施方式2的涡轮风扇发动机的结构进行说明。
参照图12，涡轮风扇发动机70包括压缩部71、燃烧部72和涡轮部73。涡轮风扇发动机70还包括按照从压缩部71开始通过燃烧部72到达涡轮部73的顺序配置的低压主轴74及包围低压主轴74的外周面而设置的高压主轴77。
压缩部71包括风扇75、包围风扇75的外周侧的同时向燃烧部72延展的风扇机舱76和从风扇75看被配置在燃烧部72侧的压缩机81。风扇75具备与低压主轴74连接、从低压主轴74向径向外侧突出而形成的多个风扇叶片75A。压缩机81包括低压压缩机81A、从低压压缩机81A看被配置在燃烧部72侧的高压压缩机81B。低压压缩机81A具备与低压主轴74连接、从低压主轴74向径向外侧突出且从风扇75侧开始朝靠近燃烧部72的方向排列配置的多个压缩机叶片88。另外，高压压缩机81B具备与高压主轴77连接、从高压主轴77侧向径向外侧突出且从风扇75侧开始朝靠近燃烧部72的方向排列配置的多个压缩机叶片88。另外，以包围低压压缩机81A的外周侧的样子配置芯罩78。该芯罩78和风扇机舱76之间的环状空间构成旁通流路79。
燃烧部72包括与压缩部71的高压压缩机81B连接、具备燃料供给部件和点火部件(未图示)的燃烧室82。涡轮部73包括涡轮83，该涡轮83包括高压涡轮83B和从高压涡轮83B看被配置在燃烧部72的相反侧的低压涡轮83A。另外，从低压涡轮83A看在高压涡轮83B的相反侧配置了将涡轮83内的燃烧气体排出至外部的涡轮喷嘴84。低压涡轮83A包括与低压主轴74连接、从低压主轴74侧向径向外侧突出且从燃烧室82侧开始朝靠近涡轮喷嘴84的方向排列配置的多个涡轮叶片87。高压涡轮83B包括与高压主轴77连接、从高压主轴77侧向径向外侧突出且从燃烧室82侧开始朝靠近涡轮喷嘴84的方向排列配置的多个涡轮叶片87。
滚动轴承89以相对于与低压主轴74及高压主轴77邻接配置的构件可自由旋转的状态支承为主轴或受主轴的旋转而旋转的构件的作为旋转构件的低压主轴74及高压主轴77。即，在作为燃气涡轮发动机的涡轮风扇发动机70的内部，滚动轴承89以相对于与低压主轴74或高压主轴77邻接的构件可自由旋转的状态支承为主轴或受主轴的旋转而旋转的构件的作为旋转构件的低压主轴74或高压主轴77。
下面，对本实施方式的涡轮风扇发动机70的动作进行说明。参照图12，从风扇75看燃烧部72的相反侧、即涡轮风扇发动机70的前方侧的空气通过绕低压主轴74旋转的风扇75被送入风扇机舱76所包围的空间(箭头α)。被送入的空气的一部分沿箭头β的方向流动，通过旁通流路79作为空气喷流被排出至外部。该空气喷流成为涡轮风扇发动机70所产生的推力的一部分。
另一方面，被送入风扇机舱76所包围的空间的空气的剩余部分沿箭头γ的方向流入压缩机81的内部。流入压缩机81的内部的空气通过在具有绕低压主轴74旋转的多个压缩机叶片88的低压压缩机81A的内部朝高压压缩机81B流动而被压缩并流入高压压缩机81B。接着，流入高压压缩机81B的空气通过在具有绕高压主轴77旋转的多个压缩机叶片88的高压压缩机81B的内部朝燃烧室82流动而被进一步压缩并流入燃烧室82(箭头δ)。
在压缩机81内被压缩并流入燃烧室82的空气与通过燃料供给部件(未图示)供至燃烧室内的燃料混合后通过点火部件(未图示)被点燃。藉此，在燃烧室82内产生燃烧气体。该燃烧气体从燃烧室82流出后流入涡轮83内(箭头ε)。
流入涡轮83内的燃烧气体在高压涡轮83B内与和高压主轴77连接的涡轮叶片87发生碰撞，藉此绕高压主轴77旋转。这样，具有与高压主轴77连接的压缩机叶片88的高压压缩机81B被驱动。另外，通过高压涡轮83B内的燃烧气体在低压涡轮83A内与和低压主轴74连接的涡轮叶片87发生碰撞，藉此绕低压主轴74旋转。这样，具有与低压主轴74连接的压缩机叶片88的低压压缩机81A和具有与低压主轴74连接的风扇叶片75A的风扇75被驱动。
接着，通过低压涡轮83A内的燃烧气体从涡轮喷嘴84被排出到外部。被排出的燃烧气体的喷流成为由涡轮风扇发动机70产生的推力的一部分。
这里，在涡轮风扇发动机70的内部，以相对于与低压主轴74或高压主轴77邻接的构件可自由旋转的状态来支承低压主轴74或高压主轴77的滚动轴承89受到涡轮风扇发动机70所产生的热的影响在高温环境下被使用。另外，滚动轴承89的内部可能会有金属粉末或碳粉等硬质异物侵入。因此，要求滚动轴承89可防止高温环境下的轴承零部件的硬度下降及提高异物混入环境下的耐久性。另外，为了支持低压主轴74或高压主轴77的高速旋转，还要求防止蹭伤的产生。此外，将涡轮风扇发动机70装于飞机上时，即使因为某种原因滚动轴承89的润滑暂时被阻断的情况下，要求滚动轴承89具备在到该润滑恢复为止的时间内不会发热胶着、继续以自由旋转的状态支承低压主轴74或高压主轴77的空转性能。
针对以上情况，通过使滚动轴承89为以下所述的本发明的实施方式2的滚动轴承可满足以上要求。
参照图13，3点接触球轴承4基本上具有与实施方式1的深沟球轴承1同样的结构，起到同样的效果。即，3点接触球轴承4包括作为轨道构件的环状外圈41，配置于外圈41内侧的作为轨道构件的环状内圈42及配置于外圈41与内圈42之间、并被圆环状保持器44保持的作为滚动体的多个珠43。外圈41的内周面形成有外圈滚走面41A，内圈42的外周面形成有内圈滚走面42A。此外，外圈41和内圈42配置成内圈滚走面42A与外圈滚走面41A彼此相对。内圈42具备包括第1内圈421和第2内圈422、在轴向中央部被分割的结构。在第1内圈421及第2内圈422的外周面分别形成有第1内圈滚走面421A及第2内圈滚走面422A。该第1内圈滚走面421A及第2内圈滚走面422A构成内圈滚走面42A。另外，多个珠43可在作为外周面的珠滚走面43A与第1内圈滚走面421A、第2内圈滚走面422A和外圈滚走面41A接触，且被保持器44沿周向以规定的间距配置，藉此多个珠43被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使3点接触球轴承4的外圈41和内圈42彼此相对地旋转。
在此，作为轨道构件的外圈41和内圈42由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图13，在包括作为外圈41及内圈42的表面的外圈滚走面41A及内圈滚走面42A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层41B及内圈氮富集层42B。外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。这里，所述杂质包括来自钢原料的杂质或在制造工序中混入的杂质等无法避免的杂质。
另外，作为滚动体的珠43由陶瓷构成。更具体来讲，本实施方式中，珠43由以氮化硅为主成分、余分为杂质的烧结体构成。该烧结体可含有氧化铝(Al2O3)、氧化钇(Y2O3)等烧结助剂。
本实施方式的3点接触球轴承4的作为轨道构件的外圈41和内圈42由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的外圈滚走面41A和内圈滚走面42A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B。此外，外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.82质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，本实施方式的作为轨道构件的外圈41和内圈42成为由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的轴承零部件。
另外，本实施方式的3点接触球轴承4中的作为滚动体的珠43由陶瓷形成。藉此，在蹭伤的发生被抑制的同时互相接触的外圈41及内圈42和珠43为不同的材料，因此耐发热胶着性提高。其结果是，在耐蹭伤性提高的同时可实现润滑不充分的环境下的耐久性、例如空转性能提高。另外，通过采用硬度高于钢的陶瓷作为珠43的原材料，异物混入环境中的珠43的耐久性提高。另外，由于珠43是由陶瓷形成的，因此高温环境下的珠43的硬度下降得到抑制。这里，珠43由陶瓷形成，因此与珠43由钢形成的情况相比，可实现珠43的轻量化，作用于珠43的离心力被减少，因此，3点接触球轴承4特别适合用作为支承高速旋转的构件的滚动轴承。
如上所述，本实施方式的3点接触球轴承4中，作为轨道构件的外圈41及内圈42由含3.75质量％以上的铬的钢形成且作为滚动体的珠43由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在包括由具有合适的成分组成的钢构成的外圈41及内圈42的外圈滚走面41A及内圈滚走面42A在内的区域形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的外圈氮富集层41B及内圈氮富集层42B且珠43由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的珠43与由钢形成的外圈41及内圈42组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，3点接触球轴承4成为不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
下面，参照图15及图16对作为本实施方式的变形例的圆筒滚子轴承进行说明。
参照图15，圆筒滚子轴承5包括环状外圈51，配置于外圈51内侧的环状内圈52及配置于外圈51与内圈52之间、并被圆环状保持器54保持的作为滚动体的多个滚子53。滚子53具有圆筒形状。在外圈51的内周面形成有外圈滚走面51A，内圈52的外周面形成有内圈滚走面52A。此外，外圈51和内圈52配置成内圈滚走面52A与外圈滚走面51A彼此相对。另外，多个滚子53在作为外周面的滚子滚走面53A与内圈滚走面52A和外圈滚走面51A接触，且被保持器54沿周向以规定的间距配置，藉此多个滚子53被可自由滚动地保持在圆环状的轨道上。藉由上述结构，能使圆筒滚子轴承5的外圈51和内圈52彼此相对地旋转。
在此，参照图16，本变形例中的圆筒滚子轴承5的外圈51和内圈52相当于所述3点接触球轴承4的外圈41及内圈42，滚子53相当于珠43，具有同样的结构，起到同样的效果。即，作为轨道构件的外圈51及内圈52由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
参照图16，在包括作为外圈51及内圈52的表面的外圈滚走面51A及内圈滚走面52A的区域分别形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层51B及内圈氮富集层52B。外圈氮富集层51B和内圈氮富集层52B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下。
另外，作为滚动体的滚子53由陶瓷、例如以氮化硅为主成分的烧结体构成。
本变形例的圆筒滚子轴承5与所述3点接触球轴承4同样，作为轨道构件的外圈51和内圈52由含3.75质量％以上的铬的钢形成且作为滚动体的滚子53由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在包括由具有合适的成分组成的钢构成的外圈51及内圈52的外圈滚走面51A及内圈滚走面52A在内的区域分别形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的外圈氮富集层51B及内圈氮富集层52B且滚子53由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的滚子53与由钢形成的外圈51及内圈52组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，圆筒滚子轴承5成为不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
以下，对所述本发明的实施方式2的滚动轴承的制造方法进行说明。
参照图17，本实施方式的滚动轴承的制造方法具备包括工序(S10)～(S90)的轨道构件制作工序、包括工序(S110)～(S150)的滚动体制作工序和作为工序(S200)实施的装配工序。
首先，对轨道构件制作工序进行说明。在作为工序(S10)实施的钢构件准备工序中，准备成形为轨道构件的大致形状的钢构件，该钢构件由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而成形为作为轨道构件的外圈41和51、内圈42和52等的大致形状的钢构件。
接着，对在工序(S10)中准备的所述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。热处理工序包括作为工序(S20)实施的淬火工序、作为工序(S30)实施的第一回火工序、作为工序(S40)实施的冷处理工序、作为工序(S50)实施的第二回火工序、作为工序(S60)实施的第三回火工序、作为工序(S70)实施的等离子体氮化处理工序和作为工序(S80)实施的扩散处理工序。该热处理工序可与所述实施方式1同样进行。
接着，对实施了热处理工序的钢构件实施作为工序(S90)的精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的外圈滚走面41A和51A、内圈滚走面42A和52A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的轨道构件完成，本实施方式的轨道构件的制造工序结束。
通过所述实施方式的轨道构件制作工序，能够制得由含3.75质量％以上的铬的钢形成、表层部被实施了氮化处理而形成高硬度的氮富集层且可抑制晶界析出物的产生的轨道构件(外圈41、51，内圈42、52等)。其结果是，在本实施方式的轨道构件(外圈41、51，内圈42、52等)的包括表面(外圈滚走面41A、51A，内圈滚走面42A、52A等)在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下、厚度为0.1mm以上、硬度为830HV以上的氮富集层，同时沿与表面垂直的截面将该氮富集层切断，用光学显微镜或SEM随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野时，晶界析出物的检出数量可在1个以下。
另一方面，参照图17实施滚动体制作工序，首先实施作为工序(S110)的准备陶瓷粉末的粉末准备工序。具体来讲，准备用作为构成滚动体的原材料的陶瓷、例如氮化硅的粉末。然后，实施作为工序(S120)的在工序(S110)中准备的陶瓷粉末中添加烧结助剂并混合的混合工序。
然后，参照图17实施作为工序(S130)的将以上陶瓷粉末和烧结助剂的混合物成形为滚动体的大致形状的成形工序。具体来讲，对以上的陶瓷粉末和烧结助剂的混合物实施采用加压成形、压铸成形、挤出成形、辊压造粒等手法的成形，藉此制得成形成作为滚动体的珠43、滚子53等的大致形状的成形体。
接着，实施作为工序(S140)的对以上成形体进行烧结的烧结工序。具体来讲，采用HIP(Hot Isostatic Press，热等静压烧结法)、GPS(GasPressure Sintering，气氛加压烧结法)等加压烧结法对以上成形体进行烧结，藉此获得具备外圈41和51、内圈42和52等的大致形状的烧结体。
然后，对工序(S140)中获得的烧结体的表面进行加工来除去包括该表面在内的区域，藉此实施作为工序(S150)的最后完成滚动构件的精加工。具体来讲，对烧结工序中获得的烧结体的表面(滚走面)进行研磨，藉此获得作为滚动体的珠43、滚子53等。通过以上工序，完成本实施方式的滚动体制作工序。
然后，参照图17实施作为工序(S200)的组合已制得的轴承零部件来装配滚动轴承的装配工序。具体来讲，例如组合通过以上工序制得的外圈41、内圈42及珠43和另外准备的保持器44，制得3点接触球轴承4。藉此，制得以上的本实施方式的滚动轴承。
(实施方式3)
下面，对作为本发明的另一实施方式的实施方式3进行说明。实施方式3中的机械零部件具有基本上与以上实施方式1同样的结构且可同样制得。但是，如下所示，实施方式3的作为原材料的钢的成分组成及热处理方法与实施方式1有所不同。
即，参照图1和图2，作为实施方式3的机械零部件的外圈11、内圈12和珠13由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图2，在包括作为外圈11、内圈12及珠13的表面的外圈滚走面11A、内圈滚走面12A和珠滚走面13的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B和珠氮富集层13B。外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B和珠氮富集层13B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。这里，所述杂质包括来自钢原料的杂质或在制造工序中混入的杂质等无法避免的杂质。
作为本实施方式的机械零部件的外圈11、内圈12及珠13由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的外圈滚走面11A、内圈滚走面12A及珠滚走面13A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B。此外，外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.55质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本实施方式的机械零部件的外圈11、内圈12及珠13成为由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括外圈11、内圈12及珠13的作为滚动轴承的深沟球轴承1是使用寿命较长的滚动轴承。
此外，形成于外圈11、内圈12及珠13的外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B的厚度较好为0.11mm以上。藉此，外圈11、内圈12及珠13被赋予足够的强度。
另外，外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B的硬度较好为800HV以上。藉此，可进一步切实地确保外圈11、内圈12及珠13的强度。
用显微镜观察外圈氮富集层11B、内圈氮富集层12B及珠氮富集层13B时长宽比2以上、长7.5μm以上的铁的氮化物的数量在边长150μm的正方形区域的5个视野内较好为1个以下。藉此，可使外圈11、内圈12及珠13的疲劳强度提高。
接着，参照图3和图4，作为本实施方式的第一变形例的推力滚针轴承2的轨道圈21相当于以上本实施方式中的深沟球轴承1的外圈11及内圈12，滚针23相当于珠13，具有同样的构成，起到同样的效果。即，作为机械零部件的轨道圈21及滚针23由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图4，在包括作为轨道圈21和滚针23的表面的轨道圈滚走面21A和滚子滚走面23A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B。轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。
作为本变形例的机械零部件的轨道圈21及滚针23由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的轨道圈滚走面21A和滚子滚走面23A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B。此外，轨道圈氮富集层21B和滚子氮富集层23B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.55质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本变形例的机械零部件的轨道圈21及滚针23成为由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括轨道圈21及滚针23的作为滚动轴承的推力滚针轴承2是使用寿命较长的滚动轴承。
接着，参照图5～图9，作为本实施方式的第二变形例的等速接头3的内座圈31和外座圈32相当于以上本实施方式中的深沟球轴承1的外圈11及内圈12，球33相当于珠13，具有同样的构成，起到同样的效果。即，作为机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图8及图9，在包括作为内座圈31、外座圈32及球33的表面的内座圈球槽31A的表面、外座圈球槽32A的表面及球滚走面33A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B。内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。
作为本变形例的机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的内座圈球槽31A的表面、外座圈球槽32A的表面及球滚走面33A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B。此外，内座圈氮富集层31B、外座圈氮富集层32B及球氮富集层33B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.55质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，作为本变形例的机械零部件的内座圈31、外座圈32及球33成为由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的机械零部件。此外，包括内座圈31、外座圈32及球33的作为万向接头的等速接头3是使用寿命较长的等速万向接头。
接着，对实施方式3的机械零部件和包括上述机械零部件的滚动轴承、等速接头等机械构件的制造方法进行说明。
参照图18，首先实施准备已成形为机械零部件的大致形状的钢构件的钢构件准备工序，该钢构件由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而成形为作为机械零部件的外圈11、轨道圈21、内座圈31等机械零部件的大致形状的钢构件。
接着，对在钢构件准备工序中准备好的上述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。该热处理工序的具体情况在后面阐述。
接着，对实施了热处理工序的钢构件实施精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的内圈滚走面12A、轨道圈滚走面21A、外座圈球槽32A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的机械零部件完成，本实施方式的机械零部件的制造方法结束。
然后，实施将完成的机械零部件组合来装配机械构件的装配工序。具体而言，将经上述工序制造的本发明的机械零部件，例如外圈11、内圈12、珠13和保持器14组合来装配深沟球轴承1。藉此，制成包括本发明的机械零部件的机械构件。
接着，参照图18及图19对所述热处理工序的具体情况进行说明。在图19中，横向表示时间，越往右表示经过时间越长。此外，图19中，纵向表示温度，越往上表示温度越高。
参照图18，本实施方式的机械零部件的制造方法的热处理工序中，首先实施对作为被处理物的钢构件进行渗碳处理的渗碳工序。具体而言，参照图19，例如在含一氧化碳和氢的渗碳气体气氛中将钢构件加热至作为A1变态点以上的温度的温度T11，保持时间t11，从而使碳侵入钢构件的表层部。藉此，在包括钢构件的表面在内的区域中形成碳浓度比包括该表面在内的区域以外的区域、即内部区域更高的渗碳层。
接着，参照图18，对实施了渗碳处理的钢构件实施进行淬火处理的淬火工序。具体而言，参照图19，将该钢构件从作为A1变态点以上的温度的温度T11冷却至MS点以下的温度，从而进行淬火硬化。
接着，参照图18，对实施了淬火处理的钢构件实施进行回火处理的第一回火工序。具体而言，参照图19，例如将钢构件在减压气氛中(真空中)加热至作为低于A1变态点的温度的温度T12，保持时间t12后冷却，藉此对钢构件实施回火处理。由此，可获得缓解因钢构件的淬火处理而产生的残留应力、抑制因热处理而产生的应变等效果。
然后，参照图18，对实施了第一回火工序的钢构件实施进行冷处理的第一冷处理工序。具体而言，参照图19，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至作为低于0℃的温度的温度T13，保持时间t13，藉此进行冷处理。由此，可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体变态为马氏体从而实现钢组织的稳定化等效果。
接着，参照图18，对实施了第一冷处理工序的钢构件实施进行回火处理的第二回火工序。具体而言，参照图19，例如将钢构件在真空中加热至作为低于A1变态点的温度的温度T14，保持时间t14后冷却，藉此进行回火处理。由此，可获得缓解钢构件因冷处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。
接着，参照图18，对实施了第二回火工序的钢构件实施再次进行冷处理的第二冷处理工序。具体来讲，参照图19，对钢构件喷雾例如液氮，将钢构件冷却至作为低于0℃的温度的温度T15，保持时间t15，藉此进行冷处理。由此可获得钢构件因淬火处理而生成的残留奥氏体变态为马氏体从而实现钢组织的进一步稳定化等效果。
接着，参照图18，对实施了第二冷处理工序的钢构件实施再次进行回火处理的第三回火工序。具体来讲，参照图19，与上述第二回火工序同样，将钢构件在真空中加热至作为低于A1变态点的温度的温度T16，保持时间t16后冷却，藉此进行回火处理。这里，温度T16和t16可以是与第二回火工序的温度T14和t14相同的条件。由此，可获得缓解第二冷处理工序中的钢构件因冷处理而产生的残留应力、抑制应变等效果。
接着，参照图18，对实施了第三回火工序的钢构件实施进行等离子体氮化处理的等离子体氮化工序。具体而言，参照图19，例如在导入有选自氮(N2)、氢(H2)、甲烷(CH4)及氩(Ar)的至少任一种以上的气体以使压力达到50Pa以上5000Pa以下的等离子体氮化炉内插入钢构件，在放电电压50V以上1000V以下、放电电流0.001A以上100A以下的条件下加热至温度T17，保持时间t17后冷却，藉此钢构件被实施了等离子体氮化处理。由此，氮侵入钢构件的表层部，形成氮富集层，该表层部的强度提高。在此，温度T17可以是例如300℃以上550℃以下，时间t17可以是1小时以上80小时以下。该温度T17、时间t17等热处理条件可以考虑到精加工工序中实施的精加工的加工余量，按照等离子体氮化处理中形成的晶界析出物层(形成晶界析出物的层)的厚度达到能在精加工中除去的厚度以下的条件来决定。
构成钢构件的钢为AMS标准6278(AISI标准M50NiL)的情况下，较好是等离子体氮化工序中的上述压力为50Pa以上1000Pa以下，放电电压为50V以上600V以下，放电电流为0.001A以上300A以下，温度T17为350℃以上450℃以下，时间t17为1小时以上50小时以下。
接着，参照图18，对实施了等离子体氮化工序的钢构件实施进行扩散处理的扩散工序。具体而言，参照图19，例如在真空中加热至温度T18，保持时间t18，从而对钢构件进行扩散处理。在此，温度T18可以是300℃以上480℃以下，优选300℃以上430℃以下，时间t18可以是50小时以上300小时以下。藉此，能在抑制因形成氮化层而导致的表层部的硬度上升被抵消的情况的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域。另外，通过实施该扩散工序，即使等离子体氮化工序中氮侵入的深度停留在精加工处理中晶界析出物层可除去的范围，也能够使侵入钢的氮到达所希望的区域。通过上述工序，本实施方式中的热处理工序完成。
如上所述，利用本实施方式的钢的热处理方法，可对含有4质量％以上的铬的钢的表层部进行氮化处理而形成高硬度的氮富集层，并且能抑制晶界析出物的产生。
此外，通过上述实施方式的机械零部件的制造方法，可制造由含有4质量％以上的铬的钢构成且对表层部进行氮化处理而形成有高硬度的氮富集层并且晶界析出物的产生得到抑制的机械零部件(外圈11、轨道圈21、内座圈31等)。其结果是，如上所述，在本实施方式的机械零部件(外圈11、轨道圈21、内座圈31等)的包括表面(外圈滚走面11A、轨道圈滚走面21A、内座圈球槽31A的表面等)在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下、厚度0.11mm以上、硬度800HV以上的氮富集层，且沿与表面垂直的截面将该氮富集层切断，用光学显微镜或SEM随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野时，晶界析出物的检出数量可在1个以下。这里，氮富集层中的碳浓度和氮浓度例如可通过调整等离子体氮化工序中实施的等离子体氮化的处理时间及扩散工序中实施的扩散处理的处理时间来控制。
(实施方式4)
下面，对作为本发明的另一实施方式的实施方式4进行说明。实施方式4中的滚动轴承具有基本上与以上实施方式2同样的结构且可同样制得。但是，如下所示，实施方式4的作为原材料的钢的成分组成及热处理方法与实施方式2有所不同。
即，参照图12～图14，在涡轮风扇发动机70的内部，以相对于与低压主轴74或高压主轴77邻接的构件可自由旋转的状态来支承低压主轴74或高压主轴77的滚动轴承89受到涡轮风扇发动机70所产生的热的影响在高温环境下被使用。另外，滚动轴承89的内部可能会有金属粉末或碳粉等硬质异物侵入。因此，要求滚动轴承89可防止高温环境下的轴承零部件的硬度下降及提高异物混入环境下的耐久性。另外，为了支持低压主轴74或高压主轴77的高速旋转，还要求防止蹭伤的产生。此外，将涡轮风扇发动机70装于飞机上时，即使因为某种原因滚动轴承89的润滑暂时被阻断的情况下，要求滚动轴承89具备在到该润滑恢复为止的时间内不会发热胶着、继续以自由旋转的状态支承低压主轴74或高压主轴77的空转性能。
针对以上情况，通过使滚动轴承89为以下所述的本发明的实施方式4的滚动轴承可满足以上要求。
即，参照图13及图14，作为轨道构件的外圈41及内圈42由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。参照图2，在包括作为外圈41及内圈42的表面的外圈滚走面41A及内圈滚走面42A的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层41B及内圈氮富集层42B。外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。这里，所述杂质包括来自钢原料的杂质或在制造工序中混入的杂质等无法避免的杂质。
另外，作为滚动体的珠43由陶瓷构成。更具体来讲，本实施方式中，珠43由以氮化硅为主成分、余分为杂质的烧结体构成。该烧结体可含有氧化铝(Al2O3)、氧化钇(Y2O3)等烧结助剂。
本实施方式的3点接触球轴承4的作为轨道构件的外圈41和内圈42由具有所述合适的成分组成的钢形成，且在包括形成于表面的外圈滚走面41A和内圈滚走面42A在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B。此外，外圈氮富集层41B和内圈氮富集层42B中的碳浓度和氮浓度的合计值在0.55质量％以上1.9质量％以下的合适的范围内，藉此可在赋予表层部以足够的硬度的同时抑制晶界析出物的形成。其结果是，本实施方式的作为轨道构件的外圈41和内圈42成为由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部形成有氮富集层且疲劳强度和韧性得到充分确保的轴承零部件。
另外，本实施方式的3点接触球轴承4中的作为滚动体的珠43由陶瓷形成。藉此，在蹭伤的发生被抑制的同时互相接触的外圈41及内圈42和珠43为不同的材料，因此耐发热胶着性提高。其结果是，在耐蹭伤性提高的同时可实现润滑不充分的环境下的耐久性、例如空转性能提高。另外，通过采用硬度高于钢的陶瓷作为珠43的原材料，异物混入环境中的珠43的耐久性提高。另外，由于珠43是由陶瓷形成的，因此高温环境下的珠43的硬度下降得到抑制。这里，珠43由陶瓷形成，因此与珠43由钢形成的情况相比，可实现珠43的轻量化，作用于珠43的离心力被减少，因此，3点接触球轴承4特别适合用作为支承高速旋转的构件的滚动轴承。
如上所述，本实施方式的3点接触球轴承4中，作为轨道构件的外圈41及内圈42由含4质量％以上的铬的钢形成且作为滚动体的珠43由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在包括由具有合适的成分组成的钢构成的外圈41及内圈42的外圈滚走面41A及内圈滚走面42A在内的区域形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的外圈氮富集层41B及内圈氮富集层42B且珠43由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的珠43与由钢形成的外圈41及内圈42组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，3点接触球轴承4成为不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
参照图15及图16，作为本实施方式的变形例的圆筒滚子轴承5的外圈51和内圈52相当于所述3点接触球轴承4的外圈41及内圈42，滚子53相当于珠43，具有同样的结构，起到同样的效果。即，作为轨道构件的外圈51及内圈52由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
参照图16，在包括作为外圈51及内圈52的表面的外圈滚走面51A及内圈滚走面52A的区域分别形成了氮浓度0.05质量％以上的外圈氮富集层51B及内圈氮富集层52B。外圈氮富集层51B和内圈氮富集层52B中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下。
另外，作为滚动体的滚子53由陶瓷、例如以氮化硅为主成分的烧结体构成。
本变形例的圆筒滚子轴承5与所述3点接触球轴承4同样，作为轨道构件的外圈51和内圈52由含4质量％以上的铬的钢形成且作为滚动体的滚子53由陶瓷形成，藉此高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制。另外，在包括由具有合适的成分组成的钢构成的外圈51及内圈52的外圈滚走面51A及内圈滚走面52A在内的区域分别形成碳浓度和氮浓度的合计值在合适的范围内的外圈氮富集层51B及内圈氮富集层52B且滚子53由陶瓷形成，藉此异物混入环境下的轴承零部件的耐久性提高。此外，使由陶瓷形成的滚子53与由钢形成的外圈51及内圈52组合，藉此可实现耐蹭伤性的提高和空转性能的提高。其结果是，圆筒滚子轴承5成为不仅高温环境下的轴承零部件的硬度下降得到抑制、异物混入环境下的耐久性得到提高及耐蹭伤性得到提高且可实现空转性能的提高的滚动轴承。
以下，对所述实施方式4的滚动轴承的制造方法进行说明。
参照图20，本实施方式的滚动轴承的制造方法具备包括工序(S310)～(S410)的轨道构件制作工序、包括工序(S510)～(S550)的滚动体制作工序和作为工序(S600)实施的装配工序。
首先，对轨道构件制作工序进行说明。在作为工序(S310)实施的钢构件准备工序中，准备成形为轨道构件的大致形状的钢构件，该钢构件由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。具体而言，例如，准备以含有上述成分的型钢、钢丝等为原材料，对该型钢、钢丝等实施切割、锻造、车削等加工而成形为作为轨道构件的外圈41和51、内圈42和52等的大致形状的钢构件。
接着，对在工序(S310)中准备的所述钢构件实施热处理工序，该热处理工序中进行包括淬火处理和氮化处理的热处理。热处理工序包括作为工序(S320)实施的渗碳工序、作为(S330)实施的淬火工序、作为工序(S40)实施的第一回火工序、作为工序(S350)实施的第一冷处理工序、作为工序(S360)实施的第二回火工序、作为工序(S370)实施的第二冷处理工序、作为工序(S380)实施的第三回火工序、作为工序(S390)实施的等离子体氮化处理工序和作为工序(S400)实施的扩散处理工序。该热处理工序可与所述实施方式3同样进行。
接着，对实施了热处理工序的钢构件实施作为工序(S410)的精加工等精加工工序。具体而言，例如对实施了热处理工序的钢构件的外圈滚走面41A和51A、内圈滚走面42A和52A等实施研磨加工。藉此，本实施方式的轨道构件完成，本实施方式的轨道构件的制造工序结束。
通过所述实施方式的轨道构件制作工序，能够制得由含4质量％以上的铬的钢形成、表层部被实施了氮化处理而形成高硬度的氮富集层且可抑制晶界析出物的产生的轨道构件(外圈41、51，内圈42、52等)。其结果是，如上所述，在本实施方式的轨道构件(外圈41、51，内圈42、52等)的包括表面(外圈滚走面41A、51A，内圈滚走面42A、52A等)在内的区域形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下、厚度为0.1mm以上、硬度为800HV以上的氮富集层，同时沿与表面垂直的截面将该氮富集层切断，用光学显微镜或SEM随机观察该截面上的5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野时，晶界析出物的检出数量可在1个以下。
另一方面，参照图20实施滚动体制作工序，依次实施作为工序(S510)～(S550)的粉末准备工序、混合工序、成形工序、烧结工序和精加工工序。该工序(S510)～(S550)可与实施方式2中的工序(S110)～(S150)同样实施。然后，参照图20实施作为工序(S600)的组合已制得的轴承零部件来装配滚动轴承的装配工序。具体来讲，例如组合通过以上工序制得的外圈41、内圈42及珠43和另外准备的保持器44，装配成3点接触球轴承4。藉此，制得所述本实施方式的滚动轴承。
在上述实施方式中，作为本发明的机械零部件的一例，对构成深沟球轴承、推力滚针轴承、等速接头的机械零部件进行了说明，但本发明的机械零部件不限定于此，也可以是对表层部要求疲劳强度、耐磨损性等的机械零部件，例如构成轮毂、齿轮、轴等的机械零部件。此外，上述实施方式中，作为本发明的滚动轴承的一例，对3点接触球轴承及圆筒滚子轴承进行了说明，但本发明的滚动轴承并不限定于此，也适用于例如深沟球轴承、角接触球轴承、推力滚针轴承等各种滚动轴承。
(实施例1)
以下，对本发明的实施例1进行说明。通过采用所述实施方式1的钢的热处理方法的机械零部件的制造方法，实际制作了具有与本发明的机械零部件相同的结构的样品，进行了确认表层部的晶界析出物的产生得到了抑制的实验。实验的工序如下所述。
首先，准备AMS标准6490(AISI标准M50)的钢材，对其进行加工，从而制成外径φ为40mm、内径φ为30mm、厚度t为16mm的试验片。该钢材由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
接着，对该试验片实施采用在上述实施方式中基于图11进行了说明的钢的热处理方法的热处理工序。在此，T1、t1、T2、t2、T3、t3、T4、t4、T5和t5按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T6为430℃，t6为10小时，T7为430℃，t7为160小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T6达到430℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。
另外，扩散工序中，在已调整为氮气气氛的气氛炉内加热试验片，实施扩散处理，以使试验片表面的碳浓度和氮浓度之和达到1.9质量％以下。将如上所述实施了本发明的钢的热处理方法的试验片作为本发明的实施例的样品(实施例A)。
另一方面，对于同样制成的AMS标准6490构成的试验片，实施了从上述实施方式中基于图11进行了说明的钢的热处理方法中省略了扩散工序的热处理工序。在此，T1、t1、T2、t2、T3、t3、T4、t4、T5和t5按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T6为480℃，t6为30小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T6达到480℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)∶甲烷(CH4)＝79∶80∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。将实施了以上热处理方法的试验片作为本发明的比较例的样品(比较例A)。
接着，沿与表面垂直的截面将上述制成的实施例A和比较例A的样品切断，研磨该截面。用腐蚀液腐蚀经研磨的截面后，随机观察5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野。
接着，参照图21～图26对实验结果进行说明。在图21和图24中，照片上部对应于样品的表面侧。此外，在图22和图25中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度(单位是维氏硬度)。此外，在图23和图26中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示碳和氮的浓度，图中示出了碳浓度(C浓度)、氮浓度(N浓度)以及碳浓度和氮浓度的总计值(C+N浓度)。
参照图21，在本发明的实施例A的样品的表层部未观察到晶界析出物(长宽比在2以上且形成为7.5μm以上的长度的铁的氮化物)，形成良好的显微组织。此外，参照图22和图23，实施例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与实施例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可制造形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下、厚度为0.11mm以上、硬度为830HV以上的氮富集层的同时用显微镜观察该氮富集层时在一边为150μm的正方形区域的5个视野内的晶界析出物在1个以下的机械零部件。
另一方面，参照图24，在本发明的范围外的比较例A的样品的表层部观察到许多晶界析出物90。此外，参照图25和图26，比较例A的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域与实施例A同样地具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与比较例A相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可获得虽然形成有高硬度的表层部但在表层部残存有晶界析出物的机械零部件。如上所述，这样的机械零部件不具有足够的疲劳强度和韧性。
综上所述，根据采用以上实施方式的钢的热处理方法的机械零部件的制造方法，确认了可制造由含有3.75质量％以上的铬的钢构成的同时在表层部形成有氮富集层且可充分确保疲劳强度及韧性的本发明的机械零部件。
(实施例2)
下面，对本发明的实施例2进行说明。进行了研究以上实施方式1所述的钢的热处理方法的扩散工序中的合适的加热温度范围的实验。实验的工序如下所述。
准备AMS标准6490(AISI标准M50)的钢材，对其进行加工，从而制成外径φ为40mm、内径φ为30mm、厚度t为16mm的试验片。该钢材由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
接着，对于该试验片，与上述实施例1的实施例A同样地实施采用在上述实施方式1中基于图11进行了说明的钢的热处理方法的热处理工序中从淬火工序到第三回火工序的工序。然后，通过将该试验片在430℃～570℃的温度下保持各种不同的时间，从而实施与扩散工序相同的工序，测定试验片的硬度。然后，基于反应速度理论分析该测定结果，算出扩散工序的各加热温度下的加热处理时间(扩散时间)和硬度之间的关系。
另一方面，也进行了如下实验：与上述实施例1的实施例A同样地对同样的试验片实施从淬火工序到第三回火工序的工序后，实际实施等离子体氮化工序和扩散工序，确认试验片的硬度分布。在等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T6达到480℃，保持1小时，从而进行等离子体氮化。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。然后，对完成了等离子体氮化工序的试验片进行于480℃保持50小时的扩散工序。然后，测定实施扩散工序前后的试验片的表层部的硬度分布。
接着，参照图27和图28对实验结果进行说明。图27中，横轴表示加热处理时间(扩散时间)，纵轴表示试验片的硬度。图28中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度。此外，图28中，菱形表示进行扩散工序前的试验片，四边形表示进行了于480℃保持50小时的扩散工序后的试验片的硬度。
参照图27，扩散温度越高，试验片的硬度在越短的时间内下降，但如果扩散温度达到480℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在40HV以下，母材的硬度(没有等离子体氮化所导致的氮的侵入的影响的区域的硬度)的下降对表层部的硬度的影响减小。此外，如果扩散温度达到460℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在25HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度的影响进一步减小。如果扩散温度达到430℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在10HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度几乎没有影响。
另一方面，参照图28，进行于480℃保持50小时的扩散工序的情况下，实际的母材硬度下降幅度与图27的分析结果基本一致，可认为图27的分析结果与实际的热处理的结果一致。
根据以上的实验结果，从在抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域的观点来看，扩散工序中的加热温度(扩散温度)必须在480℃以下，优选460℃以下。另外，通过将该加热温度设在430℃以下，可在使母材的硬度下降几乎不会影响到表层部的硬度的情况下实施扩散工序。另外，从抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的观点来看，较好是进一步降低扩散工序中的加热温度，但为了避免使侵入钢的氮到达所希望的区域所需的时间长到超过实际的生产工序的容许极限的情况，较好是将该加热温度设在300℃以上。
(实施例3)
以下，对本发明的实施例3进行说明。通过采用以上实施方式3的钢的热处理方法的机械零部件的制造方法，实际制作了具有与本发明的机械零部件相同的结构的样品，进行了确认表层部的晶界析出物的产生得到了抑制的实验。实验的工序如下所述。
首先，准备AMS标准6278(AISI标准M50NiL)的钢材，对其进行加工，从而制成外径φ为40mm、内径φ为30mm、厚度t为16mm的试验片。该钢材由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
接着，对该试验片实施采用在上述实施方式3中基于图19进行了说明的钢的热处理方法的热处理工序。在此，T11、t11、T12、t12、T13、t13、T14、t14、T15、t15、T16和t16按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T17为430℃，t17为10小时，T18为430℃，t18为160小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T17达到430℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。
另外，扩散工序中，在已调整为氮气气氛的气氛炉内加热试验片，实施扩散处理，以使试验片表面的碳浓度和氮浓度之和达到1.9质量％以下。将如上所述实施了本发明的钢的热处理方法的试验片作为本发明的实施例的样品(实施例B)。
另一方面，对于同样制成的AMS标准6278构成的试验片实施从上述实施方式3中基于图19进行了说明的钢的热处理方法中省略了扩散工序的热处理工序。在此，T11、t11、T12、t12、T13、t13、T14、t14、T15、t15、T16和t16按照第三回火工序后的试验片的硬度达到58HRC以上65HRC以下的条件来决定，T17为480℃，t17为30小时。此外，等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T17达到480℃。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)∶甲烷(CH4)＝79∶80∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。将实施以上的热处理方法的试验片作为本发明的比较例的样品(比较例B)。
接着，沿与表面垂直的截面将上述制成的实施例B和比较例B的样品切断，研磨该截面。用腐蚀液腐蚀经研磨的截面后，随机观察5个包括表面在内的一边为150μm的正方形的视野。
接着，参照图29～图34对实验结果进行说明。在图29和图32中，照片上部对应于样品的表面侧。此外，在图30和图33中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度(单位是维氏硬度)。此外，在图31和图34中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示碳和氮的浓度，细线表示碳浓度，粗线表示氮浓度。
参照图29，在本发明的实施例B的样品的表层部未观察到晶界析出物(长宽比在2以上且形成为7.5μm以上的长度的铁的氮化物)，形成良好的显微组织。此外，参照图30和图31，实施例B的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与实施例B相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可制造形成氮浓度0.05质量％以上、碳浓度和氮浓度的合计值为0.55质量％以上1.9质量％以下、厚度为0.11mm以上、硬度为800HV以上的氮富集层的同时用显微镜观察该氮富集层时在一边为150μm的正方形区域的5个视野内的晶界析出物在1个以下的机械零部件。
另一方面，参照图32，在本发明的范围外的比较例B的样品的表层部观察到许多晶界析出物90。此外，参照图33和图34，比较例B的样品的距表面的深度在0.5mm以内的区域与实施例B同样地具有950HV以上的足够的硬度，并且有足量的氮侵入。因此，通过对实施了与比较例B相同的热处理的钢构件的表面实施研磨等精加工，可获得虽然形成有高硬度的表层部但在表层部残存有晶界析出物的机械零部件。如上所述，这样的机械零部件不具有足够的疲劳强度和韧性。
综上所述，根据采用以上实施方式3的钢的热处理方法的机械零部件的制造方法，确认了可制造由含有4质量％以上的铬的钢构成的同时在表层部形成有氮富集层且可充分确保疲劳强度及韧性的本发明的机械零部件。
(实施例4)
以下，对本发明的实施例4进行说明。进行了研究以上实施方式3所述的钢的热处理方法的扩散工序中的合适的加热温度范围的实验。实验的工序如下所述。
首先，准备AMS标准6278(AISI标准M50NiL)的钢材，对其进行加工，从而制成外径φ为40mm、内径φ为30mm、厚度t为16mm的试验片。该钢材由含有0.11质量％以上0.15质量％以下的碳、0.1质量％以上0.25质量％以下的硅、0.15质量％以上0.35质量％以下的锰、3.2质量％以上3.6质量％以下的镍、4质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、1.13质量％以上1.33质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成。
接着，对于该试验片，与上述实施例3的实施例B同样地实施采用在上述实施方式3中基于图19进行了说明的钢的热处理方法的热处理工序中从渗碳工序到第三回火工序的工序。然后，通过将该试验片在430℃～570℃的温度下保持各种不同的时间，从而实施与扩散工序相同的工序，测定渗碳层的硬度。更具体而言，在试验片的距表面的距离在0.2mm以上0.4mm以下的区域内测定9个点的硬度，算出其中的最低硬度。然后，基于反应速度理论分析该测定结果，算出扩散工序的各加热温度下的加热处理时间(扩散时间)和渗碳层的硬度之间的关系。
另一方面，也进行了如下实验：与上述实施例3的实施例B同样地对同样的试验片实施从渗碳工序到第三回火工序的工序后，实际实施等离子体氮化工序和扩散工序，确认试验片的硬度分布。在等离子体氮化工序中，将放电电压控制在200V以上450V以下的范围内，将放电电流控制在1A以上5A以下的范围内，以使等离子体氮化时的处理温度T17达到480℃，保持1小时，从而进行等离子体氮化。另外，等离子体氮化工序中，以氮(N2)∶氢(H2)＝1∶1的比例向炉内导入气体，以使等离子体氮化时的炉内压力达到267Pa以上400Pa以下。然后，对完成了等离子体氮化工序的试验片进行于480℃保持50小时的扩散工序。然后，测定实施扩散工序前后的试验片的表层部的硬度分布。
接着，参照图35及图36对实验结果进行说明。图35中，横轴表示加热处理时间(扩散时间)，纵轴表示渗碳层的硬度。图36中，横轴表示距表面的深度(距离)，纵轴表示硬度。此外，图36中，菱形表示进行扩散工序前的试验片，四边形表示进行了于480℃保持50小时的扩散工序后的试验片的硬度。
参照图35，扩散温度越高，试验片的渗碳层的硬度在越短的时间内下降，但如果扩散温度达到480℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在50HV以下，母材的硬度(渗碳层中没有等离子体氮化所导致的氮的侵入的影响的区域的硬度)的下降对表层部的硬度的影响减小。此外，如果扩散温度达到460℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在30HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度的影响进一步减小。此外，如果扩散温度达到430℃，则在进行200小时的扩散处理的情况下硬度的下降幅度也在10HV以下，母材的硬度的下降对表层部的硬度几乎没有影响。
另一方面，参照图36，进行于480℃保持50小时的扩散工序的情况下，实际的母材硬度下降幅度与图35的分析结果基本一致，可认为图35的分析结果与实际的热处理的结果一致。
根据以上的实验结果，从在抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的同时使侵入钢的氮到达所希望的区域的观点来看，扩散工序中的加热温度(扩散温度)必须在480℃以下，优选460℃以下。另外，通过将该加热温度设在430℃以下，可在使母材的硬度下降几乎不会影响到表层部的硬度的情况下实施扩散工序。另外，从抑制母材的硬度下降对表层部的硬度所造成的影响的观点来看，较好是进一步降低扩散工序中的加热温度，但为了避免使侵入钢的氮到达所希望的区域所需的时间长到超过实际的生产工序的容许极限的情况，较好是将该加热温度设在300℃以上。
本次所公开的实施方式和实施例在所有点上为例示，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。
产业上利用的可能性
本发明的机械零部件特别适合用作为由含有3.75质量％以上的铬的钢形成且表层部形成有氮富集层的机械零部件。另外，本发明的滚动轴承特别适合用作为要求在恶劣条件下的耐久性有所提高的滚动轴承。
Claims (6)
1.一种机械零部件(11、12、13、21、23、31、32、33、41、42、43、51、52、53)，其特征在于，由含有0.77质量％以上0.85质量％以下的碳、0.01质量％以上0.25质量％以下的硅、0.01质量％以上0.35质量％以下的锰、0.01质量％以上0.15质量％以下的镍、3.75质量％以上4.25质量％以下的铬、4质量％以上4.5质量％以下的钼、0.9质量％以上1.1质量％以下的钒，余分为铁和杂质的钢形成，
在包括表面(11A、12A、13A、21A、23A、31A、32A、33A、41A、42A、43A、51A、52A、53A)在内的区域形成了氮浓度0.05质量％以上的氮富集层(11B、12B、13B、21B、23B、31B、32B、33B、41B、42B、43B、51B、52B、53B)，
所述氮富集层(11B、12B、13B、21B、23B、31B、32B、33B、41B、42B、43B、51B、52B、53B)中的碳浓度和氮浓度的合计值为0.82质量％以上1.9质量％以下；
用显微镜观察所述氮富集层(11B、12B、13B、21B、23B、31B、32B、33B、41B、42B、43B、51B、52B、53B)时，具有长宽比2以上且长7.5μm以上的沿晶界所形成的铁的氮化物(90)的晶界析出物的数量在一边150μm的正方形区域的5个视野内为1个以下。
2.如权利要求1所述的机械零部件(11、12、13、21、23、31、32、33、41、42、43、51、52、53)，其特征在于，所述氮富集层(11B、12B、13B、21B、23B、31B、32B、33B、41B、42B、43B、51B、52B、53B)的厚度为0.11mm以上。
3.如权利要求1所述的机械零部件(11、12、13、21、23、31、32、33、41、42、43、51、52、53)，其特征在于，所述氮富集层(11B、12B、13B、21B、23B、31B、32B、33B、41B、42B、43B、51B、52B、53B)具有830HV以上的硬度。
4.如权利要求1所述的机械零部件(11、12、13、21、23、41、42、43、51、52、53)，其特征在于，被作为构成轴承(1、2、4、5)的零部件使用。
5.一种滚动轴承(4、5)，其特征在于，包括轨道构件(41、42、51、52)和与所述轨道构件(41、42、51、52)接触、被配置在圆环状的轨道上的多个滚动体(43、53)，所述轨道构件(41、42、51、52)为权利要求1所述的机械零部件(41、42、51、52)，所述滚动体(43、53)由陶瓷形成。
6.如权利要求5所述的滚动轴承(4、5、89)，其特征在于，在燃气涡轮发动机(70)的内部，相对于与旋转构件(74、77)邻接的构件自由旋转地支承作为主轴或受所述主轴的旋转而旋转的构件的所述旋转构件(74、77)。
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