CN102245793A - 轴承构成部件及其制造方法以及具备上述轴承构成部件的滚动轴承 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种可以实现滚动轴承的长寿命化且能够确保充分的静态负载能力及尺寸稳定性的轴承构成部件及制造方法、以及长寿命且显示充分的静态负载能力及尺寸稳定性的滚动轴承。对由含有3.2～5.0质量％的Cr、0.05质量％以上且不足0.5质量％的V的钢材得到的成型原材料实施碳氮共渗处理等热处理。由此，将滚动轴承的轴承构成部件的从表面到10μm的范围的表面层的C、N的各含量制成1.1～1.6质量％、0.1～1.0质量％，将距表面50μm深的位置的维氏硬度制成740～900(将洛氏C硬度制成62～67)，将距表面10μm深的位置的γ量制成20～55体积％，在从表面到10μm的范围的表面层中，存在钒氮化物的粒径0.2～2μm的粒子及/或钒碳氮化物的粒径0.2～2μm的粒子，将从表面到10μm的范围的表面层的该粒子的面积率制成1～10％。

Description

轴承构成部件及其制造方法以及具备上述轴承构成部件的滚动轴承
技术领域
本发明涉及轴承构成部件及其制造方法以及具备上述轴承构成部件的滚动轴承。
背景技术
滚动轴承在使用时承受过大的静载荷的情况下、及在极低转速下旋转时承受较大的冲击载荷的情况下，在外内圈的各滚道面和滚动体的接触部分，往往会产生局部的永久变形。该永久变形随着载荷的增大而增大，当超过临界载荷(静额定载荷)时，就会妨碍顺畅旋转。例如，在滚珠轴承的情况下，滚动体和外内圈的滚道部之间的最大接触应力为4200Mpa左右，在滚珠轴承的设计时，要考虑这种应力，确定静额定载荷。
该静额定载荷的提高为了实现滚动轴承的小型轻量化而成为重要的课题之一。
另一方面，滚动轴承在承受载荷而旋转时，在外内圈的各滚道面及滚动体的滚动面上会负荷重复应力。因此，当连续使用一定时期时，就会在构成滚动轴承的轴承构成部件的材料中产生滚动疲劳，在滚道面及滚动面上发生表面剥落。直到发生这种滚道面及滚动面的表面剥落为止的滚动轴承的总转数(称为“滚动疲劳寿命”)作为滚动轴承的更换指标，该滚动疲劳寿命越长，越能减少更换滚动轴承的频率。
作为提高了滚动疲劳寿命的滚动轴承，得知有具备如下内外圈的滚动轴承，例如，将对JIS SUJ2等高碳铬轴承钢实施机械加工等而形成为规定形状的原材料，实施在碳势为1.2以上的渗碳气氛中在840～870℃下加热3小时以上的渗碳处理，然后进行急冷，且进一步实施回火处理，由此将从表面到最大剪切应力起作用的深度为止的范围的表层部的全部碳量制成1.0～1.6质量％，并且将距表面0.5mm深的范围的表层部的基体中的固溶碳量制成0.6～1.0质量％，在表层部使碳化物析出，将所析出的碳化物的量制成以面积率计为5～15％，将上述碳化物粒子的粒径制成3μm以下(参照专利文献1)。
但是，从实现零件小型化的观点来看，附加于外内圈及滚动体的载荷增大、使用温度的高温化等严酷的使用环境下的用途越来越多，正在寻求进一步的高性能化。
另外，滚动轴承在例如杂质混入条件下使用时，杂质会被压入作为轴承构成部件的内外圈及滚动体，往往会在内外圈的滚道面及滚动体的表面上形成压痕。由这种杂质生成的压痕等表面损伤部成为应力集中造成的疲劳剥离的起点，成为降低滚动轴承的寿命的原因之一。
因此，希望实现杂质混入条件下等的滚动轴承的寿命提高。
为了提高滚动轴承的寿命，提出了如下方案，即，对由作为轴承钢的SUJ2构成的钢材形成了规定形状的成型原材料实施碳氮共渗处理，由此得到轴承构成部件。
另外，提出了如下方案，例如，将由含有3.2质量％以上且不足5.0质量％的铬、不足1.0质量％的钼、不足0.5质量％的钒等的钢材形成为规定形状的成型原材料，在碳势为1.2～1.5的渗碳气氛中，加热到850～930℃，然后进行急冷，由此对上述成型原材料实施渗碳处理，随后，通过回火，将滚动轴承的轴承构成部件的表层部的由碳化物构成的粒子的平均粒径制成0.5μm以下，将由上述碳化物构成的粒子的面积率制成9～30％，将洛氏C硬度制成63(维氏硬度770)以上，将表层部的残余奥氏体量制成30～50体积％(参照专利文献2)。
专利文献1：日本特开2004-52101号公报
专利文献2：日本特开2006-176863号公报
发明内容
但是，使用由上述SUJ2构成的钢材而得到的轴承构成部件，由于内部的残余奥氏体量增大，因此残余奥氏体会时效性地变成马氏体，随着体积膨胀，易产生尺寸变化，具有时效性的尺寸稳定性低这种缺点。
另外，上述专利文献2记载的轴承构成部件，由于表层部的残余奥氏体量增大，因此可以实现滚动轴承的长寿命化，但由于该轴承构成部件中的马氏体量相应减少，因此具有屈服应力低且不能确保充分的静态负载能力这种缺点。
因此，具备上述专利文献2记载的轴承构成部件的滚动轴承，虽然寿命延长了，但在使用时承受过大的静载荷的情况下、及在极低转速下旋转时承受较大的冲击载荷的情况下，在内外圈的各滚道面和滚动体的接触部分会产生永久变形，当上述静载荷或冲击载荷超过临界载荷时，就会妨碍顺畅旋转。
并且，上述专利文献2记载的轴承构成部件，与使用由上述SUJ2构成的钢材而得到的轴承构成部件同样，内部的残余奥氏体量增大，因此具有时效性的尺寸稳定性低这种缺点。
本发明是鉴于这种情况而开发的，其目的在于，提供一种可以实现滚动轴承的长寿命化且能够确保充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性的轴承构成部件及其制造方法。另外，本发明的目的在于，提供一种长寿命且显示充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性的滚动轴承。
本发明的轴承构成部件，由含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到，具有进行了精细研磨加工的表面，其特征为，从所述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距所述表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％(也称为“轴承构成部件1”)。另外，所谓从表面到10μm的范围的表面层，规定为表面和距表面10μm深的位置之间的范围。
根据如上所述构成的轴承构成部件1，由于距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)，且距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，因此可以缓和向所述压痕等表面损伤部的应力集中。并且，所述轴承构成部件1由于从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％，因此即使不减少残余奥氏体量，也可以得到较高的屈服应力。
因此，根据本发明的轴承构成部件1，通过向所述压痕等表面损伤部的应力集中的缓和，可以确保滚动轴承的长寿命，且，通过较高的屈服应力，可以确保充分的静态负载能力。
所述钢材优选为含有0.7～0.9质量％的碳、0.05～0.70质量％的硅、0.05～0.7质量％的锰、3.2～5.0质量％的铬、0.1～1.0质量％的钼、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒，且剩余部分为铁及不可避免的杂质的钢材。
在这种情况下，轴承构成部件的制钢时析出的粗大共晶碳化物的量减少，轴承的疲劳破坏得以抑制，并且在淬火后、碳氮共渗及回火后，得以确保充分的硬度。
在本发明的轴承构成部件中，所述轴承构成部件为具有进行了精细研磨加工的滚道部的滚道部件，其中优选，所述钢材含有0.7～0.9质量％的碳；存在于所述滚道部以外的部分的非研磨部的从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量优选为0.7～1.0质量％，且，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800(也称为“轴承构成部件2”)。
在这种情况下，由于存在于所述滚道部以外的部分的从非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800，因此，可以抑制非研磨部的过量渗碳组织的产生。
因此，具备这种构成的轴承构成部件2可以得到所述轴承构成部件1的作用效果，此外，还容易承受来自外部的负载，例如，如果用作滚动轴承的外圈，则可以提高该滚动轴承的滚动疲劳寿命，并且可以对该滚动轴承赋予充分的强度。
本发明的轴承构成部件的制造方法在其中一方面为所述轴承构成部件1的制造方法，其特征为，包括：
加工工序，将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料在850～900℃下加热然后进行急冷的处理；
回火处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在160℃以上加热的回火处理；及
精加工工序，通过对所述回火处理后的中间原材料实施精加工而得到如下的轴承构成部件：所述轴承构成部件中，从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％(也称为“制造方法1”)。
在采用这种构成的制造方法1中，对由含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到的成型原材料，实施在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中将该成型原材料在850～900℃下加热然后进行急冷的碳氮共渗处理，且，对碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在160℃以上加热的回火处理，因此可以使所得到的轴承构成部件的从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)，使距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，使从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中存在由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，使从表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。因此，根据制造方法1，可以得到实现上述优异的作用效果的轴承构成部件1。
另外，本发明的轴承构成部件的制造方法在另一方面为所述轴承构成部件2的制造方法，其特征为，包括：
加工工序，将含有0.7～0.9质量％的碳、3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到至少在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚道部件的成型原材料；
热处理工序，对所述成型原材料，实施包含碳氮共渗处理的热处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中将该成型原材料在850～900℃下加热4小时以上的处理；
精加工工序，通过对所述热处理后的中间原材料的形成所述滚道面的部分实施精细研磨加工，形成所述滚道部，得到如下的滚道部件：所述滚道部件中，从所述滚道部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1质量％以上且不足1.6质量％，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％，存在于从所述滚道部以外的部分的非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800(也称为“制造方法2”)。
根据采用这种构成的制造方法2，对将所述钢材加工成规定形状而得到的成型原材料，在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，在850～900℃下加热4小时以上，由此对所述成型原材料实施碳氮共渗处理，因此可以得到作为实现上述优异的作用效果的轴承构成部件2的滚道部件。
本发明的滚动轴承具有：在内周面具有滚道部的外圈、在外周面具有滚道部的内圈、配置于所述内外圈的两滚道部之间的多个滚动体，其特征为，所述内圈、外圈及滚动体中的至少一种由上述的轴承构成部件构成。
本发明的滚动轴承由于所述内圈、外圈及滚动体中的至少一种由上述轴承构成部件构成，因此显示长寿命且充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性。
本发明的轴承构成部件，通过对将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢加工而成的成型原材料实施碳氮共渗处理以后，再对所得到的中间原材料实施-50～-100℃下的冷处理及精加工而得到，具有进行了精细研磨加工的表面，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中加热到850～900℃然后进行急冷的处理，其特征为，
从进行了所述精细研磨加工的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距所述表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。另外，所谓从表面到10μm的范围的表面层，规定为表面和距表面10μm深的位置之间的范围(也称为“轴承构成部件3”)。
本发明的轴承构成部件3是对实施了所述碳氮共渗处理的中间原材料实施了所述冷处理的部件。由此，在本发明的轴承构成部件中，距进行了精细研磨加工的表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940(洛氏C硬度64～68)，且距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％。
因此，在本发明的轴承构成部件3中，马氏体量增大了，屈服应力高，确保了充分的静态负载能力。由此，根据本发明的轴承构成部件，即使在使用时承受过大的静态载荷的情况下、及在极低转速下的旋转时承受较大的冲击载荷的情况下，也能够减小外内圈的各滚道面和滚动体的接触部分上的局部的永久变形量。
在本发明中，所述轴承构成部件为具有进行了精细研磨加工的滚道部的滚道部件，其中优选，所述钢材含有0.7～0.9质量％的碳，存在于所述滚道部以外的部分的从非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且，距所述非研磨部的表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800。
在这种情况下，存在于所述滚道部以外的部分的从非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且，距所述非研磨部的表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800，因此能够抑制非研磨部中的过量渗碳组织的产生。
因此，作为具备这种构成的轴承构成部件的滚道部件，除所述作用效果以外，还容易承受来自外部的负载，例如，如果用作滚动轴承的外圈，则可以提高该滚动轴承的滚动疲劳寿命，并且可以对该滚动轴承赋予充分的强度。
本发明的滚动轴承具有：在内周面具有滚道部的外圈、在外周面具有滚道部的内圈、配置于所述外内圈的两滚道部之间的多个滚动体，其特征为，
所述外圈为固定圈，并且由上述的轴承构成部件构成。
本发明的滚动轴承由于作为固定圈的外圈由上述的轴承构成部件构成，因此在滚动轴承中，最大接触应力最大的固定圈的静态负载能力得以充分确保。由此，根据本发明的滚动轴承，可以减小作为固定圈的外圈中的与滚动体的接触部分上的永久变形量，即使所述静态载荷或冲击载荷超过临界载荷，也能够确保顺畅旋转。
在本发明的滚动轴承中，优选，所述内圈为驱动圈，且由如下部件构成，所述部件，由含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到，从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
这样，本发明的滚动轴承由于内圈的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，因此即使在混有杂质的润滑油中使用该滚动轴承时，也能缓和该滚动轴承咬入杂质时生成的压痕周围的应力集中，也能抑制表面起点损伤。因此，在这种情况下，能够确保较高的杂质油中寿命。
本发明的轴承构成部件的制造方法，其特征为，包括：
前加工工序，将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中将该成型原材料在850～900℃下加热然后进行急冷的处理；
冷处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在-50～-100℃下冷却的冷处理；及
精加工工序，通过对所述冷处理工序后的中间原材料实施精加工，得到如下的轴承构成部件：所述轴承构成部件中，距表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940(洛氏C硬度为64～68)，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％(也称为“制造方法3”)。
在本发明的轴承构成部件的制造方法3中，对由所述钢材得到的成型原材料实施所述碳氮共渗处理，然后进一步对碳氮共渗处理后的中间原材料实施冷处理，且对这种冷处理后的中间原材料实施精加工，因此可以使碳氮共渗处理后的中间原材料表面上的残余奥氏体变成更硬质的马氏体。
因此，可以将距表面50μm深的位置的维氏硬度制成800～940(洛氏C硬度64～68)，将距表面10μm深的位置的残余奥氏体量制成5～30体积％，将从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量制成0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中存在由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，将从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率制成1～10％。
因此，通过采用这种构成的制造方法而得到的轴承构成部件，在用作滚动轴承中的固定圈的情况下，可以实现上述的轴承构成部件的作用效果。
本发明的滚道部件的制造方法，是作为上述轴承构成部件的滚道部件的制造方法，其特征为，包括：
加工工序，将含有0.7～0.9质量％的碳、3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到至少在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚道部件的成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料在850～900℃下加热4小时以上然后进行急冷的处理；
冷处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在-50～-100℃下冷却的冷处理；及
精加工工序，通过对所述冷处理工序后的中间原材料的形成所述滚道面的部分实施精细研磨加工，形成所述滚道部，得到如下的滚道部件：所述滚道部件中，从所述滚道部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1质量％以上且不足1.6质量％，距所述表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％，存在于所述滚道部以外的部分的从非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且距所述非研磨部的表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800(称为“制造方法4”)。
根据采用这种构成的滚道部件的制造方法4，对将所述钢材加工成规定形状而得到的至少在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚道部件的成型原材料，实施所述碳氮共渗处理，然后进一步对碳氮共渗处理后的中间原材料实施冷处理，且对这种冷处理后的中间原材料实施精加工，因此可以使碳氮共渗处理后的中间原材料的形成滚道面的部分的表面中的残余奥氏体变成更硬质的马氏体。
因此，可以将滚道部件的从滚道部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量制成1.1质量％以上且不足1.6质量％，将距所述表面50μm深的位置的维氏硬度制成800～940，将距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量制成5～30体积％，将从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量制成0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中存在由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且将从所述表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率制成1～10％，使存在于所述滚道部以外的部分的从非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且将距该表面50μm深的位置的维氏硬度制成700～800。
因此，通过采用这种构成的制造方法得到的轴承构成部件能够实现上述的作用效果。
发明效果
根据本发明的轴承构成部件及其制造方法，可以实现如下优异的效果，即，可以实现滚动轴承的长寿命化，且能够确保充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性。另外，根据本发明的滚动轴承，可以实现长寿命且显示充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性这种优异的效果。
附图说明
图1是表示本发明第一实施方式及第二实施方式的轴承构成部件的一个例子即作为具有内圈、外圈及滚珠的滚动轴承的滚珠轴承的概要说明图；
图2A是表示本发明第一实施方式的轴承构成部件的一个例子即内外圈的制造方法的工序图；
图2B是表示本发明第二实施方式的轴承构成部件即外圈的制造方法的工序图；
图3是表示实验编号1-1即实施例1-1的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-1的热处理条件的线图；
图4是表示实验编号1-2即实施例1-2及实施例1-4的内外圈制造时的热处理条件以及实验编号2-12的热处理条件的线图；
图5是表示实验编号1-3即实施例1-3的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-13的热处理条件的线图；
图6是表示实验编号1-4即比较例1-1及比较例1-9的内外圈制造时及使用该内外圈的滚珠轴承的滚动体制造时的热处理条件以及实验编号2-6及比较例2-8的热处理条件的线图；
图7是表示实验编号1-5即比较例1-2的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-7的热处理条件的线图；
图8是表示实验编号1-6即比较例1-3的内外圈的制造时以及使用实施例1-1～1-3及比较例1-2～1-7的内外圈的滚珠轴承的滚动体制造时的热处理条件及实验编号2-2的热处理条件的线图；
图9是表示实验编号1-7即比较例1-4的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-8的热处理条件的线图；
图10是表示实验编号1-8即比较例1-5的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-9的热处理条件的线图；
图11是表示实验编号1-9即比较例1-6的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-10的热处理条件的线图；
图12是表示实验编号1-10即比较例1-7的内外圈制造时的热处理条件及实验编号2-11的热处理条件的线图；
图13(A)是表示实施例1-1的内圈表面的碳的映像的附图代用照片；(B)是表示实施例1-1的内圈表面的氮的映像的附图代用照片；及(C)是表示实施例1-1的内圈表面的钒的映像的附图代用照片；
图14是概要地表示试验例1-1的滚道圈压痕深度的测定单元的示意图；
图15是在试验例1-2中表示试验时间和累积损坏概率的关系的坐标图；
图16是在试验例1-3中表示时效时间和尺寸变化率的关系的坐标图；
图17是表示实验编号1-11即实施例1-5的热处理条件及实施例2-3的热处理条件的线图；
图18是表示实验编号1-12即实施例1-6的热处理条件的线图；
图19是表示实验编号1-13即实施例1-7的热处理条件的线图；
图20是表示实验编号1-14即比较例1-8的热处理条件及比较例2-10的热处理条件的线图；
图21是表示实验编号1-15即比较例1-10的热处理条件及比较例2-9的热处理条件的线图；
图22是表示实验编号1-16即比较例1-11的热处理条件及比较例2-11的热处理条件的线图；
图23是表示实验编号1-17即比较例1-12的热处理条件及比较例2-12的热处理条件的线图；
图24是表示利用电子显微镜观察实施例1-4的滚道部件的滚道部表面(研磨部)的结果的附图代用照片；
图25是表示利用电子显微镜观察实施例1-4的滚道部件的滚道部表面〔研磨部(图中，A)〕及非研磨部(图中，B)的表面的结果的附图代用照片；
图26是表示利用电子显微镜观察比较例1-12的滚道部件的滚道部表面〔研磨部(图中，C)〕及非研磨部(图中，D)的表面的结果的附图代用照片；
图27是表示实验编号2-3的热处理条件的线图；
图28是表示实验编号2-4的热处理条件的线图；
图29是表示实验编号2-5的热处理条件的线图；
具体实施方式
〔轴承构成部件及滚动轴承〕
(第一实施方式)
下面，利用附图对本发明第一实施方式的轴承构成部件进行说明。图1是表示作为具有本发明第一实施方式的轴承构成部件之一例的内圈、外圈及滚珠的滚动轴承的滚珠轴承的概要说明图。
滚珠轴承10具备：在外周面具有滚道部1a的内圈1、在内周面具有滚道部2a的外圈2、配置于内外圈1、2的两滚道部1a、2a之间的作为多个滚动体的滚珠3、在周方向上每隔规定间隔保持多个滚珠3的保持器4。
内圈1的滚道部1a、端面1b、肩面1c、及内周面1d的表面为进行了精细研磨加工的研磨部。另一方面，与内圈1的端面1b和内周面1d连接的截面R形状的内圈1的内周侧的倒角1e、与端面1b和肩面1c连接的截面直线形状的内圈1的外周侧的倒角1f作为不进行精细研磨加工的非研磨部而构成。
外圈2的滚道部2a、端面2b、肩面2c、及外周面2d的表面为进行了精细研磨加工的研磨部。另一方面，与外圈2的端面2b和外周面2d连接的截面R形状的外圈2的外周侧的倒角2e、与端面2b和肩面2c连接的截面直线形状的外圈2的内周侧的倒角2f作为不进行精细研磨加工的非研磨部而构成。
内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的距表面50μm深的位置的硬度，从在混有杂质的润滑油中使用滚珠轴承10时减小在咬入上述杂质时生成的压痕的尺寸的观点出发，为维氏硬度740(洛氏C硬度62)以上，从防止脆化的观点出发，为维氏硬度900(洛氏C硬度67)以下。
另外，在本说明书中，维氏硬度是指，在从表面起沿深度方向切断上述内圈以后，在距上述表面50μm深的位置，压入维氏压头而测定的值。另外，在本说明书中，洛氏C硬度是指，通过将所测定的维氏硬度变换而求得的值。
内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量(表层部残余奥氏体量)，从缓和压痕等表面损伤部周围的应力集中的观点出发，为20体积％以上，从得到充分的表面硬度的观点出发，为55体积％以下。
另外，内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的内部(比形成于表面的碳氮共渗层更深的区域，作为一个例子，在型号6206轴承的情况下，距表面1.5mm以上深的位置)的残余奥氏体量(内部残余奥氏体量)，从得到良好的尺寸稳定性的观点出发，为15体积％以下。内部残余奥氏体量的下限可以适当设定，例如，可以设为3体积％以上。由此，可以提高尺寸稳定性。
另外，在本说明书中，“尺寸稳定性”是指，相对于时效性的尺寸变化的稳定性。
在内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层，存在有由钒氮化物构成的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒子。上述粒子的粒径，从通过基于奥罗万(orowan)机理的分散强化来提高屈服应力的观点出发，包含0.2μm以上的粒径，从通过奥斯特瓦尔德(Ostwald)熟化而诱发粒子粗大化的观点出发，优选为2μm以下。另外，在研磨部的从表面到10μm的范围的表面层，也含有粒径不足0.2μm的粒子。
另外，在内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的表面上，析出有渗碳体及M7C3型碳化物及M23C6型碳化物。
内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层中的由上述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率，从通过基于奥罗万机理的分散强化来提高屈服应力而确保充分的静态负载能力的观点出发，为1％以上，从通过抑制过量的氮向钢材中渗入而确保所需的碳量，来得到作为轴承构成部件的维氏硬度(距表面50μm深的位置的维氏硬度)740～900(洛氏C硬度62～67)，且实现长寿命化，并且确保充分的静态负载能力的观点出发，为10％以下。另外，在本说明书中，上述粒子的面积率是指，从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子和由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子加在一起的粒子的面积率。
内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层中的碳的含量，从确保具有向上述压痕等表面损伤部的应力集中的缓和效果的残余奥氏体量且制成高表面硬度的观点出发，为1.1质量％以上，从通过减少上述表面层中的碳化物的粗大析出物(例如，粒径超过10μm的析出物)的存在量来进一步提高寿命的观点出发，为1.6质量％以下。
内外圈1、2的包含滚道部1a、2a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层的氮的含量，从通过基于奥罗万机理的分散强化来提高屈服应力，从而确保充分的静态负载能力，并且得到充分的抗压强度的观点出发，为0.1质量％以上，从通过抑制过量的氮向钢材中渗入且确保所需的碳量，来得到作为轴承构成部件的维氏硬度(距表面50μm深的位置的维氏硬度)740～900(洛氏C硬度62～67)，且实现长寿命化，并且确保充分的静态负载能力，同时防止过量氮化引起的脆化的观点出发，为1.0质量％以下。
另外，在第一实施方式的一个实施方式中，在包含滚道部1a、2a的研磨部的从表面到10μm的范围的表面层，也可以具有粒径500nm以下的由氮化物构成的粒子(氮化物粒子)，该表面层中的含氮化物的析出物的面积率也可以为5～20％。在这种情况下，过量渗碳组织的发生得到了抑制，可以得到充分的抗压强度。
另外，在第一实施方式的一个实施方式中，包含滚道部1a、2a的研磨部的从表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率，从抑制非研磨部的过量渗碳组织的发生而得到充分的抗压强度的观点出发，优选为5％以上，从防止过量氮化引起的脆化的观点出发，优选为20％以下。
另外，在第一实施方式的一个实施方式中，包含内圈的内周侧的倒角1e、内圈的外周侧的倒角1f、外圈的外周侧的倒角2e、及外圈的内周侧的倒角2f的非研磨部的从表面到10μm的范围的表面层中的碳的含量，从得到用于确保作为轴承的静强度的硬度的观点出发，为0.7质量％以上，从抑制非研磨部中的过量渗碳组织的发生而得到充分的抗压强度的观点出发，为1.0质量％以下。
另外，在第一实施方式的一个实施方式中，包含内圈的内周侧的倒角1e、内圈的外周侧的倒角1f、外圈的外周侧的倒角2e、及外圈的内周侧的倒角2f的非研磨部的从表面到50μm深的位置的维氏硬度，作为滚珠轴承，从得到充分的强度的观点出发，为700以上，从确保充分的韧性的观点出发，为800以下。
〔轴承构成部件的制造方法〕
接着，对本发明第一实施方式的轴承构成部件的制造方法进行说明。图2A是本发明第一实施方式的轴承构成部件之一例即内外圈的制造方法的工序图。
首先，对由含有0.7～0.9质量％的碳、3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材构成的外圈的环状原材料23〔参照图2A(a)〕实施切削加工等，加工成规定形状，得到外圈的成型原材料24(前加工工序)〔参照图2A(b)〕，所述外圈的成型原材料24在分别形成滚道面21a、端面21b、肩面21c及外周面21d的部分具有研磨余量，并且具有与端面21b和外周面21d连接的不进行研磨的截面R形状的外圈的外周侧的倒角21e、与端面21b和肩面21c连接的不进行研磨的截面直线形状的外圈的内周侧的倒角21f。另外，对由与外圈的环状原材料23相同的钢材构成的内圈的环状原材料13〔参照图2A(f)〕实施切削加工等，加工成规定形状，得到内圈的成型原材料14(前加工工序)〔参照图2A(g)〕，所述内圈的成型原材料14在分别形成滚道面11a、端面11b、肩面11c及内周面11d的部分具有研磨余量，并且具有与端面11b和内周面11d连接的不进行研磨的截面R形状的内圈的内周侧的倒角11e、与端面11b和肩面11c连接的不进行研磨的截面直线形状的内圈的外周侧的倒角11f。
作为上述钢材，可以使用含有0.7～0.9质量％的碳、0.05～0.70质量％的硅、0.05～0.7质量％的锰、3.2～5.0质量％的铬、0.1～1.0质量％的钼、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒，其余为铁及不可避免的杂质的钢材。
根据这种钢材，内外圈各自的表面上的制钢时析出的粗大的共晶碳化物的量减少，可以抑制轴承的疲劳破坏，并且在淬火后、碳氮共渗及回火后，可以确保充分的硬度。
此外，根据上述钢材，为了提高滚动轴承的寿命，即使在将内外圈各自的进行了研磨后的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量制成55体积％的情况下，也可以确保充分的硬度，并且可以提高尺寸稳定性。
另外，通常，作为钢材，在使用轴承钢即由SUJ2构成的钢材的情况下，当内部残余奥氏体量超过5体积％时，具有尺寸稳定性变差的倾向。但是，在使用含有上述3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材的情况下，通过将内外圈的滚道部的内部(比形成于表面的渗碳硬化层更深的区域，作为一个例子，在型号6206轴承的情况下，距表面1.5mm以上深的位置)的残余奥氏体量(内部残余奥氏体量)制成15体积％以下，可以得到良好的尺寸稳定性。
在上述钢材中，碳是发挥如下作用的元素，即，在进行下道工序的碳氮共渗处理工序时，使钢材的硬度上升，得到用于确保强度的内部硬度。另外，碳是发挥如下作用的元素，即，通过制成在后述的碳氮共渗处理前钢材中残余大量的未固溶的碳化物，且在碳氮共渗处理后也残余微细且大量的未固溶的碳化物的状态，可以提高滚动疲劳寿命。
上述钢材中所含的碳的含量，从钢材中充分地残余未固溶的碳化物的观点出发，为0.7质量％以上，从充分地得到碳氮共渗处理前的加工性，并且在制造钢材时抑制易成为疲劳破坏起点的粗大共晶碳化物的生成的观点出发，为0.9质量％以下。
另外，在上述钢材中，铬是发挥如下作用的元素，即，通过在碳氮共渗处理前的阶段，生成在碳氮共渗处理时作为析出核发挥作用的大量的未固溶的碳化物，且在碳氮共渗后的表面碳氮共渗层上，析出微细碳化物(M7C3型碳化物、M23C6型碳化物)、微细碳氮化物〔M7(C，N)3型碳氮化物、M23(C，N)6型碳氮化物〕及微细氮化物(CrN、VN)，来提高轴承构成部件的滚动疲劳寿命。另外，铬进行钢材中的碳氮化物及氮化物的生成促进引起的钢材最表面层中的氮化反应的促进，并且进行渗碳反应的抑制(过量渗碳组织的发生的抑制)。
从为了得到上述效果的观点出发，钢材中所含的铬的含量为3.2质量％以上，从容易进行成为疲劳破坏起点的共晶碳化物的生成的抑制的观点及降低成本的观点出发，为5.0质量％以下。
在上述钢材中，钒是与碳的亲和力非常强的元素，是形成碳化物的元素。另外，由碳和钒生成的碳化钒，与碳化钼相比，固溶温度高，因此在本发明的轴承构成部件的制造时的碳氮共渗处理的温度范围内，在碳氮共渗处理前存在的许多碳化钒不固溶，作为未固溶的碳化钒存在于钢材中。这种未固溶的碳化钒作为碳氮共渗处理时的碳化物(VC)、碳氮化物〔V(C，N)〕及氮化物〔(Cr，V)N〕等的析出核发挥作用，并且有助于上述碳化物、碳氮化物、氮化物等析出物的微细化，可以提高钢材的硬度及滚动疲劳寿命。并且，钒不亚于钢材中的铬，可以进行碳氮化物及氮化物的生成促进引起的钢材最表面层中的氮化反应的促进及渗碳反应的抑制(过量渗碳组织的发生的抑制)。
从为了得到上述效果的观点出发，钢材中所含的钒的含量为0.05质量％以上，从通过抑制碳化钒的生成来充分确保固溶碳量且充分确保残余奥氏体量的观点出发，为不足0.5质量％。
在上述钢材中，硅是为了钢的精炼时的脱氧所必需的元素。另外，硅具有难以固溶于碳化物的性质，因此硅是具有抑制碳化物粗大生长的效果的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的硅的含量为0.05质量％以上，从充分得到碳氮共渗处理前的加工性的观点出发，为0.70质量％以下。
在上述钢材中，锰是使钢材中的奥氏体稳定化的元素。另外，锰是通过增大钢材中所含的量可以容易地使残余奥氏体量增加的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的锰的含量为0.05质量％以上，从使钢材中的未固溶的碳化物的量增加且使碳化物析出从而提高钢材的硬度并且提高滚动疲劳寿命的观点、以及得到充分的热加工性及机械加工性的观点出发，为0.7质量％以下，优选为0.50质量％以下。
在上述钢材中，钼是与碳的亲和力比铬更强的元素，是与碳化物及碳氮化物的生成相关的元素。另外，钼是使制造本发明的轴承构成部件时的碳氮共渗处理的温度下的碳化物及碳氮化物的固溶温度上升，且使未固溶的碳化物及碳氮化物增加的元素。因此，钼是用于使碳氮共渗处理后的表面碳氮共渗层中的微细碳化物量及碳氮化物量增大，且使钢材的硬度上升的重要元素。另外，钼使钢材的淬火性提高，并且使钢材中的残余奥氏体量增大。另外，钼是使碳化物(M23C6型碳化物)及碳氮化物〔M23(C、N)6型碳氮化物〕高效地析出的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的钼的含量为0.10质量％以上，从降低成本的观点、及抑制成为疲劳破坏的起点的粗大共晶碳化物的生成的观点出发，为1.0质量％以下。
接着，对所得到的外圈的成型原材料24及内圈的成型原材料14实施热处理，使其硬化为该外圈的成型原材料24及内圈的成型原材料14各自的表面硬度成为例如维氏硬度(Hv)700以上〔参照图2A(c)及(d)、图2A(h)及(i)〕。
在这种热处理工序中，首先，将上述成型原材料在碳势为0.9～1.3且氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料加热到850～900℃进行保持，其后，进行急冷(碳氮共渗处理工序)〔参照图2A(c)及图2A(h)〕。
碳氮共渗气氛的碳势，从形成充分的渗碳深度的渗碳层而赋予充分的硬化层的观点出发，为0.9以上，从将外圈2及内圈1各自的包含上述钒氮化物或钒碳氮化物的析出物的面积率制成上述范围、并且抑制过量渗碳组织的发生的观点出发，为1.3以下。
另外，碳氮共渗气氛的氨气浓度，从抑制过量渗碳组织的发生的观点出发，为2体积％以上，从防止过量氮化引起的脆化的观点出发，为5体积％以下。
碳氮共渗气氛的加热保持温度，从形成充分的硬化层的观点出发，为850℃以上，从抑制过量的碳向轴承构成部件中渗入而抑制过量渗碳组织的发生并且抑制粗大碳化物的析出的观点出发，为900℃以下。
另外，加热保持时间，从在表面层的强化中得到充分的渗碳深度的观点出发，为4小时以上。
急冷通过冷却油的油浴中的油冷来进行。通常，冷却油的油浴温度只要为60～180℃即可。
接着，对上述碳氮共渗处理后的中间原材料进行加热至160℃以上的温度而保持的回火处理〔参照图2A(d)及图2A(i)〕(回火处理工序)。
回火处理的加热保持温度，从淬火处理后恢复马氏体的韧性的观点出发，为160℃以上，从抑制残余奥氏体分解的观点出发，为250℃以下。
其后，对回火处理后的外圈的成型原材料24(中间原材料)的分别形成滚道面21a、端面21b、肩面21c、及外周面21d的部分实施研磨加工，并且对滚道面21a实施超精加工，精加工到规定精度〔参照图2A(e)〕。
这样就可以得到目标外圈21。在此，滚道面21a、端面21b、肩面21c、及外周面21d作为研磨部而构成，该外圈21中，外圈的外周侧的倒角21e和外圈的内周侧的倒角21f作为不进行研磨的非研磨部而构成。
另外，同样，对热处理后的内圈的成型原材料14(中间原材料)的滚道面11a、端面11b、肩面11c、及内周面11d实施研磨加工，并且对滚道面11a实施超精加工，精加工到规定精度〔参照图2A(j)〕。
这样就可以得到目标内圈11。在这种内圈11中，滚道面11a、端面11b、肩面11c、及内周面11d作为研磨部而构成，该内圈11中，内圈的内周侧的倒角11e和内圈的外周侧的倒角11f作为不进行研磨的非研磨部而构成。
〔变形例〕
在图1所示的作为滚动轴承的滚珠轴承10中，只要内圈、外圈及滚珠中的至少一个为本发明第一实施方式的轴承构成部件即可。
这种滚珠轴承10，作为外圈，具备作为本发明第一实施方式的轴承构成部件的外圈21(例如，参照图2A(e))，另一方面，也可以具备与本发明不同的内圈，或者，作为内圈，具备作为本发明第一实施方式的轴承构成部件的内圈11(例如，参照图2A(j))，另一方面，也可以具备与本发明不同的外圈。
(第二实施方式)
〔轴承构成部件及具备该轴承构成部件的滚动轴承〕
下面，利用附图对作为本发明第二实施方式的轴承构成部件的外圈进行说明。关于第二实施方式，与第一实施方式的滚动轴承的例子同样地，也利用图1进行说明。即，对同样的部件使用同一参照标号，下面，基于图1进行说明。图1是表示作为具备本发明第二实施方式的轴承构成部件(外圈)的滚动轴承的滚珠轴承的构造的概要说明图。
与第一实施方式同样，第二实施方式的滚珠轴承10具备：在内周面具有滚道部2a的外圈2、在外周面具有滚道部1a的内圈1、配置于内外圈1、2的两滚道部1a、2a之间的作为多个滚动体的滚珠3、和在周方向上每隔规定间隔保持多个滚珠3的保持器4。
外圈2的滚道部2a、端面2b、肩面2c、及外周面2d的表面为进行了精细研磨加工的研磨部。
另一方面，与外圈2的端面2b和外周面2d连接的截面R形状的外圈2的外周侧的倒角2e、与端面2b和肩面2c连接的截面直线形状的外圈2的内周侧的倒角2f作为不进行精细研磨加工的非研磨部而构成。
另外，内圈1的滚道部1a、端面1b、肩面1c、及内周面1d的表面为进行了精细研磨加工的研磨部。另一方面，与内圈1的端面1b和内周面1d连接的截面R形状的内圈1的内周侧的倒角1e、与端面1b和肩面1c连接的截面直线形状的内圈1的外周侧的倒角1f作为不进行精细研磨加工的非研磨部而构成。
在滚珠轴承10中，外圈2为固定圈，内圈1为驱动圈。
而且，当设滚珠3的直径为Bd时，内圈1的滚道部1a的滚道面的曲率半径为0.505Bd，外圈2的滚道部2a的滚道面的曲率半径为0.53Bd。这样，在滚珠轴承10中，与内圈1的曲率半径相比，外圈2的曲率半径大，因此外圈2和滚珠3之间的最大接触应力比内圈1和滚珠3之间的最大接触应力大。
因此，在外圈2中，与内圈1相比，通过减少残余奥氏体量，提高了静态负载能力。由此，在外圈2中，实现了永久变形的发生的抑制。
另一方面，在内圈1中，与外圈2相比，通过增多残余奥氏体量，缓和了向咬入杂质时生成的压痕周围的应力集中。由此，在内圈1中，实现了杂质油中寿命的提高。
外内圈2、1都由从含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到的部件构成。
在固定圈即外圈2中，包含滚道部2a的研磨部的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，与内圈1的包含滚道部1a的研磨部相比，上述残余奥氏体量少。由此，在外圈2中，马氏体量多，因此屈服应力高，确保了充分的静态负载能力。
这样，在外圈2中，包含滚道部2a的研磨部的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5体积％以上，因此作为外圈，确保了充分的寿命性能。另外，滚道部2a的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为30体积％以下，因此作为外圈，确保了充分的静态负载能力。
因此，在滚珠轴承10的最大接触应力的负载最大的情况下，在作为固定圈的外圈2中，也确保了充分的静态负载能力，因此可以减小外内圈的各滚道面和滚动体的接触部分的永久变形量，可以维持圆滑的旋转。
在外圈2中，包含滚道部2a的研磨部的距表面50μm深的位置的硬度，从作为外圈确保充分的寿命及静态负载能力的观点出发，为维氏硬度800(洛氏C硬度64)以上，从抑制脆化且作为轴承确保充分的韧性的观点出发，为维氏硬度940(洛氏C硬度68)以下。
另外，在第二实施方式的一个实施方式中，在包含滚道部2a的研磨部的从表面到10μm的范围的表面层，也可以具有粒径500nm以下的由氮化物构成的粒子(氮化物粒子)，该表面层中的含有氮化物的析出物的面积率也可以为5～20％。在这种情况下，抑制了过量渗碳组织的发生，可以得到充分的抗压强度。
另外，在第二实施方式的一个实施方式中，包含滚道部2a的研磨部的从表面到10μm的范围的表面层中的含有氮化物的析出物的面积率，从得到充分的抗压强度的观点出发，优选为5％以上，从防止过量氮化引起的脆化的观点出发，优选为20％以下。
另外，在第二实施方式的一个实施方式中，包含外圈2的外周侧的倒角2e、及外圈2的内周侧的倒角2f的非研磨部的从表面到10μm的范围的表面层的碳的含量，从得到用于确保作为轴承的静强度的硬度的观点出发，为0.7质量％以上，从抑制非研磨部的过量渗碳组织的发生而得到充分的抗压强度的观点出发，为1.0质量％以下。
另外，在第二实施方式的一个实施方式中，包含外圈2的外周侧的倒角2e、及外圈2的内周侧的倒角2f的非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度，从得到作为滚珠轴承充分的强度的观点出发，为700以上，从确保充分的韧性的观点出发，为800以下。
另一方面，在驱动圈即内圈1中，包含其滚道部1a的研磨部的距表面10μm深的位置的残余奥氏体量，从在混有杂质的润滑油中使用滚珠轴承10时缓和向咬入上述杂质时生成的压痕周围的应力集中的观点出发，为20体积％以上，从得到作为内圈充分的表面硬度的观点出发，为55体积％以下。
另外，在内圈1中，包含滚道部1a的研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度为740(洛氏C硬度为62)以上，因此在混有杂质的润滑油中使用滚珠轴承10时，可以减小咬入上述杂质时生成的压痕的尺寸。另外，在内圈1中，包含滚道部1a的研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度为900(洛氏C硬度为67)以下，因此可以防止脆化。
另外，距表面50μm深的位置的维氏硬度为如下的测定值，即，在从表面起沿深度方向切断上述外圈2及上述内圈1之后，在距上述表面50μm深的位置，压入维氏压头而测定的值。另外，洛氏C硬度是通过将所测定的维氏硬度变换而求得的值。
在外内圈2、1的包含滚道部2a、1a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层，存在有由钒氮化物构成的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒子。上述粒子的粒径，从通过基于奥罗万机理的分散强化来提高屈服应力的观点出发，为0.2μm以上，从通过奥斯特瓦尔德熟化而诱发粒子粗大化的观点出发，优选为2μm以下。另外，在研磨部的从表面到10μm的范围的表面层，也含有粒径不足0.2μm的粒子。
另外，在外内圈2、1的包含滚道部2a、1a的研磨部及滚珠3各自的表面上，析出有渗碳体及M7C3型碳化物及M23C6型碳化物。
外内圈2、1的包含滚道部2a、1a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层的由上述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率，从通过基于奥罗万机理的分散强化来提高屈服应力而在固定圈及驱动圈各圈上确保充分的静态负载能力的观点出发，为1％以上，从通过抑制过量的氮向钢材中渗入且确保所需的碳量，而将距上述表面50μm的深的位置的洛氏C硬度(或维氏硬度)制成与固定圈及驱动圈各圈相应的规定值，且在固定圈及驱动圈各圈上确保充分的静态负载能力的观点出发，为10％以下。另外，在本说明书中，上述粒子的面积率是指，从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子和由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子加在一起的粒子的面积率。
外内圈2、1的包含滚道部2a、1a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层的碳的含量，从将具有向压痕等表面损伤部的应力集中的缓和效果的残余奥氏体量制成与固定圈及驱动圈各圈相应的规定值，且制成与固定圈及驱动圈各圈相应的规定的表面硬度的观点出发，为1.1质量％以上，从通过减少上述表面层中的碳化物的粗大析出物(例如，粒径超过10μm的析出物)的存在量，来进一步提高寿命的观点出发，为1.6质量％以下。
外内圈2、1的包含滚道部2a、1a的研磨部及滚珠3各自的从表面到10μm的范围的表面层中的氮的含量，从通过基于奥罗万机理的分散强化来提高屈服应力，从而确保充分的静态负载能力的观点出发，为0.1质量％以上，从通过抑制过量的氮向钢材中渗入且确保所需的碳量，来将距表面50μm深的位置的维氏硬度(或洛氏C硬度)及残余奥氏体量制成与固定圈及驱动圈各圈相应的规定值，且实现长寿命化，并且在固定圈及驱动圈各圈上确保充分的静态负载能力的观点出发，为1.0质量％以下。
滚动体即滚珠3也可以为由JIS SUJ2构成的部件构成的通常的滚动体。另外，滚珠3也可以由与外圈2同样的轴承构成部件构成。
另外，在第二实施方式的滚珠轴承10中，外圈2为固定圈，内圈1为驱动圈，但在本发明中，也可以是内圈1为固定圈，外圈2为驱动圈。该情况下，作为固定圈即内圈1，关于研磨部，使用如下的轴承构成部件，即，从表面到10μm的范围的表面层的碳的含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940(洛氏C硬度为64～68)，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮的含量为0.1～1.0质量％，在从上述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且从上述表面到10μm的范围的表面层中的由上述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
另外，外圈2可以通过后述的本发明第二实施方式的轴承构成部件的制造方法来制造。
另外，内圈1例如通过如下工序得到，即，将含有3.2～5.0质量％的铬、和0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状得到的成型原材料，在碳势0.9～1.3且氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料加热到850～900℃，进行急冷，然后对所得到的中间原材料实施加热到160℃以上的回火处理，其后，实施精加工。
〔轴承构成部件的制造方法〕
接着，作为上述轴承构成部件的制造方法的例子，对外圈的制造方法进行说明。图2B是本发明第二实施方式的轴承构成部件(外圈)的制造方法的工序图。
首先，制造由含有3.2～5.0质量％的铬、和0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材构成的外圈的环状原材料63〔参照图2B(a)〕，对所得到的环状原材料63实施切削加工等，加工成规定形状，得到如下所述的外圈的成型原材料64〔“前加工工序”，参照图2B(b)〕，所述外圈的成型原材料64在形成滚道面61a、端面61b、肩面61c及外周面61d各面的部分具有研磨余量，并且具有与端面61b和外周面61d连接的不进行研磨的截面R形状的外圈的外周侧的倒角61e、与端面61b和肩面61c连接的不进行研磨的截面直线形状的外圈的内周侧的倒角61f。
作为上述钢材，可以使用含有0.7～0.9质量％的碳、0.05～0.70质量％的硅、0.05～0.7质量％的锰、3.2～5.0质量％的铬、0.1～1.0质量％的钼、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒，其余为铁及不可避免的杂质的钢材。
根据这种钢材，外圈61的表面的制造时析出的粗大共晶碳化物的量减少，可以抑制轴承中的疲劳破坏，并且在淬火后及碳氮共渗及回火后，可以确保充分的硬度。
在上述钢材中，碳是发挥如下作用的元素，即，在进行下道工序的碳氮共渗处理工序时，使钢材的硬度上升，得到用于确保强度的内部硬度。另外，碳是发挥如下作用的元素，即，通过制成在后述的碳氮共渗处理前在钢材中残余大量的未固溶的碳化物，且在碳氮共渗处理后也残余微细且大量的未固溶的碳化物的状态，可以提高滚动疲劳寿命。
上述钢材中所含的碳的含量，从在钢材中充分地残余未固溶的碳化物的观点出发，为0.7质量％以上，从充分地得到碳氮共渗处理前的加工性，并且在制造钢材时抑制易成为疲劳破坏起点的粗大共晶碳化物的生成的观点出发，为0.9质量％以下。
另外，在上述钢材中，铬是发挥如下作用的元素，即，通过在碳氮共渗处理前的阶段，生成在碳氮共渗处理时作为析出核发挥作用的大量的未固溶的碳化物，且在碳氮共渗后的表面碳氮共渗层上析出微细碳化物(M7C3型碳化物、M23C6型碳化物)、微细碳氮化物〔M7(C，N)3型碳氮化物、M23(C，N)6型碳氮化物〕及微细氮化物(CrN、VN)，来提高轴承构成部件的滚动疲劳寿命，并且提高对后述的回火处理工序的回火软化的抵抗性。另外，铬进行钢材中的碳氮化物及氮化物的生成促进引起的钢材最表面层的氮化反应的促进，并且进行渗碳反应的抑制(过量渗碳组织的发生的抑制)。
从用于得到上述效果的观点出发，钢材中所含的铬的含量为3.2质量％以上，从容易进行成为疲劳破坏起点的共晶碳化物的生成的抑制的观点及降低成本的观点出发，为5.0质量％以下。
在上述钢材中，钒是与碳的亲和力非常强的元素，是形成碳化物的元素。另外，由碳和钒生成的碳化钒，与碳化钼相比，固溶温度高，因此在本发明的轴承构成部件的制造时的碳氮共渗处理的温度范围内，在碳氮共渗处理前存在的碳化钒大多不固溶，作为未固溶的碳化钒存在于钢材中。这种未固溶的碳化钒作为碳氮共渗处理时的碳化物(VC)、碳氮化物〔V(C，N)〕及氮化物〔(Cr，V)N〕等的析出核发挥作用，并且有助于上述碳化物、碳氮化物、氮化物等析出物的微细化，可以提高钢材的硬度及滚动疲劳寿命。并且，钒不亚于钢材中的铬，可以进行碳氮化物及氮化物的生成促进引起的钢材最表面层的氮化反应的促进及渗碳反应的抑制(过量渗碳组织的发生的抑制)。另外，钒作为用于提高对后述的回火处理工序造成的回火软化的抵抗性的元素发挥作用。从用于得到上述效果的观点出发，钢材中所含的钒的含量为0.05质量％以上，从通过抑制碳化钒的生成来充分确保固溶碳量且确保作为固定圈即外圈充分的残余奥氏体量的观点出发，为不足0.5质量％。
在上述钢材中，硅是为了钢的精炼时的脱氧所必需的元素。另外，硅具有难以固溶于碳化物的性质，因此硅是具有抑制碳化物的粗大生长的效果的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的硅的含量为0.05质量％以上，从在碳氮共渗处理前确保充分的加工性并且降低钢材及加工等所需的成本的观点出发，为0.70质量％以下。
在上述钢材中，锰是使钢材中的奥氏体稳定化的元素。另外，锰是通过增大钢材中所含的量可以容易地使残余奥氏体量增加的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的锰的含量为0.05质量％以上，从使钢材中的未固溶的碳化物的量增加且使碳化物析出从而提高钢材的硬度、并且得到充分的热加工性及机械加工性的观点出发，为0.7质量％以下，优选为0.50质量％以下。
在上述钢材中，钼是与碳的亲和力比铬更强的元素，是与碳化物及碳氮化物的生成相关的元素。另外，钼是使制造本发明的轴承构成部件时的碳氮共渗处理的温度中的碳化物及碳氮化物的固溶温度上升，且使未固溶的碳化物及碳氮化物增加的元素。因此，钼是用于使碳氮共渗处理后的表面碳氮共渗层中的微细碳化物量及碳氮化物量增加，且使钢材的硬度上升的重要元素。另外，钼使钢材的淬火性提高，并且使钢材中的残余奥氏体量增加。另外，钼是使碳化物(M23C6型碳化物)及碳氮化物〔M23(C、N)6型碳氮化物〕高效地析出的元素。
从得到上述效果的观点出发，钢材中所含的钼的含量为0.10质量％以上，从降低成本的观点、及抑制成为疲劳破坏起点的粗大共晶碳化物的生成的观点出发，为1.0质量％以下。
接着，在碳势0.9～1.3且氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将所得到的外圈的成型原材料64(中间原材料)加热到850～900℃并保持规定时间，其后，急冷到规定温度〔“碳氮共渗处理工序”，参照图2B(c)〕。
碳氮共渗气氛中的碳势，从将表面的硬度制成充分的硬度的观点出发，为0.9以上，从将包含上述钒氮化物或钒碳氮化物的析出物的面积率制成上述的范围、并且抑制过量渗碳组织的发生的观点出发，为1.3以下。
另外，碳氮共渗气氛中的氨气浓度，从抑制过量渗碳组织的发生、并且提高对后述的回火处理工序造成的回火软化的抵抗性的观点出发，为2体积％以上，从防止过量氮化引起的脆化的观点出发，为5体积％以下。
碳氮共渗气氛中的加热保持温度，从形成充分的硬化层的观点出发，为850℃以上，从抑制过量的碳向轴承构成部件中渗入而抑制过量渗碳组织的发生、并且抑制粗大碳化物析出的观点出发，为900℃以下。
另外，加热保持时间从在表面层的强化中得到充分的渗碳深度的观点出发，为4小时以上。
急冷通过冷却油的油浴中的油冷来进行。通常，冷却油的油浴温度为60～180℃即可。
接着，对碳氮共渗处理后的外圈的成型原材料64(中间原材料)进行冷却到不足0℃的规定温度的冷处理〔“冷处理”，参照图2B(d)〕。
冷处理中的冷却温度，从降低成本的观点出发，优选为-100℃以上，从将残余奥氏体变成规定的马氏体的观点出发，优选为-50℃以下。
另外，冷处理中的冷却时间，从为了用作固定圈而确保充分的静态负载能力的观点出发，优选为1小时以上。
通过这样进行冷处理而将残余奥氏体变成马氏体，可以为了用作固定圈而确保充分的静态负载能力。
接着，对上述冷处理后的外圈的成型原材料64(中间原材料)进行加热到规定温度而保持的回火处理〔“回火处理工序”，参照图2B(e)〕。
回火处理中的加热保持温度，从确保作为轴承的耐热性的观点出发，为150℃以上，从确保规定硬度的观点出发，为250℃以下。
另外，回火处理中的加热保持时间，从均匀地进行处理的观点出发，为0.5小时以上。
其后，对回火处理工序后的外圈的成型原材料64(中间原材料)的形成滚道面61a、端面61b、肩面61c、外周面61d各面的部分，实施精细研磨加工，并且对滚道面61a实施超精加工，精加工到规定精度〔参照图2B(f)，“精加工工序”〕。这样可以得到目标外圈61。在所得到的外圈61中，滚道面61a、端面61b、肩面61c、及外周面61d作为研磨部而构成，在该外圈61中，外圈的外周侧的倒角61e和外圈的内周侧的倒角61f作为不进行研磨的非研磨部而构成。
实施例
下面，利用实施例对本发明进一步进行详细说明，但本发明不局限于这种实施例。
〔实施例1-1～1-3及比较例1-1～1-7〕
分别使用具有表1所示的组成的两种钢材A及B，加工成规定形状，制造在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚珠轴承(型号6206)用内外圈各自的成型原材料。表1的钢材B为作为轴承钢的JIS SUJ2。另外，滚动体的直径为9.525mm。
[表1]
Figure BPA00001388524700371
接着，对所得到的成型原材料，在图3～图12所示的热处理条件下实施热处理，对所得到的热处理后的中间原材料的形成上述滚道面的部分实施研磨加工，制造实施例1-1～1-3及比较例1-1～1-7的内外圈的组合。具体而言，在实施例1-1～1-3及比较例1-1～1-7各自的内外圈的组合中，在各实施例及比较例中，如表3及5所示，内圈和外圈为对彼此相同的钢材实施相同的热处理条件的热处理而得到的内外圈的组合。
图3所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.1、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-1)。
图4所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-2)。
图5所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.0、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-3)。
图6所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为0.8的气氛中在830℃下加热0.5小时，进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-4)。
图7所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的碳氮共渗气氛中在850℃下加热5小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-5)。
图8所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中在850℃下加热4小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-6)。
图9所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为0.8的气氛中在900℃下加热0.5小时，进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-7)。
图10所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的碳氮共渗气氛中在900℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-8)。
图11所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为1体积％的碳氮共渗气氛中在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-9)。
图12所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为15体积％的碳氮共渗气氛中在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-10)。
〔试验例1-1〕
关于实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的内圈，对滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量、距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、及从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率进行了研究。
为了测定实质的表面层的硬度，通过将上述内圈从滚道部的表面起沿深度方向切断以后，在距上述表面50μm深的位置压入维氏压头来测定距上述表面50μm深的位置的维氏硬度。另外，洛氏C硬度通过将所测定的维氏硬度进行变换来求得。通过对上述内圈的滚道部的从表面到10μm的深度进行电解研磨，且测定电解研磨后的表面的残余奥氏体量，来求得距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量。通过对上述内圈的滚道部的从表面到2mm的深度进行电解研磨，且测定电解研磨后的表面的残余奥氏体量，来求得距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量。从上述表面到10μm的范围的碳含量及从表面到10μm的范围的氮含量，分别通过将上述内圈从滚道部的表面起沿深度方向切断以后，测定从上述表面到10μm的范围的各含量来求得。
上述析出物形态，通过将上述内圈从滚道部的表面起沿深度方向切断以后，观察从上述表面到10μm的范围来评价。从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率，将上述内圈从表面起沿深度方向切断以后，在从上述表面到10μm的范围内进行了测定。
另外，上述析出物形态及钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率，在800μm2的测定视场内，在加速电压：15.0kV、照射电流：2.016×10-7A及扫描倍率：3000倍的条件下，利用场致发射型电子探针显微分析仪，将碳〔图13(a)〕、氮〔图13(b)〕及钒〔图13(c)〕制成映像，利用图像处理装置计算出面积率。图13(a)～(c)表示将实施例1-1的内圈的表面(从表面到10μm的范围)的碳、氮及钒分别制成映像的结果。图13中，刻度尺表示5μm。
由图13(a)～(c)所示的结果可知，在实施例1-1的内圈的滚道部的从表面到10μm的范围内，可以确认通过基于奥罗万机理的分散强化可以提高屈服应力的0.2μm以上的粒径、且通过奥斯特瓦尔德熟化可以诱发粒子粗大化的2μm以下的粒径的由钒系析出物(钒碳氮化物及钒氮化物)构成的粒子。另外，由图13(a)～(c)所示的结果可知，也存在有不足0.2μm的粒径的由钒系析出物构成的粒子。
另外，同样地，关于实施例1-2～1-3、比较例1-6及1-7各例的内圈，对上述析出物形态及从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率进行了评价的结果是，在实施例1-2～1-3、比较例1-6及1-7各例的内圈的表面(从表面到10μm的范围)上，也存在由钒系析出物(钒氮化物及钒碳氮化物)构成的粒径0.2～2μm的粒子；实施例1-2～1-3、比较例1-6及1-7各例的内圈的滚道部的表面(从表面到10μm的范围)的由钒系析出物(钒氮化物及钒碳氮化物)构成的粒子的大小及粒子的形状，与实施例1-1的内圈的由钒系析出物构成的粒子没有较大的差别。但是，实施例1-2～1-3、比较例1-6及1-7各例的内圈的滚道部的表面(从表面到10μm的范围)上析出的由钒系析出物(钒氮化物及钒碳氮化物)构成的粒径0.2～2μm的粒子的量(面积率)与实施例1-1不同。
另外，利用实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的内外圈的组合，分别装配成实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的各滚珠轴承。在实施例1-1～1-3及比较例1-2～1-7各例的滚珠轴承中，作为滚动体，使用对钢材B实施图8所示的热处理条件的热处理而得到的滚动体。另一方面，在比较例1-1中，作为滚动体，使用对钢材B实施图6所示的热处理条件的热处理而得到的滚动体。
实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的各滚珠轴承的额定能力比为1.3C0。关于实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的各滚珠轴承，对寿命的一个指标即混有杂质的润滑油中的寿命(杂质油中寿命)进行了研究。另外，关于实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的各滚珠轴承，对静态负载能力的一个指标即滚道圈压痕深度、尺寸稳定性进行了研究。
关于杂质油中寿命，在表2所示的条件下，进行了试验。关于上述杂质油中寿命，用下面的判断基准进行评价。
〔判断基准〕
○：比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍以上。
×：不足比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍。
[表2]
  试验条件
  试件轴承型号   6202(内径30mm，外径62mm，宽度16mm)
  载荷   Fr＝9kN/组(0.46Cr)
  转速   2500rpm
  润滑   涡轮机油#68(油浴90℃)
  杂质   高速钢(0.02质量％，粒径100～150μm，硬度730Hv)
  失效数   2
另外，滚道圈压痕深度如图14所示，通过如下操作进行评价，即，将实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的滚珠轴承的内圈与轴嵌合，并将轴线设成水平，将一个滚珠配置在内圈滚道面的铅垂方向的最上方，从该一个滚珠的铅垂方向上方即外圈的铅垂方向最上方的外周面施加14.7kN的载荷，用三维形状测量仪测定在上述滚珠轴承的滚道圈中产生最大载荷的部分的压痕深度。滚道圈压痕深度为在内圈产生的压痕深度和在外圈产生的压痕深度的总和的值。关于上述滚道圈压痕深度，用下面的判断基准进行评价。
〔判断基准〕
○：压痕的深度为0.635μm以下
×：压痕的深度大于0.635μm
另外，上述“0.635μm”是滚动体直径为9.525mm时的滚珠轴承中的作为不妨碍顺畅旋转的极限的永久变形量。该值为如下值，即，假定在用滚动体直径(9.525mm)×1/10000判断的滚动轴承整体的压痕造成的变形的容许极限中，压痕造成的变形分别均等地(各占整体的1/3)产生于内圈、外圈和滚动体，则内圈的压痕深度和外圈的压痕深度加在一起的值为滚动轴承整体的压痕造成的变形的容许极限的2/3，因此将滚动轴承整体的压痕形成的变形的容许极限的2/3作为容许值而求出的值。
将轴(外径30mm、长度50mm)压入实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的新产品的内圈内，在恒温槽内，在150℃下保持1000小时。另外，轴压入时的拉伸应力为100～150MPa。其后，将轴从各内圈卸下来，测定各内圈的内径面的6点(沿圆周方向隔开等间隔的三个部位的沿轴方向隔开间隔的2点)的内径。另外，作为对照，测定轴压入前的上述6点的内径。其后，计算出经过各时间后的尺寸相对于加热保持之前的内圈内径面的上述6点的尺寸的变化率〔尺寸变化率(％)〕。另外，尺寸变化率为(经过各时间后的内径尺寸-轴压入前的内径尺寸)/轴压入前的内径尺寸。
关于上述尺寸变化率，用下面的判断基准进行评价。
○：尺寸变化率不足0.11％
×：尺寸变化率为0.11％以上
表3表示实施例1-1～1-3的内外圈所用的钢材的种类、热处理条件、构成实施例1-1～1-3的滚珠轴承的组装所用的滚动体的钢材的种类、热处理条件。另外，表4表示比较例1-1～1-7的内外圈所用的钢材的种类、热处理条件、构成比较例1-1～1-7的滚珠轴承的组装所用的滚动体的钢材的种类、热处理条件。相对于实施例1-1～1-3、比较例1-2～1-7的内外圈的组合，作为滚动体，使用钢材B，且使用通过在图8所示的热处理条件下实施热处理而得到的滚动体。相对于比较例1-1的内外圈的组合，作为滚动体，使用钢材B，且使用通过在图6所示的热处理条件下实施热处理而得到的滚动体。
[表3]
Figure BPA00001388524700431
[表4]
Figure BPA00001388524700432
表5(实施例1-1～1-3)及表6(比较例1-1～1-7)表示对实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的内圈的滚道部的距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量、距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、从表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率、实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的滚珠轴承的杂质油中寿命、实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的滚珠轴承的滚道圈压痕深度以及实施例1-1～1-3、比较例1-1～1-7的内圈的尺寸稳定性进行研究的结果。表中，“维氏硬度(洛氏C硬度)”表示滚道部的距表面50μm深的位置的维氏硬度(或洛氏C硬度)；“表层部残余奥氏体量(体积％)”表示滚道部的距表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量；“碳含量(质量％)”及“氮含量(质量％)”分别表示滚道部的从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量及氮含量；“钒系析出物的面积率(％)”表示滚道部的从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子和由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子加在一起的粒子的面积率。另外，“内部残余奥氏体量(体积％)”表示比从实施例1-1～1-3、比较例1-3、1-6、1-7的内外圈的表面形成的碳氮共渗层更深的区域、即比距滚道部的表面1.5mm更深的区域的残余奥氏体量，即，表示距滚道部的表面2mm深的内部残余奥氏体量。
关于比较例1-1、1-2、1-4、1-5也同样，“内部残余奥氏体量(体积％)”表示内圈的滚道部的距表面2mm深的内部残余奥氏体量。距表面2mm的深度为比较例1-2、1-5的内圈的比从表面形成的渗碳层更深的区域。
Figure BPA00001388524700451
Figure BPA00001388524700461
由表5所示的结果可知，实施例1-1～1-3的滚珠轴承的杂质油中寿命为比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍以上。因此，可知，根据实施例1-1～1-3的内外圈，可以实现滚动轴承的长寿命化。
另外，由表5所示的结果可知，实施例1-1～1-3的滚珠轴承的滚道圈压痕深度为作为滚动体直径为9.525mm时的滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量的0.635μm以下。因此，可知，根据实施例1-1～1-3的内外圈及滚动体，可以确保充分的静态负载能力。
另外，由表5所示的结果可知，从轴压入起1000小时以后的实施例1-1～1-3的内圈的尺寸变化率不足0.11％(0.05～0.06％)，与比较例1-1的内圈相比，实施例1-1～1-3的内圈的尺寸稳定性优异。
与此相对，由表6所示的结果可知，比较例1-2～1-4的滚珠轴承的杂质油中寿命不足比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍(1～3倍)，与实施例1-1～1-3的滚珠轴承相比，杂质油中寿命变短。另外，可知，比较例1-1～1-4的滚珠轴承的滚道圈压痕深度大于0.635μm(0.82～1.0μm)，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量以上。另外，可知，比较例1-1～1-4的内圈的尺寸变化率为0.11～0.20％，尺寸稳定性低。
另外，由表6所示的结果可知，比较例1-5及1-6的滚珠轴承的杂质油中寿命为比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍以上〔分别为10倍(比较例1-5)及12倍(比较例1-6)〕，与实施例1-1～1-3的滚珠轴承的杂质油中寿命大致等同。
但是，比较例1-5及1-6的滚珠轴承的滚道圈压痕深度比0.635μm大〔分别为1.4μm(比较例1-5)及1.6μm(比较例1-6)〕，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量以上。另外，可知，比较例1-5的内圈的尺寸变化率分别为0.15％，尺寸稳定性低。
另外可知，比较例1-6的内圈的尺寸变化率为0.06％，与实施例1-1～1-3的内圈大致等同。
另外，由表6所示的结果可知，比较例1-7的内圈的尺寸变化率为0.05％，与实施例1-1～1-3的内圈大致等同。
但是，比较例1-7的滚珠轴承的杂质油中寿命不足比较例1-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍(3倍)，与实施例1-1～1-3的滚珠轴承相比，杂质油中寿命变短。并且，比较例1-7的滚珠轴承的滚道圈压痕深度比0.635μm大(2.0μm)，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量以上。
因此，由这些结果可知，使用钢材A，在内外圈中，在距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)的范围内、距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％的范围内、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％的范围内、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％的范围内、且从表面到10μm的范围的表面层中的由钒系析出物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％的范围内的情况下(实施例1-1～1-3)，可以实现滚动轴承的长寿命化，可以确保充分的静态负载能力及充分的尺寸稳定性。
与此相对，可知，在内外圈中，在距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距表面10μm深的位置的残余奥氏体量、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量及从表面到10μm的范围的表面层中的由钒系析出物构成的粒径0.2～2μm的粒子都不包含在上述范围内的情况下，滚动轴承的寿命、静态负载能力及尺寸稳定性都不充分。
〔试验例1-2〕
利用实施例1-1的新产品的滚珠轴承，在表2所示的条件下，测定直到构成零件上产生表面损伤为止的时间(试验时间)，研究试验时间和累积损坏概率的关系。另外，除使用比较例1-1及1-3的滚珠轴承的情况以外，进行与上述同样的操作，对试验时间和累积损坏概率的关系进行研究。将表示试验时间和累积损坏概率的关系的坐标图示于图15。图中，实线(实心圆)表示实施例1-1的滚珠轴承；点划线(空心四边形)表示比较例1-1的滚珠轴承；双点划线(空心三角形)表示比较例1-3的滚珠轴承。
由图15所示的结果可知，实施例1-1的滚珠轴承与比较例1-1及1-3的滚珠轴承相比，寿命延长了大致7～10倍。
〔试验例1-3〕
将轴(外径30mm、长度50mm)压入实施例1-1的零件的内圈内，在恒温槽内，在150℃下保持规定的时效时间。另外，轴压入时的拉伸应力为100～150MPa。然后，经过50小时、100小时、200小时、500小时、1000小时及2000小时以后，测定各时间段的内圈的内径面的6点(沿圆周方向隔开等间隔的三个部位的沿轴方向隔开间隔的2点)的内径。另外，作为对照，测定轴压入前的上述6点的内径。其后，与试验例1-1同样地，计算出经过各时间后的尺寸相对于加热保持之前的内圈内径面的上述6点的尺寸的变化率〔尺寸变化率(％)〕。另外，关于比较例1-1及1-3的内圈，与上述同样地，计算出尺寸变化率。将表示时效时间和尺寸变化率的关系的坐标图示于图16。图中，实线(实心圆)表示实施例1-1的内圈；点划线(空心四边形)表示比较例1-1的内圈；双点划线(空心三角形)表示比较例1-3的内圈。
由图16所示的结果可知，实施例1-1的内圈与比较例1-1及3的内圈相比，时效性的尺寸变化得以抑制，长时间使用时，尺寸变化率变低，具有充分的尺寸稳定性。
〔实施例1-4～1-7及比较例1-8～1-12〕
分别利用具有表7所示的组成的两种钢材C及D，加工成规定形状，分别制造9种用于制造型号6206的滚珠轴承的外圈及内圈的成型原材料。另外，表7的钢材D为作为轴承钢的JIS SUJ2。
[表7]
Figure BPA00001388524700501
接着，对所得到的成型原材料，在图4、图17～图20、图6、图21～图23所示的热处理条件下，实施热处理，然后对所得到的热处理后的中间原材料的形成上述滚道面、端面、肩面、内周面(内圈的情况下)、外周面(外圈的情况下)的部分实施研磨加工，制造出具有与端面和内周面(内圈的情况下)连接的不进行研磨的截面R形状的倒角、与端面和外周面(外圈的情况下)连接的不进行研磨的截面R形状的倒角、与端面和肩面连接的不进行研磨的截面直线形状的倒角的滚道部件即实施例1-4～1-7及比较例1-8～1-12的外圈及内圈。
图17所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，接着，在-75℃下维持一小时〔冷处理〕，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-11)。
图18所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热5.5小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-12)。
图19所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热9小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-13)。
图20所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在850℃下加热4小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-14)。
图21所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在850℃下加热5小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-15)。
图22所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.0的气氛中，在900℃下加热0.5小时进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-16)。
图23所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在930℃下加热7小时以后，接着该加热，在900℃下加热0.5小时，随后油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号1-17)。
表8表示实施例1-4～1-7及比较例1-8～1-12的内外圈的制造所使用的钢材的种类、热处理条件。
[表8]
Figure BPA00001388524700521
另外，表9表示实施例1-4～1-7的外圈的滚道部表面(研磨部)的热处理质量；表10表示实施例1-4～1-7的外圈的非研磨部的热处理质量。另外，表11表示比较例1-8～1-12的外圈的滚道部表面(研磨部)的热处理质量；表12表示比较例1-8～1-12的外圈的非研磨部的热处理质量。
作为表9及表11的滚道部表面(研磨部)的热处理质量，分别表示滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度(表中，“维氏硬度”)、距表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量(表中，“表层部残余奥氏体量”)、距表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量(表中，“内部残余奥氏体量”)、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量(表中，“碳含量”)、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量(表中，“氮含量”)、析出物形态、从表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率(表中，“钒系析出物的面积率”)及从表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率(表中，“含氮化物的析出物的面积率”)。
另外，作为表10及表12的非研磨部的热处理质量，分别表示非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度(表中，“维氏硬度”)、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量(表中，“碳含量”)、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量(表中，“氮含量”)及从表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子的有无(表中，“粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子”)。
Figure BPA00001388524700541
[表10]
Figure BPA00001388524700551
Figure BPA00001388524700561
[表12]
Figure BPA00001388524700571
另外，将表示利用电子显微镜观察实施例1-4的外圈的滚道部表面(研磨部)得到的结果的附图代用照片示于图24。另外，将表示利用电子显微镜观察实施例1-4的外圈的滚道部表面〔研磨部(图中，A)〕及非研磨部(图中，B)表面得到的结果的附图代用照片示于图25。另外，作为对照，将表示利用电子显微镜观察比较例1-12的外圈的滚道部表面〔研磨部(图中，C)〕及非研磨部(图中，D)表面得到的结果的附图代用照片示于图26。
由表9及表10所示的结果可知，通过对由钢材C得到的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到的实施例1-4的外圈，在研磨部，滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度为810；距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量为43体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.4质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.4质量％；从表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为13％；距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量为15体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率为5％。
另外可知，在非研磨部，非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏为735；从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.8质量％；从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为1.0质量％。
另外，由图24所示的结果可知，在实施例1-1的外圈的滚道部表面(研磨部)，存在粒径500nm以下的氮化物粒子。另外，在实施例1-1的外圈的非研磨部，如图25所示，没有从表面到10μm的范围的表面层的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子(图中，参照B)。
另外，由表9及表10所示的结果可知，通过对由钢材C得到的成型原材料实施了碳氮共渗处理以后再实施冷处理而得到的实施例1-5的外圈，在研磨部，滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度为880；距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量为22体积％；距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量为5体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.4质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.6质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率为6％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为12％。
另外可知，在非研磨部，非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度为800；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.8质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为1.3质量％；没有从上述表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子。
可知，在实施例1-4中，除将碳氮共渗气氛的氨气浓度设为2体积％且加热5.5小时以外进行同样的操作得到的实施例1-6的外圈，在研磨部，滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度为780；距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量为45体积％；距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量为10体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.2质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.2质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率为3％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为8％。
另外可知，在非研磨部，非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度为720；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.8质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为1.1质量％；没有从上述表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子。
同样可知，在实施例1-4中除将碳氮共渗气氛的氨气浓度设为2体积％且加热9小时以外进行同样的操作而得到的实施例1-7的外圈，在研磨部，滚道部的距表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度为755；距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量为49体积％；距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量为14体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.6质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.3质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率为4％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物面积率为17％。
另外可知，在非研磨部，非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度为730；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.8质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为1.4质量％，没有从上述表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子。
在实施例1-5～1-7各例的外圈的滚道部表面(研磨部)，都与图24所示的实施例1-4的外圈同样地，存在有粒径500nm以下的氮化物粒子。
实施例1-5～1-7各例的外圈的精细研磨加工后的滚道部表面(研磨部)，在从进行了上述精细研磨加工的表面到10μm的范围的表面层，具有粒径500nm以下的由氮化物构成的粒子，从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为5～20％，因此表面的硬度提高了，即使在混有杂质的润滑油中使用时，也可以缓和咬入杂质时生成的压痕周围的应力集中。
由这些结果启示，如实施例1-5～1-7的外圈那样，通过在非研磨部形成碳氮共渗层，在非研磨部，过量渗碳组织的发生得以抑制。
另一方面，由表11及表12所示的结果可知，通过对由钢材C得到的成型原材料实施渗碳处理而得到的比较例1-12的外圈在非研磨部的表面不含氮(N)。另外，由图26所示的结果可知，在比较例1-12的外圈的非研磨部(图中，参照C)，存在有粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，因此产生了过量渗碳组织。
〔试验例1-4〕
接着，分别对实施例1-4～1-7及比较例1-8～1-12的外圈及内圈进行了杂质油中寿命试验及抗压强度试验。在进行杂质油中寿命试验时，将与实施例1-4～1-7及比较例1-8～1-12各例相同的作为实施例及比较例而制造的一对外圈及内圈、和通过在对高碳铬轴承钢(JIS SUJ2)实施碳氮共渗处理以后再进行淬火、回火处理而制成的滚珠组合，装配型号6206的滚珠轴承，将所得到的滚珠轴承提供给杂质油中寿命试验。杂质油中寿命试验的试验条件与上述表2同样。另外，表13表示抗压强度试验的试验条件。抗压强度试验为如下的试验，即，用阿姆斯拉(Amsler)试验机，将6206外圈的周方向的第一部位和沿周方向移动成与上述周方向的第一部位成180°的部位即第二部位沿径方向夹住，第一部位和第二部位以0.5mm/min的速度，沿着连接第一部位和第二部位的与6206外圈的轴线垂直的方向，以接近的方式移动，由此使上述6206外圈变形，使其破坏，然后评价破坏时的径向载荷。抗压强度比为各实施例、比较例的6206外圈已破坏时的载荷相对于比较例1-9的6206外圈已破坏时的载荷之比。然后，将这些结果示于表14。
[表13]
  抗压强度试验
  试件轴承型号   6206外圈
  负载速度   0.5mm/min
  N数   5个
[表14]
Figure BPA00001388524700611
由表14所示的结果可知，具备使用表7的组成的钢材C的实施例1-4～1-7的外圈及内圈的滚珠轴承，与具备使用钢材D的比较例1-8～1-10的外圈及内圈的滚珠轴承相比，延长了杂质油中寿命，并且其外圈的抗压强度也高。
另一方面，由表14所示的结果可知，具备对由与实施例1-4～1-7的外圈所用的钢材相同的钢材C得到的成型原材料实施了渗碳处理的比较例1-12的外圈的滚珠轴承，与具备使用钢材D的比较例1-8～1-10的外圈的滚珠轴承相比，其外圈的抗压强度低。与此相对，可知，具备通过对由钢材C得到的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到的实施例1-4～1-7的外圈及内圈的滚珠轴承，杂质油中寿命及其外圈的抗压强度双方都得到了提高。
这样，在比较例1-10、1-12中，发现，在存在于除上述滚道部以外的部分的非研磨部，存在有粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，产生了游离碳化物等过量渗碳组织，该过量渗碳组织成为应力集中的起点，由此使滚动轴承的抗压强度降低。而且，在实施例1-4～1-7中，通过对规定的钢材在规定的条件下实施碳氮共渗处理，虽然在滚动轴承的滚道部形成析出物少的长寿命组织(渗碳组织)，但在非研磨部不会产生粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，游离碳化物等过量渗碳组织的产生得以抑制，抗压强度的降低得以抑制，并且可以实现较高的滚动疲劳寿命。
因此，由这些结果启示，如实施例1-4～1-7那样，根据通过对由表7的组成的钢材C得到的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到的滚道部件，不会在非研磨部形成过量渗碳组织，可以得到杂质油中寿命及抗压强度都优异的滚动轴承。
〔实施例2-1、2-2及比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3〕
分别将具有表1所示的组成的两种钢材A及B加工成规定形状，制造出在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚珠轴承(型号6206)用内外圈、及在形成滚动面的部分具有研磨余量的滚珠轴承(型号6206)用滚动体各自的成型原材料。表1的钢材B为作为轴承钢的JIS SUJ2。另外，滚动体的直径为9.525mm。
接着，对所得到的成型原材料，在图3～图12、图27～图29所示的热处理条件下实施热处理，然后分别对所得到的热处理后的内外圈的各中间原材料的形成上述滚道面的部分、及得到的热处理后的滚动体的中间原材料的形成上述滚动面的部分实施研磨加工，制造出实施例2-1及2-2的滚珠轴承以及比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的滚珠轴承。
图3所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.1、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-1)。
图8所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在850℃下加热4小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-2)。
图27所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.1、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，接着，在-55℃下冷却一小时〔冷处理〕，其后，在200℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-3)。
图28所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.1、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在850℃下加热5小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-4)。
图29所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.1、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热5小时以后，油冷至80℃，接着，在-75℃下冷却一小时〔冷处理〕，其后，在200℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-5)。
图6所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为0.8的气氛中，在830℃下加热0.5小时进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-6)。
图7所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在850℃下加热5小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-7)。
图9所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为0.8的气氛中，在900℃下加热0.5小时进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-8)。
图10所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在900℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在160℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-9)。
图11所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为1体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-10)。
图12所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为15体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-11)。
图4所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-12)。
图5所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.0、氨气浓度为2体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕(实验编号2-13)。
另外，在实施例2-1中，内圈是在图3所示的热处理条件(实验编号2-1)下制造的；滚动体是在图8所示的热处理条件(实验编号2-2)下制造的；外圈是在图27所示的热处理条件(实验编号2-3)下制造的。
另外，在实施例2-2中，内圈是在图28所示的热处理条件(实验编号2-4)下制造的；滚动体是在图8所示的热处理条件(实验编号2-2)下制造的；外圈是在图29所示的热处理条件(实验编号2-5)下制造的。
比较例2-1的滚珠轴承的外圈、内圈及滚动体分别是在图6所示的热处理条件(实验编号2-6)下制造的。
比较例2-2、比较例2-4～比较例2-7的滚珠轴承的外圈及内圈分别是在图7所示的热处理条件(实验编号2-7)、图9～图12所示的热处理条件(实验编号2-8、2-9、2-10、2-11)下制造的。比较例2-3的滚珠轴承的外圈及内圈是在图8所示的热处理条件(实验编号2-2)下制造的。参考例2-1的滚珠轴承的外圈及内圈是在图3所示的热处理条件(实验编号2-1)下制造的。另外，参考例2-2及2-3的滚珠轴承的外圈及内圈分别是在图4所示的热处理条件(实验编号2-12)及图5所示的热处理条件(实验编号2-13)下制造的。比较例2-2～比较例2-7、参考例2-1～2-3的滚珠轴承的滚动体分别是在图8所示的热处理条件(实验编号2-2)下制造的。
〔试验例2-1〕
关于实施例2-1及2-2的外圈、实施例2-1及2-2的滚珠轴承所用的内圈、比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的外圈，对距滚道部的表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、及钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率进行了研究。对实施例2-1及2-2的滚珠轴承所用的滚动体的距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、及钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率进行了研究。
为了测定实质的表面层的硬度，距表面50μm深的位置的维氏硬度，通过分别将上述内外圈及滚动体从表面起沿深度方向切断以后，在距上述表面50μm深的位置压入维氏压头来测定。另外，洛氏C硬度通过对所测定的维氏硬度进行变换来求得。距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量，通过对上述内圈的滚道部的从表面到10μm的深度进行电解研磨，且测定电解研磨后的表面的残余奥氏体量来求得。从表面到10μm的范围的碳含量、及从表面到10μm的范围的氮含量，分别通过将上述内外圈及滚动体分别从表面起沿深度方向切断以后，测定从上述表面到10μm的范围的各含量来求得。
上述析出物形态，通过将上述内外圈及滚动体分别从表面起沿深度方向切断以后，观察从上述表面到10μm的范围来评价。钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子、及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率，将上述内外圈及滚动体分别从表面起沿深度方向切断以后，在从上述表面到10μm的范围内进行了测定。另外，上述析出物形态及钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率，在800μm2的测定视场内，在加速电压：15.0kV、照射电流：2.016×10-7A及扫描倍率：3000倍的条件下，利用场致发射型电子探针显微分析仪，将碳、氮及钒制成映像，由图像处理装置计算出面积率。
另外，关于实施例2-1及2-2以及比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的各滚珠轴承，对寿命的一个指标即在混有杂质的润滑油中的寿命(杂质油中寿命)、和静态负载能力的一个指标即滚道圈压痕深度进行了研究。
杂质油中寿命在表2所示的条件下进行了试验。关于上述杂质油中寿命，用下面的判断基准进行评价。
〔判断基准〕
○：比较例2-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍以上。
×：不足比较例2-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍。
另外，滚道圈压痕深度，通过将实施例2-1及2-2以及比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的滚珠轴承的滚珠配置在铅垂线上，且从铅垂方向上方施加14.7kN的载荷，然后用三维形状测量仪测定在上述滚珠轴承的滚道圈中产生最大应力的部分的压痕深度来评价。滚道圈压痕深度为内圈上产生的压痕深度和外圈上产生的压痕深度的总和的值。关于上述滚道圈压痕深度，用下面的判断基准进行评价。
〔判断基准〕
○：压痕深度为0.635μm以下
×：压痕深度大于0.635μm
另外，上述“0.635μm”是滚动体直径为9.525mm时的滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量。该值为，假定在用滚动体直径(9.525mm)×1/10000判断的滚动轴承整体的压痕造成的变形的容许极限中，压痕造成的变形分别均等地(各占整体的1/3)产生于内圈、外圈和滚动体，则内圈的压痕深度和外圈的压痕深度加在一起的值为滚动轴承整体的压痕造成的变形的容许极限的2/3，因此将滚动轴承整体的压痕造成的变形的容许极限的2/3作为容许值而求出的值。
表15表示对实施例2-1及2-2的外圈、以及实施例2-1及2-2的滚珠轴承所用的内圈及滚动体所使用的钢材的种类、热处理条件、距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距表面10μm深的位置的残余奥氏体量、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、钒系析出物的面积率、以及实施例2-1及2-2的滚珠轴承的杂质油中寿命及滚道圈压痕深度进行了研究的结果。
另外，表16表示对比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的外内圈所使用的钢材的种类、热处理条件、距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)、距表面10μm深的位置的残余奥氏体量、从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量、从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量、析出物形态、钒系析出物的面积率、以及比较例2-1～2-7、参考例2-1～2-3的滚珠轴承的杂质油中寿命及滚道圈压痕深度进行了研究的结果。
另外，表15及16中，“维氏硬度(洛氏C硬度)”表示距表面50μm深的位置的维氏硬度(洛氏C硬度)；“残余奥氏体量(体积％)”表示距表面10μm深的位置的残余奥氏体量；“碳含量(质量％)”及“氮含量(质量％)”分别表示从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量及氮含量；“钒系析出物的面积率(％)”表示从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子和由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子加在一起的粒子的面积率。
Figure BPA00001388524700691
Figure BPA00001388524700701
由表15所示的结果可知，实施例2-1及2-2的滚珠轴承的杂质油中寿命为比较例2-1的滚珠轴承的L10寿命的12倍以上。另外，实施例2-1及2-2的滚珠轴承的滚道圈压痕深度分别为0.35μm及0.38μm，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量(0.635μm)以下。
因此可知，根据实施例2-1及2-2的外圈及内圈的组合，可以实现滚动轴承的长寿命化，并且可以确保充分的静态负载能力。
与此相对，由表16所示的结果可知，比较例2-2～2-4及7的滚珠轴承的杂质油中寿命不足比较例2-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍(1～3倍)，与实施例2-1及2-2的滚珠轴承相比，杂质油中寿命变短。另外可知，比较例2-1～2-4及7的滚珠轴承的滚道圈压痕深度大于0.635μm，为(0.82～2.0μm)，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量以上。
另外，由表16所示的结果可知，比较例2-5、2-6的滚珠轴承的杂质油中寿命为比较例2-1的滚珠轴承的L10寿命的8倍以上〔分别为10倍(比较例2-5)及12倍(比较例2-6)〕，但滚道圈压痕深度大于0.635μm〔分别为1.4μm(比较例2-5)及1.6μm(比较例2-6)〕，为滚珠轴承的不妨碍顺畅旋转的极限即永久变形量以上。
另外，由表16所示的结果可知，在参考例2-1～2-3的滚珠轴承中，杂质油中寿命及滚道圈压痕深度都是可使用的水平，但与实施例2-1及2-2的滚珠轴承相比，滚道圈压痕深度变长，与实施例2-1及2的滚珠轴承相比，静态负载能力低。
因此，由这些结果可知，在作为滚动轴承的滚珠轴承中，通过使用具有下述规定值的性质的驱动圈(内圈)和具有下述规定值的性质的固定圈(外圈)，可以实现长寿命化，此外还可以提高静态负载能力。所述具有下述规定值的性质的驱动圈(内圈)为通过对将上述钢材A加工而成的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3且氨气浓度2～5体积％的碳氮共渗气氛中，在850～900℃下加热然后急冷的处理；所述具有下述规定值的性质的固定圈(外圈)为通过对上述成型原材料实施上述渗碳处理以后，再对所得到的中间原材料实施-50～-100℃下的冷处理而得到。
(1)内圈：
从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％；距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900(洛氏C硬度为62～67)；距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％；从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％；在从表面到10μm的范围的表面层，具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从上述表面到10μm的范围的表面层中的由上述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
(2)外圈：
从表面到10μm的范围的表面层中的碳的含量为1.1～1.6质量％；距表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940(洛氏C硬度为64～68)；距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％；从表面到10μm的范围的表面层中的氮的含量为0.1～1.0质量％；在从表面到10μm的范围的表面层，具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由上述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
〔实施例2-3及比较例2-8～2-12〕
将表7所示的钢材C及D分别加工成规定形状，制造出在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚珠轴承(型号6206)用外内圈的成型原材料。另外，表5的钢材D为轴承钢即JIS SUJ2。
接着，对所得到的成型原材料，在图17及图6、图20～图23所示的热处理条件下实施热处理，另外，实施基于研磨的精加工，制作作为滚道部件的实施例2-3及比较例2-8～2-12的外圈。
图17所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在860℃下加热7小时以后，油冷至80℃，接着，在-75℃下维持一小时〔冷处理〕，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕。
图21所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在850℃下加热5小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕。
图20所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2、氨气浓度为5体积％的碳氮共渗气氛中，在850℃下加热4小时以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕。
图22所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.0的气氛中，在900℃下加热0.5小时进行了整体淬火以后，油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕。
图23所示的热处理条件为，将成型原材料在碳势为1.2的渗碳气氛中，在930℃下加热7小时以后，接着该加热，在900℃下加热0.5小时，随后油冷至80℃，其后，在180℃下加热2小时〔回火处理〕。
〔试验例2-2〕
关于实施例2-3及比较例2-8～2-12的外圈，对热处理质量进行了研究。
表17表示实施例2-3及比较例2-8～2-12的外圈制造所用的钢材的种类、热处理条件。
[表17]
Figure BPA00001388524700751
另外，表18表示滚道部表面(研磨部)的热处理质量；表19表示非研磨部的热处理质量。作为滚道部表面(研磨部)的热处理质量，分别表示距滚道部的表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度(表中，“维氏硬度”)、距表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量(表中，“表层部残余奥氏体量”)、距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量(表中，“内部残余奥氏体量”)、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量(表中，“碳含量”)、从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量(表中，“氮含量”)、析出物形态、从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物(由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子)的面积率(表中，“钒系析出物的面积率”)及从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率(表中，“含氮化物的析出物的面积率”)。
另外，作为非研磨部的热处理质量，分别表示非研磨部的距表面50μm深的位置的维氏硬度(表中，“维氏硬度”)、从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量(表中，“碳含量”)、从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量(表中，“氮含量”)及从上述表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子的有无(表中，“粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子”)。
Figure BPA00001388524700771
[表19]
由表18及表19所示的结果可知，通过对由钢材C得到的成型原材料实施了碳氮共渗处理以后再实施冷处理而得到的实施例2-3的外圈，在研磨部，距滚道部的表面(研磨部)50μm深的位置的维氏硬度为880；距上述表面10μm深的位置的表层部残余奥氏体量为22体积％；距上述表面2mm深的位置的内部残余奥氏体量为5体积％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.4质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.6质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的钒系析出物的面积率为6％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为12％。
另外，在非研磨部，距非研磨部的表面50μm深的位置的维氏硬度为800；从上述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.8质量％；从上述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为1.3质量％，没有从上述表面到10μm的范围的表面层中的粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子。
另外，在实施例2-3的外圈的滚道部表面(研磨部)，存在有粒径500nm以下的氮化物粒子。
实施例2-3的精细研磨加工后的外圈的滚道部表面(研磨部)，在从进行了上述精细研磨加工的表面到10μm的范围的表面层中，具有粒径500nm以下的由氮化物构成的粒子，从上述表面到10μm的范围的表面层中的含氮化物的析出物的面积率为5～20％，因此表面的硬度提高了，即使在混有杂质的润滑油中使用时，也可以缓和咬入杂质时生成的压痕周围的应力集中。
由这些结果启示，如实施例2-3的外圈那样，通过在非研磨部形成碳氮共渗层，在非研磨部，过量渗碳组织的产生得以抑制。
另一方面，由表18及表19所示的结果可知，通过对由钢材C得到的成型原材料实施渗碳处理而得到的比较例2-12的外圈，在非研磨部的表面不含氮(N)。另外，在比较例2-12的外圈的非研磨部，存在有粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，因此产生了过量渗碳组织。
〔试验例2-3〕
接着，对实施例2-3及比较例2-8～2-12的外内圈分别进行了杂质油中寿命试验及抗压强度试验。在进行杂质油中寿命试验时，将实施例2-3及比较例2-8～2-12各例的外内圈、和通过对高碳铬轴承钢(JIS SUJ2)实施碳氮共渗处理以后再进行淬火、回火处理而制造的滚珠组合，来装配型号6206的滚珠轴承，将所得到的滚珠轴承提供给杂质油中寿命试验。杂质油中寿命试验的试验条件为上述表2所示的条件。抗压强度试验的试验条件为表13所示的条件。抗压强度试验为如下的试验，即，用阿姆斯拉试验机将6206外圈的周方向的第一部位、和沿周方向移动成与上述周方向的第一部位成180°的部位即第二部位沿径方向夹住，使第一部位和第二部位以0.5mm/min的速度，沿着连接第一部位和第二部位的与6206外圈的轴线垂直的方向，以接近的方式移动，由此使上述6206外圈变形而使其破坏，然后评价破坏时的径向载荷。抗压强度比为各实施例、比较例的6206外圈已破坏时的载荷相对于比较例8的6206外圈已破坏时的载荷之比。然后，将这些结果示于表20。
[表20]
 杂质油中寿命(L10)   抗压强度比
  实施例2-3  8   1.0
  比较例2-8  1   1
  比较例2-9  3.1   0.6
  比较例2-10  3.4   0.95
  比较例2-11  1.3   1.1
  比较例2-12  8.6   0.5
由表20所示的结果可知，具备使用表7的组成的钢材C的实施例2-3的外圈的滚珠轴承，与具备使用钢材D的比较例2-8～2-12的外圈的滚珠轴承相比，杂质油中寿命延长，并且其外圈的抗压强度也高。
另一方面，由表20所示的结果可知，具备对由与实施例2-3的外圈所用的钢材相同的钢材C得到的成型原材料实施了渗碳处理的比较例2-12的外圈的滚珠轴承，与具备使用钢材D的比较例2-8～2-10的外圈的滚珠轴承相比，其外圈的抗压强度降低。与此相对，可知，具备通过对由钢材C得到的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到的实施例2-3的外圈的滚珠轴承，杂质油中寿命及其外圈的抗压强度双方都提高了。
这样，在比较例2-9、2-12中，发现，在存在于除上述滚道部以外的部分的非研磨部，存在有粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，产生了游离碳化物等过量渗碳组织，该过量渗碳组织成为应力集中的起点，由此使滚动轴承的抗压强度降低。而且，在实施例2-3中，通过对规定的钢材在规定的条件下实施碳氮共渗处理，虽然在滚动轴承的滚道部形成析出物少的长寿命组织(渗碳组织)，但在非研磨部不会产生粒径10μm以上的粗大碳化合物粒子，游离碳化物等过量渗碳组织的发生得以抑制，抗压强度的降低得以抑制，并且可以实现较高的滚动疲劳寿命。
因此，由这些结果启示，如实施例2-3那样，根据通过对由表7的组成的钢材C得到的成型原材料实施碳氮共渗处理而得到的滚道部件，不会在非研磨部形成过量渗碳组织，可以得到杂质油中寿命及抗压强度都优异的滚动轴承。
标号说明
1、11          内圈
1a、11a        滚道部
2、21、61      外圈
2a、21a、61a   滚道部
10             滚珠轴承

Claims (12)

1.一种轴承构成部件，由含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到，具有进行了精细研磨加工的表面，其特征在于，
从所述表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，
距所述表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900，
距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，
从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，
在从所述表面到10μm的范围的表面层中，至少具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
2.如权利要求1所述的轴承构成部件，其中，
所述钢材为含有0.7～0.9质量％的碳、0.05～0.70质量％的硅、0.05～0.7质量％的锰、3.2～5.0质量％的铬、0.1～1.0质量％的钼、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒，且剩余部分为铁及不可避免的杂质的钢材。
3.如权利要求1或2所述的轴承构成部件，其中，
所述轴承构成部件为具有进行了精细研磨加工的滚道部的滚道部件，所述钢材含有0.7～0.9质量％的碳，
从存在于所述滚道部以外的部分的非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800。
4.一种轴承构成部件的制造方法，所述轴承构成部件为权利要求1所述的轴承构成部件，其特征在于，包括：
前加工工序，将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料在850～900℃下加热然后进行急冷的处理；
回火处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在160℃以上加热的回火处理；及
精加工工序，通过对所述回火处理后的中间原材料实施精加工，得到如下的轴承构成部件：所述轴承构成部件中，从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
5.一种轴承构成部件的制造方法，所述轴承构成部件为权利要求3所述的轴承构成部件，其特征在于，包括：
加工工序，将含有0.7～0.9质量％的碳、3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到至少在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚道部件的成型原材料；
热处理工序，对所述成型原材料实施包含碳氮共渗处理的热处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中将该成型原材料在850～900℃下加热4小时以上的处理；及
精加工工序，通过对所述热处理后的中间原材料的形成所述滚道面的部分实施精细研磨加工，形成所述滚道部，得到如下的滚道部件：所述滚道部件中，从所述滚道部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1质量％以上且不足1.6质量％，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％，从存在于所述滚道部以外的部分的非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800。
6.一种滚动轴承，具有在内周面具有滚道部的外圈、在外周面具有滚道部的内圈、配置于所述内外圈的两滚道部之间的多个滚动体，其特征在于，
所述外圈及内圈中的至少一方由权利要求1～3中任一项所述的轴承构成部件构成。
7.一种轴承构成部件，通过对将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢加工而成的成型原材料，实施碳氮共渗处理以后，再对所得到的中间原材料实施-50～-100℃下的冷处理及精加工而得到，具有进行了精细研磨加工的表面，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，在850～900℃下加热然后进行急冷的处理，其特征在于，
从进行了所述精细研磨加工的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距所述表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
8.如权利要求7所述的轴承构成部件，其中，
所述轴承构成部件为具有进行了精细研磨加工的滚道部的滚道部件，所述钢材含有0.7～0.9质量％的碳，
从存在于所述滚道部以外的部分的非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800。
9.一种滚动轴承，具有：在内周面具有滚道部的外圈、在外周面具有滚道部的内圈、配置于所述外内圈的两滚道部之间的多个滚动体，其特征在于，
所述外圈为固定圈，并且由权利要求7或8所述的轴承构成部件构成。
10.如权利要求9所述的滚动轴承，其中，
所述内圈为驱动圈，且为如下部件，
即，由含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材得到，从表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1～1.6质量％，距表面50μm深的位置的维氏硬度为740～900，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为20～55体积％，从表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
11.一种轴承构成部件的制造方法，其特征在于，包括：
前加工工序，将含有3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料在850～900℃下加热然后进行急冷的处理；
冷处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在-50～-100℃下冷却的冷处理；及
精加工工序，通过对所述冷处理工序后的中间原材料实施精加工，得到如下的轴承构成部件：所述轴承构成部件中，距表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940，距表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从所述表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从所述表面到10μm的范围的表面层中的由所述钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％。
12.一种作为轴承构成部件的滚道部件的制造方法，所述轴承构成部件为权利要求8所述的轴承构成部件，其特征在于，包括：
加工工序，将含有0.7～0.9质量％的碳、3.2～5.0质量％的铬、0.05质量％以上且不足0.5质量％的钒的钢材加工成规定形状，得到至少在形成滚道面的部分具有研磨余量的滚道部件的成型原材料；
碳氮共渗处理工序，对所述成型原材料实施碳氮共渗处理而得到中间原材料，所述碳氮共渗处理为在碳势0.9～1.3、氨气浓度为2～5体积％的碳氮共渗气氛中，将该成型原材料在850～900℃下加热4小时以上然后进行急冷的处理；
冷处理工序，对所述碳氮共渗处理后的中间原材料，实施将该中间原材料在-50～-100℃下冷却的冷处理；及
精加工工序，通过对所述冷处理工序后的中间原材料的形成所述滚道面的部分实施精细研磨加工，形成所述滚道部，得到如下的滚道部件：所述滚道部件中，从所述滚道部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为1.1质量％以上且不足1.6质量％，距该表面50μm深的位置的维氏硬度为800～940，距所述表面10μm深的位置的残余奥氏体量为5～30体积％，从所述表面到10μm的范围的表面层中的氮含量为0.1～1.0质量％，在从表面到10μm的范围的表面层中具有由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子，且，从表面到10μm的范围的表面层中的由钒氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子及/或由钒碳氮化物构成的粒径0.2～2μm的粒子的面积率为1～10％，从存在于所述滚道部以外的部分的非研磨部的表面到10μm的范围的表面层中的碳含量为0.7～1.0质量％，且距该表面50μm深的位置的维氏硬度为700～800。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112009000465T5 (de) * 2008-02-29 2011-02-24 Thk Co., Ltd. Drehtischvorrichtung, die mit einer Kühlstruktur versehen ist, und Drehlager, das mit einer Kühlstruktur versehen ist
JP6026915B2 (ja) * 2013-02-13 2016-11-16 Ntn株式会社 軸受部品および転がり軸受の検査方法
JP6720525B2 (ja) * 2015-12-25 2020-07-08 株式会社ジェイテクト 軸受装置
WO2019193772A1 (ja) * 2018-04-02 2019-10-10 日本精工株式会社 転がり軸受の軌道輪中間部材、軌道輪、転がり軸受及びそれらの製造方法
WO2022230979A1 (ja) * 2021-04-30 2022-11-03 Ntn株式会社 転がり軸受
JP7212100B2 (ja) * 2021-04-30 2023-01-24 Ntn株式会社 転がり軸受
JP7507724B2 (ja) 2021-04-30 2024-06-28 Ntn株式会社 転がり軸受
JP7538770B2 (ja) 2021-04-30 2024-08-22 Ntn株式会社 転がり軸受

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4026727A (en) * 1975-11-04 1977-05-31 A. Finkl & Sons Company Fatigue resistant steel, machinery parts and method of manufacture thereof
GB2225022B (en) * 1988-11-04 1993-04-14 Nippon Seiko Kk Rolling-part steel and rolling part employing same
JP2590645B2 (ja) * 1991-09-19 1997-03-12 日本精工株式会社 転がり軸受
JPH0657324A (ja) * 1992-08-10 1994-03-01 Nippon Seiko Kk 軸受の製造方法
JPH06293939A (ja) 1993-04-07 1994-10-21 Kobe Steel Ltd 高温転動疲労性に優れた軸受部品
JP3593668B2 (ja) * 1994-06-21 2004-11-24 Ｎｔｎ株式会社 転がり軸受
JPH08120438A (ja) * 1994-10-19 1996-05-14 Kobe Steel Ltd 機械構造用部品の製造方法
JP3191665B2 (ja) * 1995-03-17 2001-07-23 トヨタ自動車株式会社 金属焼結体複合材料及びその製造方法
GB2314344B (en) * 1996-06-17 1999-01-13 Nsk Ltd Rolling bearing
JP3646467B2 (ja) * 1996-07-31 2005-05-11 日本精工株式会社 転がり軸受
JP4114218B2 (ja) * 1996-09-19 2008-07-09 日本精工株式会社 転がり軸受
JP3909902B2 (ja) * 1996-12-17 2007-04-25 株式会社小松製作所 高耐面圧用鋼部品およびその製造方法
JP3700044B2 (ja) 1998-09-16 2005-09-28 光洋精工株式会社 転がり部品
US6719854B2 (en) * 2001-01-22 2004-04-13 Hitachi Metals Ltd. Rolling Bearing
GB2374656A (en) 2001-04-20 2002-10-23 Daniel John Beard Bicycle light attached to the ends of the handlebars
JP3845843B2 (ja) 2001-11-14 2006-11-15 株式会社ジェイテクト 転がり、摺動部品およびその製造方法
EP1312694B1 (en) 2001-11-14 2012-06-13 JTEKT Corporation Rolling, sliding part and process for producing same
US7438477B2 (en) * 2001-11-29 2008-10-21 Ntn Corporation Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing
JP3873741B2 (ja) * 2001-12-27 2007-01-24 日本精工株式会社 転がり軸受
US20040094238A1 (en) 2002-11-12 2004-05-20 Koyo Seiko Co., Ltd. Bearing steel excellent in corrosion resistance
JP4283643B2 (ja) * 2002-11-12 2009-06-24 大同特殊鋼株式会社 耐食性に優れた軸受鋼及び軸受部品
JP2004169848A (ja) * 2002-11-21 2004-06-17 Nsk Ltd 転動装置
US7690847B2 (en) * 2003-10-10 2010-04-06 Ntn Corporation Rolling bearing
JP4576842B2 (ja) * 2004-01-20 2010-11-10 日本精工株式会社 転がり軸受及びこれを用いたベルト式無段変速機
JP2005273759A (ja) * 2004-03-24 2005-10-06 Nsk Ltd 転がり支持装置、転がり支持装置の構成部品の製造方法、鋼の熱処理方法
JP4413769B2 (ja) 2004-12-24 2010-02-10 愛知製鋼株式会社 転がり軸受用鋼
WO2006068205A1 (ja) 2004-12-24 2006-06-29 Jtekt Corporation 転がり、摺動部品およびその製造方法
US20080047633A1 (en) 2005-12-22 2008-02-28 Jtekt Corporation Rolling-Sliding Elements and Process for Production of the Same
JP4923776B2 (ja) 2006-06-22 2012-04-25 株式会社ジェイテクト 転がり、摺動部品およびその製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102409151A (zh) * 2011-11-29 2012-04-11 中国重汽集团济南动力有限公司 汽车驱动桥内齿圈热处理工艺
CN102409151B (zh) * 2011-11-29 2013-12-18 中国重汽集团济南动力有限公司 汽车驱动桥内齿圈热处理工艺
CN104160166A (zh) * 2012-03-22 2014-11-19 舍弗勒技术有限两合公司 具有带硬化的边缘区的轴承圈的滚动轴承
CN104160166B (zh) * 2012-03-22 2017-04-26 舍弗勒技术股份两合公司 具有带硬化的边缘区的轴承圈的滚动轴承
CN107420412A (zh) * 2016-04-28 2017-12-01 株式会社捷太格特 滚动接触用轴部件

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Publication number Publication date
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