CN103237913A - 滚动轴承及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及滚动轴承和滚动轴承零件的制造方法，其在渗碳或碳氮共渗处理之后、淬火/回火处理之前，设置进行随炉缓冷并在620～700℃的温度下按规定时间对滚动轴承零件进行保温的工序，使得采用含有适当量的Cr和Mo的合金钢的滚动轴承零件的接触面中的C+N量为0.9～1.4质量%、碳化物的面积率在10%以下，并使得从该接触面至滚动体直径的1%的深度的硬度为Hv720～Hv832、残留奥氏体含量为20～45容量%、压缩残余应力为50～300MPa，并且从该接触面至滚动体直径的1～3%的深度的旧奥氏体粒径的平均值在20μm以下、旧奥氏体粒径的最大值为平均值的3倍以下、芯部的硬度为Hv400～550。

Description

滚动轴承及其制造方法

技术领域

本发明涉及滚动轴承，特别涉及用于支承构成风力发电装置、建筑机械、产业用自动装置等的旋转轴等的较大型的滚动轴承。

背景技术

在构成风力发电装置的发电用风车的主轴和变速机等各种旋转机械装置的旋转轴、建筑机械的车轴、构成建筑机械或产业用自动装置的变速机等各种旋转机械装置的旋转轴的旋转支承部，设置有用于支承上述旋转构件使之能够自由旋转的滚动轴承。如图1所示，该滚动轴承大致包括：外周面具有内圈滚道的内圈1；内周面具有内圈滚道的外圈2；设置在该内圈滚道与外圈滚道之间的滚动体3；保持上述滚动体3使之能够自由滚动的保持架4。图示例为深沟球轴承，将滚珠用作滚动体3，但在施加更大径向载荷的情况下，有时也使用将圆锥滚子或圆柱滚子用作滚动体的向心圆锥滚子轴承或向心圆柱滚子轴承。

在滚动轴承中，因在承受载荷的状态下长期使用会产生金属疲劳，滚道面或滚动面的表面会发生剥离。更具体而言，已知有以构成合金钢的氧化物、硫化物、氮化物、碳化物等非金属夹杂物为起点产生疲劳断裂导致剥离的内部起点型剥离、以因润滑油中混入异物而在滚道面产生的压痕为起点产生疲劳断裂导致剥离的压痕起点型剥离。

进而，在使用条件严格的部分用途中，已知还有构成滚动轴承的合金钢基体本身的金属组织由马氏体组织变化为被称为白色组织的微细铁氧体颗粒，以该组织变化部位为起点产生疲劳断裂导致剥离的组织变化型剥离。这样的组织变化型剥离的成因尚未完全搞清楚，但现阶段被认为是由于润滑剂分解而产生的氢渗入钢中，引发氢蚀致脆，由此加速组织变化的产生，从而导致剥离。

作为应对上述由氢引起的组织变化的对策，如引用文献1和2所示，提出了使用润滑脂代替润滑油作为封入轴承的润滑剂，通过改善该润滑脂，实现滚动轴承的长寿命化的方案。

然而，根据滚动轴承的用途，也存在不使用润滑脂而是使用润滑油作为润滑剂的情况。特别是在比较大型的滚动轴承中，多使用润滑油而不是润滑脂。这样，在使用润滑油作为润滑剂的滚动轴承中，无法应用基于润滑脂改善的针对组织变化型剥离的对策。

此外，如引用文献3所示，提出了使用对添加有大量Cr和Mo的钢进行渗碳或碳氮共渗处理的合金钢，以延缓由氢引起的组织变化型剥离的方案。

然而，当Cr或Mo等的添加量增加，则合金钢本身的成本提高，且韧性也容易降低。因此，在合金钢成本直接关系到产品成本、且要求具有高韧性的较大型的滚动轴承中，存在无法应用该技术的问题。

对此，本发明人如引用文献4所示，提出了将合金钢中的Cr和Mo调节为适当量，并对该合金钢进行渗碳处理或碳氮共渗处理，并进行淬火处理和回火处理，由此，通过限定内圈、外圈或滚动体中的从距离运转时与对象面接触的表面，即内圈的内圈滚道、外圈的外圈滚道以及滚动体的滚动面为滚动体的直径的1%的深度中的C+N浓度、硬度、残留奥氏体含量，来提高耐氢蚀致脆性，以延缓由氢引起的组织变化，并利用表层部的碳化物以及碳氮化物或残留奥氏体来捕捉氢，由此有效地抑制组织变化的产生的方案。在该发明中，尽管通过抑制芯部的硬度、提高韧性同时实现了对组织变化产生的抑制和高韧性，但对该特性的进一步的提高仍有需求。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-327758号公报

专利文献2：日本特开2003-106338号公报

专利文献3：日本特开2005-314794号公报

专利文献4：日本特开2010-196107号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明就是鉴于上述情况而做出的，其目的在于提供一种使用润滑油作为润滑剂的较大型的滚动轴承，其不仅能够更充分地抑制组织变化的产生，而且具备高韧性，由此，即使在严酷的使用条件下，也能够实现长寿命化。

解决课题的手段

本发明涉及具有内圈、外圈和设在该内圈与外圈之间并能够自由滚动的滚动体的滚动轴承。

特别是，本发明的滚动轴承的特征在于，上述内圈、外圈和滚动体中的至少一个由分别含有0.10～0.30质量%的C、0.2～0.5质量%的Si、0.2～1.2质量%的Mn、2.6～4.5质量%的Cr、0.1～0.4质量%的Mo、0.20质量%以下的Ni、0.20质量%以下的Cu、0.020质量%以下的S、0.020质量%以下的P、12质量ppm以下的O，其余为Fe和不可避免的杂质的合金钢制成，

上述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个的表面实施了渗碳处理或碳氮共渗处理，运转时与对象面接触的接触面表面中的C+N量为0.9～1.4质量%，

该接触面表面中的碳化物的面积率在10%以下，

从该接触面表面至上述滚动体的直径的1%的深度的硬度为Hv720～Hv832，残留奥氏体含量为20～45容量%，压缩残余应力为50～300MPa，

从该接触面表面至上述滚动体直径的1%～3%的深度的旧奥氏体粒径的平均值在20μm以下，且旧奥氏体粒径的最大值为上述平均值的3倍以下，芯部的硬度为Hv400～550。

优选为，上述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个除上述特征以外，任意截面的每320mm²的面积中所存在的直径10μm以上的氧化物类夹杂物的数量在10个以下。此外，优选为从上述接触面表面至上述滚动体的直径的1%的深度的C+N量为0.7～1.3质量%。进而优选为以最大轮廓波峰高度Rp评价表面粗糙度时，上述接触面表面的表面粗糙度在1.4μm以下。

本发明特别适用于上述滚动体的直径在30mm以上的滚动轴承。即，本发明的滚动轴承适于用作支承构成风力发电装置的发电用风车的主轴的大型滚动轴承。还适于用作支承构成风力发电装置或建筑机械的变速机等由齿轮传递动力的机构且所作用的转矩的方向偶然变化的旋转轴的滚动轴承。且还适于用作支承建筑机械的车轴等旋转方向频繁变化的旋转轴的滚动轴承。

此外，在本发明中，某一滚动轴承零件是否由本发明构成需要在考虑轴承的名称、型号及使用条件的前提下决定。即，只要本发明可应用于最易产生剥离的滚动轴承零件就已足够。但本发明也能应用于其它部件或所有部件。

此外，本发明涉及滚动轴承零件的制造方法，该滚动轴承零件包括具有内圈、外圈和设在该内圈与外圈之间并能够自由滚动的滚动体的滚动轴承中的上述内圈、外圈和滚动体中的至少其中之一。

特别是，本发明的制造方法的特征在于，作为构成上述滚动轴承零件的合金钢，采用分别含有0.10～0.30质量%的C、0.2～0.5质量%的Si、0.2～1.2质量%的Mn、2.6～4.5质量%的Cr、0.1～0.4质量%的Mo、0.20质量%以下的Ni、0.20质量%以下的Cu、0.020质量%以下的S、0.020质量%以下的P、12质量ppm以下的O，其余为Fe和不可避免的杂质的合金钢，

对上述滚动轴承零件实施在900～980℃的温度下按规定时间保温的渗碳处理或碳氮共渗处理，

在渗碳处理或碳氮共渗处理之后，进行随炉缓冷，在620～700℃的温度下按规定时间保温，

并且通过进行淬火处理和回火处理，使得上述滚动轴承零件的运转时与对象面接触的接触面表面中的C+N量为0.9～1.4质量%、该接触面表面中的碳化物的面积率在10%以下，并且使得从该接触面表面至上述滚动体的直径的1%的深度的残留奥氏体含量为20～45容量%。

此外，优选为在上述渗碳处理或碳氮共渗处理中，炉内的CP值为0.8～1.7。

发明的效果

在本发明中，在内圈、外圈和滚动体中的至少其中之一的滚动轴承零件的制造工艺中，在渗碳处理或碳氮共渗处理之后且在淬火和回火处理之前，进行随炉缓冷，在620～700℃的温度下将滚动轴承零件保温规定时间，由此使得合金钢组织的从奥氏体向渗碳体、珠光体、铁氧体的相变处理完全结束，能够使淬火后的旧奥氏体晶界和组织均匀。

由此，本发明能够适当控制滚动轴承零件的接触面表面、表层部、芯部的合金钢的特性，并且能够在较高水平下同时实现对组织变化型剥离的抑制和优异的断裂韧性。

附图说明

图1是对作为本发明对象的深沟球轴承进行说明的局部纵剖视图。具体实施方式

本发明人通过获得下述认识而完成了本发明：在构成滚动轴承的内圈、外圈和设在该内圈与外圈之间能够自由滚动的滚动体中的至少其中一个部件，优选为外圈和内圈，更优选为全部部件，（1）通过着眼于合金钢中的组成元素的含量，控制氧化物类夹杂物的含量，调节运转时与对象面接触的接触面（滚道面或滚动面）表面的表面粗糙度，并控制易产生组织变化的位置的硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、旧奥氏体粒径、C+N量，能够通过延缓氢所引起的组织变化来提高滚动疲劳寿命；并且，（2）通过控制上述接触面表面的C+N量、碳化物的面积率、从该表面至规定深度的旧奥氏体粒径、芯部的硬度，能够提高韧性；而且，（3）通过在从渗碳处理或碳氮共渗处理工序至淬火处理和回火处理工序之间对上述部件实施规定处理，能够实现上述滚动轴承的特性。以下，对本发明的上述特征分别进行详细说明。

（关于组成元素）

以下，对构成本发明滚动轴承的合金钢的各组成元素及其含量的临界意义进行说明。

（碳含量）

碳（C）是通过淬火与合金钢的基体组织固溶，提高其硬度的元素。碳的含量为0.10～0.30质量%、优选为0.16～0.28质量%。当碳含量低于0.10质量%时，部件芯部的硬度将不足，导致刚性降低。另一方面，当碳含量超过0.30质量%时，芯部的韧性将降低。此外，如果进行渗碳处理或碳氮共渗处理，则表面变硬，而内部的硬度稍微下降，将硬度下降为一定值的部分定义为芯部。

（硅含量）

硅（Si）是通过与合金钢的基体组织固溶来提高淬火性的元素。此外，由于使基体组织的马氏体稳定化，所以延缓了由氢导致的组织变化，带来延长了各部件寿命的效果。硅含量为0.2～0.5质量%、优选为0.3～0.5质量%。当硅含量低于0.2质量%时，将不能充分实现使组织变化延迟的效果。另一方面，当超过0.5质量%时，则会出现渗碳性和碳氮共渗性降低的情况。

（锰含量）

锰（Mn）是通过与合金钢的基体组织固溶来提高淬火性的元素。此外，由于使基体组织的马氏体稳定化，所以延缓了由氢导致的组织变化，带来延长了各部件寿命的效果。进而带来了容易生成热处理后的残留奥氏体的效果。生成的残留奥氏体使得合金钢中的氢的扩散和聚集被延迟，因此带来局部产生组织变化的现象得以延迟，各部件寿命得以延长的效果。

锰含量为0.2～1.2质量%、优选为0.6～1.2质量%。当锰含量低于0.2质量%时，则不能充分实现使上述组织变化延迟的效果等。另一方面，当超过1.2质量%时，则旧奥氏体粒径趋于粗大，或者残留奥氏体含量将过多，各部件的尺寸稳定性将降低。为了稳定实现抑制组织变化的效果，锰含量为0.6质量%以上。

如上所述，当锰含量较多时，则有旧奥氏体粒径趋于粗大的倾向，因此需要如后所述地在渗碳处理或碳氮共渗处理之后进行随炉缓冷，在620～700℃的温度下按规定时间保温，通过上述处理使晶粒均匀微细化。

（铬含量）

铬（Cr）是通过与合金钢的基体组织固溶来提高淬火性的元素。此外，还具有与碳结合形成碳化物，提高耐磨性的效果，且由于使碳化物和基体组织的马氏体稳定化，所以带来使得由氢引起的组织变化延迟，延长各部件寿命的效果。

铬含量为2.6～4.5质量%，优选为2.6～3.5质量%。当铬含量低于2.6质量%时，将不能充分实现使上述组织变化延迟的效果等。另一方面，当超过4.5质量%时，则存在各部件的韧性降低，或者渗碳性和碳氮共渗性降低的情况。此外，由于材料成本提高，且如果不提高淬火温度将无法实现规定的硬度，所以导致各部件的生产效率下降。

（钼含量）

钼（Mo）是通过与合金钢的基体组织固溶来提高淬火性和抗回火软化性的元素。此外，还具有与碳结合形成较硬碳化物，提高耐磨性和滚动疲劳寿命的效果。且由于使碳化物、基体组织的马氏体和奥氏体稳定化，所以带来使得由氢引起的组织变化延迟，延长各部件寿命的效果。

钼含量为0.1～0.4质量%，优选为0.2～0.4质量%。当钼含量低于0.1质量%，则不能充分实现使上述组织变化延迟的效果等。另一方面，当超过0.4质量%时，则各部件的韧性降低。此外，由于材料成本提高，或者切削性降低，所以导致各部件的生产效率降低。

（镍含量）

镍（Ni）是在钢精炼时含有的微量元素，是具有提高淬火性的效果和使奥氏体稳定化的效果的元素。而且由于镍的添加将提高韧性。由此，优选为0.01质量%以上、更优选为0.06质量%以上。且其含量为0.20质量%以下。虽然镍含量越多越易实现上述效果，但由于镍的价格较高，将成为钢材成本上涨的原因，因此优选不主动添加，而是抑制为上述含量范围。

（铜含量）

铜（Cu）是在钢精炼时含有的微量元素，是具有提高淬火性的效果和提高晶界强度的效果的元素。由此，优选为0.01质量%以上、更优选为0.08质量%以上。且其含量为0.20质量%以下。当铜含量超过0.20质量%时，则热锻性降低，因此优选不主动添加，而是抑制为上述含量范围。

（硫含量）

硫（S）形成为硫化锰（MnS），在合金钢中以硫化物的非金属夹杂物形态起作用，所以合金中的硫含量优选较少。因此，硫含量为0.020质量%以下，优选为0.012质量%以下。但在需要改善加工性的情况下，优选为0.001质量%以上，更优选为0.008质量%以上。

（磷含量）

磷（P）在晶界发生偏析，使晶界强度、断裂韧性值降低，因此磷含量也优选为较少。因此，磷含量为0.020质量%以下，优选为0.012质量%以下。但在需要改善加工性的情况下，优选为0.001质量%以上，更优选为0.007质量%以上。

（氧含量）

氧（O）在合金钢中形成氧化铝（Al₂O₃）等氧化物类非金属夹杂物。该氧化物类夹杂物成为剥离的起点，对滚动疲劳寿命产生不良影响，因此氧含量也优选为较少。因此，氧含量为12质量ppm以下，优选为10质量ppm以下。但从成本角度考虑，优选为1质量ppm以上，更优选为3质量ppm以上，进一步优选为7质量ppm以上。

（氧化物类夹杂物的含量）

当在合金钢中存在氧化物、硫化物、氮化物等较大的非金属夹杂物时，则在其周围将发生应力集中，将发生以这些夹杂物为起点的疲劳断裂，成为剥离的原因。此外，渗入到合金钢中的氢容易聚集在该应力集中部分，因此在较大的夹杂物的周围也容易产生钢组织变化。

非金属夹杂物中Al₂O₃、MgO、CaO等作为氧化物类夹杂物且大小为直径10μm以上的非金属夹杂物，容易成为疲劳断裂的起点。另一方面，在氧化物类夹杂物的大小低于10μm的情况下，在发生以上述夹杂物为起点的断裂之前，钢的基体组织因氢而发生变化，随之先发生疲劳断裂。由此，即使存在直径低于10μm的氧化物类夹杂物，实质上也不会产生问题。

基于上述观点，为了抑制以氧化物类夹杂物为起点的疲劳断裂的发生，在具备上述本发明特性的上述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个优选为任意截面的每320mm²的面积中所存在的直径10μm以上的氧化物类夹杂物的数量在10个以下，更优选为5个以下。

此外，为了抑制合金钢中直径10μm以上的较大氧化物类夹杂物的数量，作为材料，使用上述氧化物类夹杂物的数量原本就很少的合金钢，或者也可以通过下示方法进行控制。分布于作为材料的型钢材料内部的氧化物类夹杂物，多分布于型钢的中心部分附近和表层部分。因此，在制作内圈或外圈时的热锻造工艺或热轧工艺中，能够通过在使型钢材料的中心部附近和表层部分附近不进入内圈或外圈的滚道表面附近的方式进行成型，实现对氧化物类夹杂物分布的管理。此外，在热锻造或热轧后的车削加工中，通过除去相当于钢材的中心部附近和表层部分附近的部位，也能够实现对氧化物类非金属夹杂物分布的管理。

（接触面表面中的C+N量和碳化物的面积率）

各部件中的运转时与对象面接触的表面，即外圈和内圈的滚道面以及滚动体的滚动面表面中的C+N量限定为0.9～1.4质量%的范围，优选为0.9～1.2质量%的范围。此外，该表面中的碳化物的面积率限定在10%以下，优选为5%以下。

通过渗碳处理或碳氮共渗处理渗入合金钢中的碳量和氮量，将影响淬火和回火后的硬度以及残留奥氏体含量。此外，已知由于氢原子半径较小而在合金钢中到处移动，通过将碳或氮固溶在合金钢的基体组织中，能够实现阻碍氢移动的效果。

当C+N低于0.9质量%时，将不能充分实现上述效果。另一方面，当C+N量超过1.4质量%时，碳化物、氮化物的析出量将过剩，导致沿着旧奥氏体晶界生成网状的碳化物。当生成该网状碳化物时，则沿着碳化物容易引发并传播疲劳断裂，导致韧性显著降低。此外，当C+N量在0.9～1.4质量%的范围内时，一旦该碳化物的面积超过10%，就将如上所述导致韧性降低，因此需要将碳化物的面积叠加限定。

此外，通过根据轴承尺寸适当选择合金钢中的碳含量、以及渗碳处理或碳氮共渗处理中的炉内气体浓度及保持时间，能够调节C+N量。关于气体浓度，具体而言，通过控制丙烷、丁烷等烃类气体的流量来调节C浓度，通过控制氨气流量来调节N浓度。此外，关于碳化物的面积率，同样能够通过根据轴承尺寸适当选择渗碳处理或碳氮共渗处理中的炉内的气体浓度和保持时间来进行调节。

（从接触面表面至滚动体直径的1%的深度）

在本发明中，当设滚动体直径为D时，限定从接触面（滚道面或滚动面）表面至滚动体直径（D）的1%的深度（深度0.01D）的位置的硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、C+N量，其理由如下所述。

即，在滚动轴承中，因套圈（外圈和内圈）与滚动体的接触应力而在接触面正下方的各部件的内部产生剪切应力，因该剪切应力产生金属疲劳，导致接触面表面的剥离。该剪切应力的分布由套圈与滚动体的接触应力和接触面积决定，因此滚动体直径对剪切应力的分布产生较大影响。在正常使用条件下，在滚动体直径（D）的约1%左右的深度（深度0.01D）剪切应力最大，以该区域为起点产生剥离。显然，由氢引起的组织变化也同样易于产生在剪切应力为最大的该深度0.01D的位置。

基于上述理由，如下所述分别限定该位置的硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、C+N量。

（从接触面表面至深度0.01D的位置的硬度）

由于氢在合金钢中到处移动，因此具有容易聚集在高应力区域的性质。如上所述，特别是由于在距接触面表面深度为0.01D的位置剪切应力最大，所以氢容易聚集在该位置。本发明人对由氢引起的组织变化进行深入研究后认识到：该由氢引起的组织变化是由局部产生塑性变形而引发，为了延迟该组织变化的产生，需要提高该位置的硬度，以提高对塑性变形的抵抗值。而且，通过将从该接触面表面至深度0.01D的位置的硬度限定为Hv（维氏硬度）720～832（洛氏硬度HRC则为61～65）的范围，优选为Hv759～832的范围内，能够有效抑制由氢引起的组织变化的产生。

即，当从该接触面表面至深度0.01D的位置的硬度低于Hv720时，则硬度不足，不能充分抑制由氢引起的组织变化的产生，导致各部件的滚动疲劳寿命的降低。另一方面，当该硬度超过Hv832，则各部件的韧性降低。

该位置的硬度能够通过控制合金钢的成分，并控制C+N量、淬火和回火的条件来适当限定。

此外，硬度测量通过在切断各部件的接触面之后，对该切割面进行镜面抛光，使用维氏硬度测试仪对处理后的切割面进行测量来实现。

（从接触面表面至深度0.01D的位置的残留奥氏体含量）

由于金属组织中的残留奥氏体与作为合金钢基体组织的马氏体的晶体结构不同，因此具有通过该晶体结构降低氢的扩散常数的效果。因此，残留奥氏体起到延迟氢在该位置的局部聚集、延缓该位置的组织变化的产生的效果。因此，从接触面表面至深度0.01D的位置的残留奥氏体含量限定为20～45容量%的范围，优选为30～45容量%的范围。

当该位置的残留奥氏体含量低于20容量%时，将不能充分实现延迟该组织变化的效果。另一方面，当残留奥氏体含量超过45容量%时，则各部件的尺寸稳定性降低。

该位置的残留奥氏体含量能够通过控制合金钢的成分，并控制C+N量、淬火和回火的条件来适当限定。

此外，残留奥氏体含量的测量是通过在切下各部件接触面的一部分后，对该接触面表面进行电解抛光，使用X射线衍射装置对处理后的接触面表面进行测量来实现的。

（从接触面表面至深度0.01D的位置的压缩残余压力）

如上所述，接触面表面的剥离起因于以该位置的由氢引起的组织变化为起点产生的热裂。在氢容易聚集的该位置的压缩残余压力，将抑制基于组织变化的热裂的产生和传播，因此具有延迟氢的组织变化的产生的效果。因此，从接触面表面至深度0.01D的位置的压缩残余压力限定为50～300MPa的范围，优选为100～260MPa的范围。

当该位置的压缩残余压力低于50MPa时，将不能充分实现使该组织变化延迟的效果。另一方面，当压缩残余压力超过300MPa时，则为了取得与该压缩残余压力的平衡，将存在材料内部产生的拉伸残余应力的取值增大，反而加速热裂的进展的可能性。

该位置的压缩残余应力能够通过控制合金钢的成分，并调节渗碳时间或碳氮共渗时间，控制从表面到该芯部的C+N量的梯度来适当限定。

此外，残留奥氏体含量的测量是通过在切下各部件接触面的一部分后，对该接触面表面进行电解抛光，使用X射线衍射装置对处理后的接触面表面进行测量来实现的。

（从接触面表面至深度0.01D的位置的C+N量）

当固溶于基体组织的C、N的固溶量较多时，则基体组织的强度提高，不易产生组织变化。因此，从接触面表面至0.01D位置的C+N量优选为0.7～1.3质量%、更优选为0.8～1.2质量%。当从接触面表面至深度0.01D的位置的C+N量低于0.7质量%时，将无法实现上述效果。另一方面，当C+N量超过1.3质量%时，会生成较大的碳化物或氮化物，容易在其周围产生应力集中，引起组织变化。

（从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径）

在旧奥氏体晶界的界面，有容易产生合金成分的偏析和氢的聚集的倾向。当旧奥氏体粒径均匀且较小时，由于上述偏析和聚集细而均匀地分散，因此各部件的韧性提高。另一方面，当旧奥氏体粒径较大时，就有可能导致沿着该界面发生并传播热裂，降低各部件的韧性。该旧奥氏体的粒径越大，应力集中也越大，因此该韧性的降低就越显著。

如上所述，在正常使用条件下，从接触面表面至滚动体的直径的1%的深度（深度0.01D）的位置，剪切应力变成最大，然后越向芯部深入剪切应力越小。但是，由于从接触面表面至滚动体的直径的3%的深度（深度0.03D）的位置，作用着高达某种程度的剪切应力，所以如果直至该深度为止都存在着较大的旧奥氏体晶界时，将容易发生并传播热裂，导致各部件的韧性降低。因此，需要将从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径的平均值限定在20μm以下、优选为16μm以下。另一方面，为了提高淬火温度，稳定地得到足够的硬度，优选为5μm以上。基于上述观点，更优选为将旧奥氏体粒径的平均值限定在10～14μm的范围内。

此外，当旧奥氏体粒径均匀且较小时，也能有效抑制由氢引起的组织变化。各部件的滚动疲劳寿命的降低是由于氢使得组织变化在局部被加速。即，在合金钢中存在局部较弱的部分的情况下，在该部分，氢将使得组织变化被加速，以该部分为起点产生剥离，随之导致各部件的滚动疲劳寿命的降低。因此，即使旧奥氏体粒径较小，但在混有较大的旧奥氏体颗粒，其均匀性不足的情况下，从该较大的旧奥氏体颗粒的内部或晶界产生由氢引起的组织变化，导致各部件的寿命降低。基于该观点，将从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径的平均值限定在20μm以下，并将该位置的旧奥氏体粒径的最大值限定为平均值的3倍以下、优选为2.4倍以下。

该位置的旧奥氏体颗粒的粒径及其均匀性能够通过控制合金钢中的成分，以及热处理条件，特别是随炉缓冷的冷却保温条件来适当限定。

此外，旧奥氏体粒径的平均值是通过观察从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置的1mm²的面积，按照JIS G0551:2005（钢-结晶粒度的显微镜试验方法），利用下式求得的。

旧奥氏体粒径的平均值（μm）=（1/m）^0.5*10³

m：JIS G0551所示的每1mm²的晶粒个数

此外，旧奥氏体粒径的最大值是通过观察从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置的1mm²的面积，利用下式求得的。

旧奥氏体粒径的最大值（μm）=（a*b）^0.5

a：观察范围内的最大晶粒的长径（μm）

b：观察范围内的最大晶粒的短径（μm）

（芯部的硬度）

将各部件的芯部位置（渗碳处理或碳氮共渗处理后的自表面起的硬度梯度完全下降为一定值的位置）的硬度设在Hv400～550（HRC40.8～52.3）的范围内。当芯部硬度低于Hv400时，各部件的刚性降低。另一方面，当超过Hv550时，各部件的韧性降低。

芯部的硬度能够通过控制合金钢的成分，并控制淬火和回火处理的处理条件来适当限定。

（接触面表面的表面粗糙度）

当接触面（滚道面或滚动面）表面的表面粗糙程度较高时，则油膜容易龟裂，在油膜裂开的部分，套圈与滚动体发生金属接触，容易产生作为组织变化原因的润滑油的分解和氢的渗入。滚动轴承的接触面表面的表面粗糙度通常被控制在算术平均粗糙度（Ra）为0.2μm以下，但考虑到部分油膜的开裂容易性，优选以最大轮廓波峰高度（Rp）为其指标。即，即使将该接触面表面的算术平均粗糙度（Ra）限定在0.2μm以下，一旦其表面粗糙度的粗糙度曲线最大轮廓波峰高度（Rp）超过1.4μm，油膜仍然容易开裂而在局部发生金属接触。优选将该粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）限定为1.2μm以下，更优选为1.0μm以下。

这样，通过在磨削加工中将砂轮种类、磨削速度等加工条件最优化，以实现使接触面表面的表面粗糙度在粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）为1.4μm以下。此外，粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度是在滚动体为滚珠的情况下，沿滚动面表面的圆周方向取5～10个部位；在滚动体为圆锥滚子或圆柱滚子的情况下，以及对外圈和内圈沿滚动面或滚道面的轴向，取5～10个部位进行测量而得到粗糙度曲线。然后，调节上述加工条件，使得该粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）为1.4μm以下。

（滚动轴承零件的制造方法）

在本发明中，构成滚动轴承的各部件的至少其中之一采用含有上述合金成分的合金钢，对由该合金钢制成的各部件实施下述规定的热处理，并控制从接触面表面至深度为0.01D的位置的硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、旧奥氏体粒径、C+N量，就能够延缓由氢引起的组织变化，提高滚动疲劳寿命，并且通过控制接触面表面的C+N量、碳化物的面积率、从接触面表面至深度为0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径、芯部的硬度，能够实现优异的断裂韧性。

以下，对本发明的滚动轴承零件的制造方法的各工序中的条件及其临界意义进行说明。

（渗碳处理或碳氮共渗处理）

在本发明中，在900～980℃的温度下，优选为920～960℃的温度下，对滚动轴承零件实施保温规定时间的渗碳处理或碳氮共渗处理。

当处理温度低于900℃时，将不能获得足够的碳、氮的扩散速度，使得处理时间延长，因此防碍生产效率。另一方面，当超过980℃时，则旧奥氏体颗粒变得粗大。

为了得到最优的C+N量和碳化物的面积率，对炉内的气体浓度进行调节。具体而言，通过控制丙烷、丁烷等烃类气体的流量来调节C浓度，通过控制氨气体的流量来调节N浓度。由于用于控制上述C浓度、N浓度的气体流量也受到渗碳处理或碳氮共渗处理中的处理温度、此后的冷却保温温度、淬火温度等热处理条件，以及炉的结构（种类和尺寸）的影响，因此需要调节为最优条件。优选将作为表示炉内环境的指标的碳势（CP值）调节为0.8～1.7，更优选为0.9～1.5。

对于保持时间，根据滚动轴承乃至各部件的尺寸，选择达到最优渗碳或碳氮共渗深度的条件。

（随炉缓冷处理）

在本发明中，在渗碳处理或碳氮共渗处理之后且在淬火处理和回火处理之前进行随炉缓冷，将炉内温度降至620～700℃、优选为640～700℃，将滚动轴承或各部件保持规定时间。

以往，在渗碳处理或碳氮共渗处理之后，进行随炉缓冷、风冷或油冷，然后进行淬火处理。此外，为使旧奥氏体粒径微细化，使淬火温度降低，但当淬火温度过低时，则难以得到滚动轴承所要求的硬度。此外，仅调节淬火温度，难以既实现旧奥氏体颗粒的均匀性，又满足微细化。

本发明人对该问题进行了深入研究，结果认识到：利用该随炉缓冷的冷却保持处理，能够使旧奥氏体颗粒均匀且微细化。即，该处理是为了抑制由氢引起的组织变化来提高剥离寿命，同时利用高断裂韧性提高滚动疲劳寿命，对旧奥氏体粒径进行适当控制的处理。

通过该处理，能够使从奥氏体向渗碳体、珠光体、铁氧体转变的相变处理完全结束。在使上述相变完全结束之后，通过进行淬火处理，能够使淬火后的旧奥氏体晶界和组织均匀化。另一方面，当该处理不充分时，则向渗碳体、珠光体、铁氧体转变的相变未能完成的一部分组织将转变为马氏体组织，导致淬火处理后的组织不均匀。该存在不均的组织即使利用用于使其成为奥氏体单相区域的860～880℃的高温淬火处理，也无法完全恢复均相，淬火后的组织成为混有较大的旧奥氏体晶界的存在不均的不均匀马氏体组织。在上述基体组织的合金钢中，成为组织变化的起点，并且其进展容易加速，导致组织变化型的剥离寿命降低，并且还随之发生断裂韧性的降低导致的滚动疲劳寿命降低。

特别是由本发明所规定的成分构成的合金钢，与作为普通渗碳钢的SCR420等相比，其淬火性高，在渗碳处理或碳氮共渗处理后的冷却中容易相变为马氏体组织，因此容易引发上述现象。在本发明中，由于在淬火处理前相变处理完全结束，所以在淬火后能够得到具有均匀且微细的旧奥氏体晶界和组织的基体组织。因此，为了得到本发明的滚动轴承，可以说通过该处理进行的旧奥氏体粒径的控制非常有效。

无论处理温度是在低于620℃的情况下，还是在高于700℃的情况下，由于处理时间延长，因此都会影响生产效率。另一方面，保持时间，即从奥氏体直至完全转变为渗碳体、珠光体、铁氧体的相变处理结束的时间，根据保持的温度的不同而不同。例如，当考虑到旧奥氏体粒径的均匀化时，优选上述处理温度为650～700℃，此时的保持时间约为3～10小时。

此外，在该处理后，对滚动轴承或各部件进行风冷或油冷，然后用于淬火处理。

（淬火处理和回火处理）

淬火处理是通过将滚动轴承或各部件在840～880℃、优选为860～880℃的温度下按规定时间保温之后进行油冷而进行。当淬火温度低于840℃时，淬火后的硬度不足。另一方面，当淬火温度超过880℃时，残留奥氏体含量过剩，导致旧奥氏体颗粒粗大化，或导致韧性降低。此外，处理时间根据滚动轴承或各部件的尺寸决定。

此外，回火处理是通过将滚动轴承或各部件在160～200℃的温度下按规定时间保温之后进行风冷或随炉缓冷而进行的。当回火温度低于160℃时，容易造成韧性降低，合金钢组织对氢变得敏感、容易发生由氢引起的组织变化。另一方面，当回火温度超过200℃时，残留奥氏体含量降低，不能充分实现延缓由氢引起的组织变化的效果。同样，处理时间根据滚动轴承或各部件的尺寸决定。

（本发明的滚动轴承的适用用途）

本发明的滚动轴承具有不易发生组织变化型剥离的特点，因此适于用作滚动体直径（滚子的情况下为最大直径）在30mm以上的大型滚动轴承。具体而言，可举出支承构成风力发电装置的发电用风车的主轴、构成风力发电装置的增速机（变速机）等旋转机械装置的旋转轴、建筑机械的车轴、构成建筑机械的变速机等旋转机械装置的旋转轴的用途。

在以发电用风车的主轴为代表的滚动体直径在30mm以上的大型滚动轴承中，由于套圈与滚动体的接触面积较大，因此难以形成稳定油膜，局部容易发生金属接触。因此，存在着润滑油分解产生氢，该产生的氢容易渗入形成套圈和滚动体的合金钢中的倾向。

此外，在与滚动轴承大小无关的支承构成风力发电装置或建筑机械的变速机等由齿轮传递动力的机构的旋转轴，并且作用于该旋转轴的转矩的方向偶然变化的用途中，在转动体与套圈之间易发生大幅滑移，润滑膜容易裂开，易发生金属接触。因此，同样存在润滑油分解产生氢，该产生的氢容易渗入形成套圈和滚动体的合金钢中的倾向。

同样，即使在建筑机械的车轴这样的旋转轴的旋转方向频繁变化的用途中，滚动体与套圈之间的油膜也容易裂开，易发生金属接触，因此，也存在润滑油分解产生氢，该产生的氢容易渗入形成套圈和滚动体的合金钢中的倾向。

实施例

以下，通过实施例进一步说明本发明，但本发明的范围不由该实施例限定。

（实施例1～15，比较例1～21）

首先，使用表1所示的钢种，制作夏比冲击试片和球轴承6317的内圈，使用夏比冲击试片对其进行韧性评价试验（实施例1～6，比较例1～7），使用球轴承6317对其进行滚动寿命评价试验（实施例7～15，比较例8～21）。

[表1]

（韧性评价试验）

对夏比冲击试片进行车削加工确定形状之后，进行了热处理。具体而言，作为渗碳处理或碳氮共渗处理，以分别示于表2的温度保持14小时。此外，除了比较例5和6，此时的气体浓度在渗碳处理中使丙烷的流量为0.015m³/h，在碳氮共渗处理中使丙烷的流量为0.015m³/h、氨的流量为0.1m³/h。在比较例5的渗碳处理中，使丙烷的流量为0.025m³/h。在比较例6的渗碳处理中，使丙烷的流量为0.020m³/h。然后，除了比较例2之外，以分别示于表2的温度保温10小时，然后进行随炉缓冷直至常温。比较例2则是在渗碳处理后即刻进行随炉缓冷直至常温。

进而，作为淬火处理，以分别示于表2的温度保温1.5小时，然后进行油冷直至室温；作为回火处理，则是在180℃下保温2小时后，进行风冷直至室温。在热处理之后，分别实施磨削加工和精加工，得到10RC带缺口的10mm×10mm×55mm的夏比冲击试片。

表2表示了所制作的夏比冲击试片的钢种、热处理条件、热处理品质的测量结果和夏比冲击试验的试验结果。此外，夏比冲击试验基于JIS Z2242:2005进行。

[表2]

在实施例1～6中，使用本发明规定的合金钢制作夏比冲击试片。热处理条件也在本发明规定的范围内，因此试片表面的C+N量和碳化物的面积率、从试片表面至深度0.3～0.9mm的位置的旧奥氏体粒径的平均值和最大值与该平均值之比（最大值/平均值）、从试片表面至深度5mm的位置的维氏硬度均在本发明范围内。夏比冲击值也高达40J/cm²以上，韧性优异。

此外，在滚动体直径（D）为30.2mm时，上述深度0.3～0.9mm的位置相当于从接触面表面至深度0.01～0.03D的位置。此外，上述深度5mm的位置是自表面起硬度梯度完全下降为定值的区域，与芯部相当。

与此相对，比较例1～7与实施例相比，夏比冲击值均很低，韧性均较差。其理由如下所述。即，这是由于比较例1的渗碳处理温度过高，因此旧奥氏体粒径较大。比较例2是由于渗碳处理之后未进行冷却保持，比较例3是由于渗碳处理后的冷却保持温度过低，比较例4是由于渗碳处理后的冷却保

持温度过高，因此使得它们均在从奥氏体转向渗碳体、珠光体、铁氧体的相变未完全结束，在淬火前的组织的一部分中被发现存在马氏体组织。因此，在比较例2和3中，在淬火之后，形成混有较大旧奥氏体粒径的组织，旧奥氏体粒径也变大。此外，在比较例4中，尽管旧奥氏体粒径较小，但在淬火之后，形成混有较大旧奥氏体粒径的组织。

此外，在比较例5和比较例6中是由于渗碳处理中的气体浓度不合适，因此，比较例5表面的C+N量和碳化物的面积率均过大，比较例6的表面C+N量尽管适量，但碳化物的面积率过大。并且，比较例7则是由于合金钢的组分未在本发明范围内，使得芯部硬度过大。

（使用球轴承6317的滚动寿命评价试验）

在该评价试验中，由于内圈容易剥离，因此本发明的应用对象为内圈。即，作为供给该试验的滚动轴承，除了比较例18，仅用表1所示的钢种制作球轴承6317的内圈，而外圈和滚珠则使用按照JIS-SUJ2制作的制品。此外，为了比较，比较例18也按照JIS-SUJ2制作内圈。

将钢材以规定尺寸截断，进行热轧、球化退火和车削加工，制成球轴承6317的形状之后，进行了热处理。具体而言，作为渗碳处理或碳氮共渗处理，以分别示于表3的温度保温14小时。此外，除了比较例21之外，此时的气体浓度为，在渗碳处理中使丙烷的流量为0.015m³/h，在碳氮共渗处理中使丙烷的流量为0.015m³/h，使氨的流量为0.1m³/h。在比较例21的渗碳处理中，使丙烷的流量为0.03m³/h。然后，除了比较例8之外，以分别示于表3的温度保温10小时，然后进行随炉缓冷直至常温。比较例8则是在渗碳处理之后立刻进行随炉缓冷直至常温。此外，比较例18则是渗碳处理及其此后的冷却保持均未实施。

进而，作为淬火处理，以分别示于表3的温度保温1.5小时之后，进行油冷直至室温；作为回火处理，以分别示于表3的温度保温2小时之后，进行风冷直至室温。在热处理之后，通过分别实施磨削加工和精加工，最后得到组装有内圈、外圈、滚动体和保持架，并且轴承内径为85mm、轴承外径为180mm、宽度为41mm、滚珠直径为30.2mm的球轴承6317。此外，内圈的厚度为14.75mm、滚道最深处与内圈内周面之间的距离为8.67mm。

滚动寿命评价试验是在径向载荷53.2kN、转速2000min^-1的条件下，作为润滑剂使用高牵引油（变压器用合成油）来进行。分别制作3个样品供给试验，求出其平均寿命。

表3表示与内圈的钢种、热处理条件、热处理品质相关的测量结果以及滚动寿命试验的试验结果。此外，表3所示的寿命比是以使用了比较例18的JIS-SUJ2制内圈的球轴承6317的平均寿命为1.0时各实施例和比较例的球轴承6317的平均寿命比。此外，在该试验中，在已产生剥离的轴承中，剥离均产生于内圈，并观察到剥离部分有白色组织。

[表3]

实施例7～15均使用本发明规定的成分的合金钢制作内圈。由于热处理条件也在本发明规定的范围内，所以从滚道面表面至深度0.01D的位置的维氏硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、从滚道面至深度0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径的平均值和最大值与该平均值之比（最大值/平均值）均在本发明的范围内。此外，滚道面表面的C+N量和碳化物的面积率、从滚道面至深度4mm的位置（芯部）的维氏硬度，也均在本发明的范围内。因此，与比较例18的标准滚动轴承相比，无论哪个滚动轴承的寿命都延长5倍以上，不产生剥离。

此外，特别是在实施例7、8、14和15中，构成内圈的合金钢的成分为更优选的范围。因此，延缓由氢引起的组织变化的效果为特别优异的结果，即使在试验后对内圈截面的金属组织的观察中，也未产生组织变化。实施例的滚珠轴承均在未发生剥离下在中途使试验中止，基于该观察结果，推定实施例7、8、14和15的滚动球轴承的寿命比实施例9～13的滚动球轴承的寿命长。

与此相对，比较例8～21与实施例7～15相比，滚动寿命都较短，在试验后对内圈截面的金属组织的观察中，观察到由氢引起的组织变化的进展。其理由分别如下所述。

即，比较例8是由于渗碳处理之后未进行冷却保持，比较例9是由于渗碳处理之后的冷却保持温度过低，比较例10是由于渗碳处理之后的冷却保持温度过高，因此在未使各例从奥氏体向渗碳体、珠光体、铁氧体的相变完全结束，淬火前的组织的一部分中能观察到马氏体组织。因此，在比较例8和9中，在淬火后变成混有较大旧奥氏体粒径的组织，旧奥氏体粒径也变大。此外，在比较例10中，尽管旧奥氏体粒径较小，但在淬火之后成为混有较大旧奥氏体粒径的组织。

此外，比较例11～13的构成内圈的合金钢的成分均在本发明范围之外。即，比较例11的O含量在范围之外，所以清洁度不足，产生以氧化物类夹杂物为起点的剥离。此外，比较例12的Si含量在范围之外、比较例13的Mn含量和Cr含量在范围之外，两者的渗碳性均不足，从滚道面至深度0.01D的位置的热处理品质不足，容易产生由氢引起的组织变化。而且，由于比较例14的C含量和Cr含量、比较例15的Si含量和Mn含量、比较例16的Mo含量、比较例17的Cr含量分别在范围之外，所以无法充分实现延迟由氢引起的组织变化的效果。

比较例18是标准的JIS-SUJ2制的滚动轴承，由于C含量、Cr含量、Mo含量在范围之外，所以从滚道面至深度0.01D的位置的残留奥氏体含量和压缩残余应力不够充分，无法充分实现延迟由氢引起的组织变化的效果。此外，由于是整体淬火钢，所以芯部硬度过大，韧性较差。

比较例19由于回火温度较高，因此从滚道面至深度0.01D的位置的残留奥氏体含量不足，耐氢蚀致脆性不足。另一方面，比较例20由于淬火温度高，因此从滚道面至深度0.01D的位置的残留奥氏体含量过剩。因此，尽管本次试验中寿命较长，但从尺寸稳定性的角度考虑，不适于长期使用的轴承。

比较例21由于渗碳处理中的气体浓度不适当，所以滚道接触面表面的C+N量过剩，因此从滚道面至深度0.01D的位置的压缩残余应力超过本发明规定的范围，热裂的进展加速。

（实施例16～21、比较例22）

接着，为了研究变速机的高速轴这样的在高表面压力、高速旋转的更严酷条件下的长寿命化，使用表4所示的钢种制作球轴承6206的内圈，进行了其滚动寿命的评价试验。

[表4]

（使用球轴承6206的滚动寿命评价试验）

在该评价试验中，也以内圈为本发明的应用对象，除了比较例22之外，仅用表4所示钢种制作球轴承6206的内圈，外圈和滚珠按照JIS-SUJ2制作。此外，为了比较，比较例22也按照JIS-SUJ2制作内圈。

将钢材以规定尺寸截断，进行车削加工，制成球轴承6206的形状之后，进行了热处理。具体而言，作为渗碳处理或碳氮共渗处理，以分别示于表5的温度保温5小时。此外，此时的气体浓度为，在渗碳处理中使丙烷的流量为0.015m³/h，在碳氮共渗处理中使丙烷的流量为0.015m³/h，使氨的流量为0.1m³/h。然后，以分别示于表5的温度保温10小时，然后进行随炉缓冷直至常温。此外，比较例22则是渗碳处理及其此后的冷却保持均未实施。

进而，作为淬火处理，以分别示于表5的温度保温1.5小时之后，进行油冷直至室温；作为回火处理，以分别示于表5的温度保温2小时之后，进行风冷直至室温。在热处理之后，通过分别实施磨削加工和精加工，最后得到组装有内圈、外圈、滚动体和保持架，并且轴承内径为30mm、轴承外径为62mm、宽度为16mm、滚珠直径为9.525mm的球轴承6206。此外，内圈的厚度为5.35mm、滚道最深处与内圈内周面之间的距离为3.49mm。此外，所有实施例和比较例均在滚道面表面的表面粗糙度按照算术平均粗糙度（Ra）为0.2μm以下，且分别为表5所示的粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）值的条件下，进行磨削加工。

滚动寿命评价试验是在径向载荷13.8kN、转速3000min^-1的条件下，作为润滑剂使用高牵引油（变压器用合成油）来进行。分别制作3个样品供给试验，求出其平均寿命。

表5表示与内圈的钢种、热处理条件、热处理品质相关的测量结果以及滚动寿命试验的试验结果。此外，表5所示的寿命比是以使用了比较例22的JIS-SUJ2制内圈的球轴承6206的平均寿命为1.0时各实施例和比较例的球轴承6206的平均寿命比。此外，在该试验中，在已产生剥离的轴承中，剥离均产生于内圈，并观察到剥离部分有白色组织。

[表5]

实施例16～21均使用本发明规定的成分的合金钢制作内圈。由于热处理条件也在本发明规定的范围内，所以从滚道面表面至深度0.01D的位置的维氏硬度、残留奥氏体含量、压缩残余应力、从滚道面至深度0.01～0.03D的位置的旧奥氏体粒径的平均值、和最大值与该平均值之比（最大值/平均值）均在本发明的范围内。此外，滚道面表面的C+N量和碳化物的面积率、从滚道面至深度1.7mm的位置（芯部）的维氏硬度，也均在本发明的范围内。因此，与比较例22的标准滚动轴承相比，无论哪个滚动轴承的寿命都延长3倍以上。

特别是在实施例16～18中，使用每320mm²的面积中存在的直径10μm以上的氧化物类夹杂物为10个以下的合金钢作为材料，并且将从滚道面表面至深度0.01D的位置的C+N量控制为1.2质量%以下、滚道面表面的粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）控制为1.2μm以下这样的优选范围，因此在较高表面压力、较高速旋转的条件下也是长寿命，寿命延长5倍以上，也不会产生剥离。

进而，实施例16的滚道面的粗糙度曲线的最大轮廓波峰高度（Rp）在1.0μm以下，即使在这样严酷的条件下，也能够充分抑制由油膜裂开引起的氢的渗入。因此，延缓由氢引起的组织变化的效果为特别优异的结果，即使在试验后对内圈截面的金属组织的观察中，也未产生组织变化。实施例16～18的滚珠轴承均不发生剥离，而在中途使试验中止，基于该观察结果，推定实施例16的滚动球轴承的寿命比实施例17和18的滚动球轴承的寿命长。

产业实用性

本发明的滚动轴承即使在氢容易渗入的条件下，也能够抑制由氢引起的组织变化，并且通过优异的断裂韧性来提高滚动疲劳寿命。因此，本发明的滚动轴承适于用作使用以润滑油为润滑剂并被要求高韧性的滚动体直径为30mm以上的尺寸较大的滚动轴承的用于支承风力发电装置的主轴或构成变速机、建筑机械、产业用自动装置的旋转轴等的滚动轴承。

但本发明不限于上述用途，能够广泛应用于各种用途的滚动轴承，此外，不仅可用于深沟球轴承，还广泛适用于包括向心轴承、推力轴承，除了球轴承之外，还广泛适用于圆锥滚子轴承、圆柱滚子轴承、自动调心滚子轴承等。

此外，本申请基于2011年12月6日提出的日本专利申请（特愿2011-266535号），其内容在此作为参照引入。

Claims (7)

1.一种滚动轴承，所述滚动轴承具有内圈、外圈、和设在所述内圈与所述外圈之间并能够自由滚动的滚动体，其特征在于，

所述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个由分别含有0.10～0.30质量%的C、0.2～0.5质量%的Si、0.2～1.2质量%的Mn、2.6～4.5质量%的Cr、0.1～0.4质量%的Mo、0.20质量%以下的Ni、0.20质量%以下的Cu、0.020质量%以下的S、0.020质量%以下的P、12质量ppm以下的O，其余为Fe和不可避免的杂质的合金钢制成，

所述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个的表面被实施了渗碳处理或碳氮共渗处理，运转时与对象面接触的接触面表面中的C+N量为0.9～1.4质量%，

所述接触面表面中的碳化物的面积率在10%以下，

从所述接触面表面至所述滚动体的直径的1%的深度的硬度为Hv720～Hv832，残留奥氏体含量为20～45容量%，压缩残余应力为50～300MPa，

从所述接触面表面至所述滚动体的直径的1%～3%的深度的旧奥氏体粒径的平均值在20μm以下，且旧奥氏体粒径的最大值为所述平均值的3倍以下，芯部的硬度为Hv400～550。

2.如权利要求1所述的滚动轴承，其特征在于，

所述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个的任意截面的每320mm²的面积中所存在的直径10μm以上的氧化物类夹杂物的数量在10个以下。

3.如权利要求1或2所述的滚动轴承，其特征在于，

从所述接触面表面至所述滚动体的直径的1%的深度的C+N量为0.7～1.3质量%。

4.如权利要求1～3中任一项所述的滚动轴承，其特征在于，

以最大轮廓波峰高度Rp评价表面粗糙度时，所述内圈、外圈和滚动体中的至少其中一个的所述接触面表面的表面粗糙度在1.4μm以下。

5.如权利要求1～4中任一项所述的滚动轴承，其特征在于，

所述滚动体的直径在30mm以上。

6.一种滚动轴承零件的制造方法，所述滚动轴承零件包括具有内圈、外圈和设在所述内圈与所述外圈之间并能够自由滚动的滚动体的滚动轴承中的所述内圈、外圈和滚动体中的至少其中之一，所述滚动轴承零件的制造方法的特征在于，

作为构成所述滚动轴承零件的合金钢，采用分别含有0.10～0.30质量%的C、0.2～0.5质量%的Si、0.2～1.2质量%的Mn、2.6～4.5质量%的Cr、0.1～0.4质量%的Mo、0.20质量%以下的Ni、0.20质量%以下的Cu、0.020质量%以下的S、0.020质量%以下的P、12质量ppm以下的O，其余为Fe和不可避免的杂质的合金钢，

对所述滚动轴承零件实施在900～980℃的温度下按规定时间保温的渗碳处理或碳氮共渗处理，

在渗碳处理或碳氮共渗处理之后，进行随炉缓冷，在620～700℃的温度下按规定时间保温，

并且通过进行淬火处理和回火处理，使得所述滚动轴承零件运转时与对象面接触的接触面表面中的C+N量为0.9～1.4质量%、所述接触面表面中的碳化物的面积率在10%以下，并且使得从所述接触面表面至所述滚动体的直径的1%的深度的残留奥氏体含量为20～45容量%。

7.如权利要求6所述的滚动轴承零件的制造方法，其特征在于，

在所述渗碳处理或碳氮共渗处理中，炉内的CP值为0.8～1.7。