CN105264246B - 轴承部件及滚动轴承 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种轴承部件(11、12、13)，所述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面(11A、12A、13A)的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面(11A、12A、13A)是与其他部件接触的表面。所述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。所述表面部分中的残留奥氏体的量为8体积％以下。

Description

轴承部件及滚动轴承
技术领域
本发明涉及轴承部件及滚动轴承，更具体而言，涉及廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
背景技术
作为提高滚动轴承中包含的轴承部件的耐久性的措施，已知碳氮共渗处理(参见例如日本专利公开第2007-277648号(PTD 1)和日本专利公开第2008-267402号(PTD 2))。上述碳氮共渗处理是热处理，在该热处理中，将钢加热至A1转变点以上的温度，使碳和氮渗透和扩散至钢中，然后进行淬火。上述碳氮共渗处理可有效地延长刮擦接触寿命，该刮擦接触寿命是滚动轴承的重要性能。
滚动轴承的其他重要功能包括机械旋转运动时的较低扭矩，为了实现该目的，降低旋转中的能量损失是重要的。导致滚动轴承在旋转中能量损失的原因包括：滚动粘性阻力、滑差、弹性滞后损失或润滑油的搅拌阻力。基于滚动轴承中的球轴承和滚针轴承的比较，球轴承中因滚动粘性阻力差异而引起的能量损失较少。因此，从机械旋转运动中较低扭矩的观点来看，可以说球轴承是更优选的结构。
与球轴承相比，因为滚针轴承的轴承部件(滚动轴承环或滚珠)之间的接触面积较大，所以施加至轴承部件的接触压力较小。所以，从承受较大的荷重的角度来看，滚针轴承是有效的。然而，当球轴承产生大的荷重时，接触压力会过大，在滚动轴承环或滚珠中发生塑性变形。于是，机械的旋转运动中的扭矩增大，产生异常噪音或发生旋转精度的降低，结果难以满足作为轴承的作用。由此，将导致轴承功能障碍的过度负载(接触压力)称为滚动轴承的“静荷载能力”。所以，就降低滚动轴承的扭矩而言，优选采用由不易发生塑性变形(屈服强度高)的材料制成的球轴承。
作为不易发生塑性变形的代表性的材料，包括陶瓷材料，例如氮化硅。该陶瓷材料不易发生塑性变形，但同时也难以加工。所以，在采用陶瓷材料作为轴承的材料时，会有加工成本增加的问题。所以，要求开发一种包括加工成本在内的总成本低且不易发生塑性变形的材料来代替陶瓷材料。“不易发生塑性变形”与由HV硬度或HRC硬度表示的硬度无关，而是与接近弹性极限或屈服强度的塑性变形量小的区域有关。
引文列表
专利文献
PTD 1:日本专利公开第2007-277648号
PTD 2:日本专利公开第2008-267402号
发明内容
发明所要解决的技术问题
考虑到近年来对轴承部件的耐久性提高的需求，根据用途，通过传统的碳氮共渗处理可能难以提供足够的耐久性。此外，以往在具有对降低扭矩有利的结构的球轴承中，如果不使用氮化硅等加工成本高的材料，会难以防止塑性变形。
本发明是鉴于上述问题而完成的发明，其目的在于提供廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件，以及包含该轴承部件的滚动轴承。
解决问题的方案
本发明的轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面是与其他部件接触的表面。在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。在上述轴承部件中，上述表面部分中的残留奥氏体的量为8体积％以下。
本发明人对于在不使用高加工成本的材料的条件下提高屈服强度和寿命的方案进行了认真研究。结果，本发明人获得了以下发现并得到了本发明。
在轴承部件中，在与其他部件接触的接触面(例如滚动轴承环的滚道面，或滚珠与滚针的滚动接触面)及该接触面的正下方的部分容易产生裂纹等损伤。为了解决该问题，通过对接触面实施碳氮共渗处理能够提高上述轴承部件的耐久性。
根据本发明人的研究，当包含上述接触面的上述表面部分中的氮浓度低于0.2质量％时，上述轴承部件的刮擦接触寿命变短。因此，为了抑制上述轴承部件的寿命变短，上述表面部分中的上述氮浓度需要为0.2质量％以上。当上述表面部分中的氮浓度超过0.7质量％时，基质中的铬的大部分都消失。于是，淬透性降低，结果容易发生不完全淬火。因此，为了抑制淬透性的降低和不完全淬火的发生，上述表面部分中的氮浓度需要为0.7质量％以下。
上述轴承部件通过对成型的钢产品进行碳氮共渗处理或回火处理等热处理，然后对上述接触面进行精整加工来制造。由于上述热处理，上述钢产品可能会变形(例如滚动轴承环可能是椭圆形且圆形度可能会变差)，并且在精整加工中磨削余量会变化。因此，在传统的轴承部件中，上述表面部分中的氮浓度的变动成为很大的问题。
与此相对，在本发明的轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且上述表面部分中的氮浓度的变动减少至0.1质量％或更低。因此，在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮浓度为0.2质量％以上且0.7质量％以下，抑制了刮擦接触寿命的减少。因此，根据本发明中的上述轴承部件，能够更可靠地提供寿命提高了的轴承部件。
根据本发明人的研究，通过使回火处理中的加热温度比传统例中的温度更高，上述表面部分中的残留奥氏体的量降低至8体积％以下，从而材料的屈服强度提高。即，在上述表面部分中的残留奥氏体的量降为8体积％以下的上述轴承部件中，能够在不使用氮化硅等加工成本高的材料的情况下抑制材料的塑性变形。
如上所述，上述轴承部件的寿命可通过增加上述表面部分中的氮浓度来提高。但是，在传统的轴承部件中，随着表面部分中的氮浓度的增加，材料的屈服强度降低，由此难以同时实现屈服强度的提高和寿命的提高。与此相对，根据本发明人的研究，在回火温度比传统例中更高时，可以克服屈服强度和寿命之间的相反关系。即，在通过提高回火温度而将表面部分中的残留奥氏体的量设为8体积％以下，由此将上述表面部分中的氮浓度增加至上述范围时，也能抑制屈服强度的降低。因此，根据本发明中的上述轴承部件，能够提供廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件。
根据本发明的轴承部件中，上述“表面部分”是指在上述轴承部件的厚度方向上自上述接触面起延伸至20μm深度的区域。上述“表面部分中的氮的平均浓度”及“表面部分中的氮浓度的变动”在下述的本发明的实施方式中进行定义。
下面，将构成本发明的轴承部件的钢的成分组成设定为上述范围的理由进行说明。
碳：0.95质量％以上且1.1质量％以下
碳含量对淬硬后的轴承部件的硬度和碳化物的量有很大影响。当钢中的碳含量为0.95质量％以上时，无需通过热处理在钢中引入大量的碳，也能获得足够的硬度和碳化物的量。当碳含量超过1.1质量％时，在钢的制造时形成大的碳化物，该碳化物会严重影响轴承部件的耐久性。因此，碳含量为0.95质量％以上且1.1质量％以下。
硅：低于0.3质量％
硅使钢中的氢的吸留量增加并加速氢脆。当钢中的硅含量为0.3质量％以上时，在氢容易进入钢中的应用中，容易发生由氢脆引起的剥落。因此，在上述轴承部件中，钢中的硅含量低于0.3质量％。
锰：低于0.5质量％
锰对钢的淬透性和淬火前的钢的硬度有贡献。但是，当锰含量为0.5质量％以上时，淬火前的材料的硬度高，且冷工艺中的加工性降低。因此，锰含量低于0.5质量％。
硫：低于0.008质量％
硫与锰等化学键合，形成例如硫化锰等非金属夹杂物。该非金属夹杂物会严重影响轴承的寿命。因此，在上述轴承部件中，钢中的硫含量为低于0.008质量％。
铬：1.4质量％以上且低于1.6质量％
铬有助于钢的淬透性的提高。本发明的轴承部件中，为了防止氢脆引起剥落而使硅含量较低，所以淬透性也降低。于是，为了补偿因减少硅含量而引起的淬透性的降低，上述轴承部件中，钢的铬含量为1.4质量％以上且低于1.6质量％。
在上述轴承部件中，上述表面部分中的残留奥氏体的量可以为5体积％以下。
当回火温度进一步增加时，上述表面部分中的残留奥氏体的量减少至5体积％以下。如此，能进一步提高材料的屈服强度。
在上述轴承部件中，上述轴承部件在厚度方向上的氮浓度的倾度可以为-15(1/m)以上。上述氮浓度的倾度按照后述的实施例中的说明进行确定。由此，能容易地减少对上述接触面进行精整加工后的上述表面部分中的氮浓度的变动。
“氮浓度的倾度”可以是在对上述接触面进行研磨处理等精整加工之前的氮浓度的倾度，或者是对上述接触面进行精整加工后(即作为产品的状态)的氮浓度的倾度。即，在上述轴承部件中，在对上述接触面进行精整加工前氮浓度的倾度为-15(1/m)以上，或者在精整加工后氮浓度的倾度为-15(1/m)以上，或者精整加工前和精整加工后氮浓度的倾度都为-15(1/m)以上。
在上述轴承部件中，上述表面部分在每100μm2内可以包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.3μm以上且0.5μm以下。
根据本发明人的研究，在上述表面部分在每100μm2内包含5个以上的碳氮化物，且该碳氮化物的直径为0.3μm以上且0.5μm以下时，由于该碳氮化物的析出强化，上述轴承部件的静荷载能力提高。因此，通过将上述表面部分中的上述碳氮化物的存在量规定在上述范围内，能进一步提高上述轴承部件的静荷载能力。在该情况下，上述表面部分中的碳浓度为0.9质量％以上且1.1质量％以下。
这里，上述“表面部分在每100μm2内包含5个以上的碳氮化物，且该碳氮化物的直径为0.3μm以上且0.5μm以下”是指，在沿着与上述接触面垂直的截面切割上述轴承部件，对得到的截面的表面部分用显微镜进行观察时，在每100μm2内观察到5个以上的直径为0.3μm以上且0.5μm以下的碳氮化物。上述“碳氮化物”是指铁的碳化物或该碳化物中的部分碳被氮取代而得的物质，包括Fe-C类化合物和Fe-C-N类化合物。该碳氮化物可以包含铬等钢中含有的合金元素。
在上述轴承部件中，包含非研磨表面的非研磨部分中的氮浓度低于0.7质量％，上述非研磨表面是上述接触面以外的表面。
根据本发明人的研究，上述非研磨部分中的氮浓度为0.7质量％以上时，淬透性降低，且容易产生不完全淬火的组织。因此，为了抑制淬透性的降低和不完全淬火的组织的产生，上述非研磨部分中的氮浓度优选低于0.7质量％。上述“非研磨部分”是指在上述轴承部件的厚度方向上自非研磨表面延伸至20μm深度的区域。在该情况下，自上述非研磨表面起在0.1mm深度的位置处的硬度为700HV以上。
在上述轴承部件中，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，自上述接触面起在深度为0.4(mm)的位置处的维氏硬度比上述轴承部件的厚度方向上未形成碳氮共渗层的区域中的维氏硬度高至少80HV。
由此，可确保上述接触面中的氮浓度为0.4质量％以上。
在上述轴承部件中，上述碳氮共渗层可通过实施下述条件的碳氮共渗处理来形成：下述式(1)中定义的ac *为0.88以上且1.27以下，式(2)中定义的α为0.012以上且0.020以下，
Pco:一氧化碳的分压(atm)，
Pco2:二氧化碳的分压(atm)，
K:中的平衡常数，
其中PN表示未分解的氨气的分压，PH表示氢气的分压。
根据本发明人的进一步研究，结果发现，在α值为0.012以下时，随着α值的增加，通过碳氮共渗处理在规定的时间内渗入钢中的氮的渗透量以大致恒定的比率增加。然而，当α值超过0.012时，氮的渗透量的增加比率降低。因此，通过将α值设定为0.012以上，在碳氮共渗处理中能有效地将氮引入钢中。在α值超过0.020时，在规定时间内的氮的渗透量达到饱和且容易发生熏黑(在热处理炉中产生烟黑并附着在被处理物上的现象)，由此，在被处理物上可能会发生表面渗碳等质量上的弊端。因此，α值优选为0.012以上且0.020以下，更优选为0.013以上且0.018以下。
还有，为了防止钢的表面部分的脱碳，ac *值优选为0.88以上。当ac *的值超过1.27时，在钢的表面部分会形成过大的碳化物(渗碳体:Fe3C)，这有可能严重影响钢的特性。因此，ac *值优选为0.88以上且1.27以下，更优选为0.9以上且1.1以下。当ac *值大于1.00时，可能会发生熏黑，且钢会过度渗碳。因此，特别是从防止过度渗碳的观点考虑，ac *值更优选为1.00以下。由此，通过在α为0.012以上且0.020以下、ac *为0.88以上且1.27以下的气氛中实施碳氮共渗处理，可以将轴承部件的表面部分中的碳浓度保持在适当水平，使碳氮共渗处理变得高效。结果，能减少轴承部件的制造成本。
在轴承部件中，上述碳氮共渗层可通过实施下述条件的碳氮共渗处理来形成：γ＝ac/CN中定义的γ的值在2以上且5以下的范围内，其中，ac表示上述轴承部件中的碳活度，CN表示在放置有上述轴承部件的热处理炉内的未分解的氨气的浓度。
本发明人对碳氮共渗处理中热处理炉中的气氛和氮渗透至轴承部件中的行为之间的关系进行了详细的研究。接着，本发明人着眼于热处理炉中的气氛中的未分解氨气的量及下式(3)中定义的碳活度都会影响氮渗入轴承部件的速率，发现下式(4)中定义的γ值是影响氮渗入轴承部件中的行为的重要因素。
即，当γ是常数时，ac越小，氮渗入轴承部件中的速率越大。当ac是常数时，γ越小，氮渗入轴承部件中的速率越大。在由具有上述成分组成的钢构成的轴承部件中，当γ值设定为5时，氮渗入被处理物中的速率达到最大，当γ值为5以下时，氮的渗透速率为常数。即，通过将γ值设定为5以下时，氮渗入由具有上述成分组成的钢构成的轴承部件中的速率可达到最大。这里，ac表示根据式(3)算出的钢中的计算碳活度，PCO表示一氧化碳(CO)的分压，PCO2表示二氧化碳(CO2)的分压，K表示中的平衡常数，CN表示热处理炉中的未分解氨气的浓度。
如上所述，当进行碳氮共渗的热处理炉中的气氛中的γ值为5以下时，氮渗入轴承部件中的速率可达到最大，但是如果γ值太小，则会有其他问题。即，为了使γ值小于2，需要提高向热处理炉内供给氨气的供给速率(氨气的流量)。相应地，热处理炉中的一氧化碳的分压下降，所以为了保持碳势(carbon potential)，需要提高浓缩气体在热处理炉内的导入量。由此，容易发生熏黑(在热处理炉中产生烟黑且该烟黑附着在轴承部件上)，轴承部件可能会发生表面渗碳等质量上的弊端。
相对于此，通过在形成碳氮共渗层的碳氮共渗处理中将γ值设定为2以上且5以下，可以使氮渗入轴承部件的速率达到最大，同时抑制熏黑的发生。由此，可提高氮渗入轴承部件中的速率，且碳氮共渗处理更高效。结果，能减少轴承部件的制造成本。
未分解氨气的浓度是指在供给至热处理炉中的氨气中，在热处理炉的气氛中没有分解而是保持为气态氨的氨气的浓度。
本发明的滚动轴承包含屈服强度和寿命提高了的本发明的上述轴承部件。因此，根据本发明中的上述滚动轴承，能够提供耐久性提高了的滚动轴承。
发明的有益效果
从上述说明可以清楚地看出，根据本发明中的上述轴承部件，能够提供廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件。此外，根据本发明中的上述滚动轴承，能够提供耐久性提高了的滚动轴承。
附图的简要说明
图1是显示本实施方式的深槽球轴承结构的截面示意图。
图2是说明测定本实施方式的轴承部件中的氮浓度的方法的示意图。
图3是显示本实施方式的轴承部件中的氮浓度的测定结果的曲线图。
图4是说明制造本实施方式的轴承部件的方法的流程图。
图5是说明制造本实施方式的轴承部件的方法中的淬硬步骤(S20)的细节的示意图。
图6是说明图5中气氛控制步骤中所含的未分解NH3分压控制步骤的示意图。
图7是说明图5中气氛控制步骤中所含的H2分压控制步骤的图。
图8是显示图5中碳氮共渗步骤所含的加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式的图。
图9是说明制造第二实施方式的轴承部件的方法中的淬硬步骤(S20)的细节的示意图。
图10是显示表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命试验中的L10寿命之间的关系的曲线图。
图11是显示表面部分中的氮浓度的变动和清洁润滑下的寿命试验中的L10寿命之间的关系的曲线图。
图12是显示内环的表面层附近的氮浓度分布的曲线图。
图13显示比较例中的试样的截面的SEM图像。
图14显示实施例中的试样的截面的SEM图像。
图15是显示碳氮化物的存在对压痕深度的影响的曲线图。
图16是说明测定样品中的氮浓度的方法的示意图。
图17是显示回火温度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图18是显示氮浓度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图19是显示氮浓度在0.1质量％以下的范围内的氮浓度和截面硬度差之间的关系的曲线图。
图20是显示碳氮共渗处理后的钢中的氮浓度分布的曲线图。
图21是显示氮扩散处理后的钢中的氮浓度分布的曲线图。
图22是显示氮浓度和回火温度与残留压痕深度之间的关系的图。
图23是显示刮擦接触疲劳寿命的韦布尔图的图。
图24是显示耐氢寿命试验中的快速加速和减速模式的图。
图25是显示耐氢寿命的韦布尔图的图。
图26是显示回火温度和残留奥氏体的量之间的关系的图。
图27是显示回火温度和析出物的面积比之间的关系的图。
图28显示当回火温度设定为180℃时的析出物的图像。
图29显示当回火温度设定为210℃时的析出物的图像。
图30显示当回火温度设定为240℃时的析出物的图像。
图31显示当回火温度设定为260℃时的析出物的图像。
图32显示未氮化区域中的原奥氏体的晶粒的图像。
图33是显示当ac *值为0.8时的碳浓度和氮浓度的分布的图。
图34是显示当ac *值为0.95时的碳浓度和氮浓度的分布的图。
图35是显示当α值为0.017时的氮浓度的分布的图。
图36是显示当α值为0.005时的氮浓度的分布的图。
图37是显示三种ac值水平上γ值和氮的渗透速率之间的关系的图。
图38是显示碳氮共渗时间和γ值变化时氮的渗透量的变迁。
实施方式描述
下面将参考附图描述本发明的实施方式。在下面的附图中，对于相同或相当的元件标以相同的参考符号，并且不再重复其说明。
(第一实施方式)
首先，参照图1对本实施方式的作为滚动轴承的深槽球轴承1的结构进行说明。深槽球轴承1包括环形的外环11、配置在外环11的内侧的环形的内环12、配置在外环11和内环12之间且作为由环形的保持架14保持的滚动元件的多个滚珠13。外环滚道面11A形成在外环11的内圆周表面上，内环滚道面12A形成在内环12的外圆周表面上。内环12配置在外环11的内侧，使得内环滚道面12A与外环滚道面11A相对。多个滚珠13在滚动接触面13A处与外环滚道面11A和内环滚道面12A接触，并通过保持架14在圆周方向上以规定的间距进行配置。由此，多个滚珠13以自由滚动的方式被保持在外环11和内环12的环形滚道上。通过这种构造，深槽球轴承1的外环11和内环12可以彼此相对转动。外环11、内环12和滚珠13是下面描述的本实施方式的轴承部件。
下文中将对本实施方式的轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)的结构进行描述。上述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质组成。上述轴承部件具有与其他部件接触的接触面(外环滚道面11、内环滚道面12A和滚动接触面13A)，在包含上述接触面的表面部分中形成有碳氮共渗层。
在上述轴承部件中，上述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下。由此，在上述轴承部件中，刮擦接触寿命提高且未完全淬火的组织的生成也受到抑制。在上述轴承部件中，上述表面部分中的残留奥氏体的量为8体积％以下(优选5体积％以下)。在上述轴承部件中，未形成碳氮共渗层的内部(未氮化的区域)的析出物的面积比为11％以上(优选12％以上)。由此，上述轴承部件的材料的屈服强度提高。在轴承部件中，如后所述，通过在获得下述结果的条件下实施碳氮共渗处理来形成碳氮共渗层：使上述式(1)中定义的ac *为0.88以上且1.27以下，使上述式(2)中定义的α为0.012以上且0.020以下，其中PN表示未分解氨气的分压，PH表示氢气的分压。因此，该轴承部件可实现进一步降低制造成本。因此，在进一步降低制造成本的同时，上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)的屈服强度和寿命也提高，且包含上述轴承部件的深槽球轴承1实现耐久性的提高和制造成本的降低。
在上述轴承部件中，上述“表面部分中的氮的平均浓度”及“表面部分中的氮浓度的变动”通过如下方法测定。这里，以与内环12相关的测定为例进行描述。
参照图2，首先，在内环12的接触面(内环滚道面12A)上的任何位置设定测定点S1。接着，从测定点S1起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S2，从测定点S2起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S3，从测定点S3起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S4，从测定点S4起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S5，从测定点S5起在圆周方向上移动θ(30°)设定测定点S6。由此，在内环12的接触面上沿着圆周方向以每30°移动的方式设定多个测定点S1～S6。测定点S1～S6被设定在内环12的接触面上的轴向中央部位。
内环12等滚动轴承环通过热处理可能会变形为椭圆形，且圆度可能会变差，由此可能会导致研磨后的表面部分中的氮浓度的变动。与此相对，在沿着圆周方向以每移动30°设定测定点S1～S6时，该测定点在圆周方向上的大致半圆的区域内分散配置，所以氮浓度的最大值和最小值实质上包含在测定点S1～S6中。因此，通过基于测定点S1～S6的测定值进行评价，能更准确地评价“表面部分中的氮的平均浓度”和“表面部分中的氮浓度的变动”。
图3显示在测定点S1～S6(横轴)测定的表面部分中的氮浓度(纵轴)。图3中的纵轴上显示的氮浓度的平均值可定义为“表面部分中的氮的平均浓度”。“表面部分中的氮的平均浓度”和在测定点S1～S6的测定值之间的差的最大值可被定义为“表面部分中的氮浓度的变动”。
在上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)中，在对接触面(外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动接触面13A)进行精整加工之前，在厚度方向上的氮浓度的倾度可以为-15(1/m)以上。由此，在对上述接触面进行精整加工后，表面部分中的氮浓度的变动可被降低至0.1质量％以下。在上述轴承部件中，在对上述接触面进行精整加工后，在厚度方向上的氮浓度的倾度也可以为-15(1/m)以上。
在上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)中，上述表面部分在每100μm2内可以包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.3μm以上且0.5μm以下。由此，上述轴承部件的静荷载能力可进一步提高。
在上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)中，包含非研磨表面11B和12B的非研磨部分中的氮浓度可以为低于0.7质量％，上述非研磨表面11B和12B是接触面(外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动接触面13A)以外的表面。由此，可抑制淬透性的降低和未完全淬火的组织的生成。
在上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)中，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，在上述轴承部件的厚度方向上，自上述接触面(外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动接触面13A)起在深度为0.4(mm)的位置处的维氏硬度可以比未形成碳氮共渗层的区域中的维氏硬度高至少80HV。由此，可确保上述接触面中的氮浓度为0.4质量％以上。
下面，对本实施方式的轴承部件的制造方法进行描述。在本实施方式的轴承部件的制造方法中，能够制造本实施方式的轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)。
参照图4，首先，在步骤(S10)中，实施钢产品准备步骤。在该步骤(S10)中，首先，准备钢产品，该钢产品包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质组成。然后，将钢产品成形为轴承部件的大概形状。例如，采用条钢或钢丝作为原材料，对该条钢或钢丝进行切割、锻造或车削，由此准备成形为作为轴承部件的外环11、内环12和滚珠13的大概形状的钢产品。
然后，在步骤(S20)中进行淬硬步骤。在该步骤(S20)中，对步骤(S10)中准备的钢产品依次进行碳氮共渗处理和氮扩散处理，然后将上述钢产品冷却至Ms点(马氏体相变起始点)以下的温度。将在后面对该步骤(S20)进行详细说明。
然后，在步骤(S30)中进行回火步骤。在该步骤(S30)中，对上述步骤(S20)中淬硬的钢产品在A1点以下的温度进行热处理。更详细而言，在上述步骤(S20)完成后，在作为A1点以下的温度的240℃以上的温度下，优选在240℃以上且260℃以下的温度下将钢产品保持规定的时间(例如2小时)，从而对上述钢产品进行回火。然后，钢产品在室温下利用空气进行冷却(空气冷却)。由此，可提高钢产品的韧性。
然后，在步骤(S40)中进行精整加工步骤。在该步骤(S40)中，对于经过回火的上述接触面(外环滚道面11A、内环滚道面12A和滚动接触面13A)进行研磨。由此，制造本实施方式的作为轴承部件的外环11、内环12和滚珠13(见图1)，本实施方式的轴承部件的制造方法完成。然后，通过将制造的外环11、内环12和滚珠13彼此结合来制造深槽球轴承1(见图1)。
下面，参照图5～8对上述淬硬步骤(S20)进行详细描述。图5是详细说明上述淬硬步骤(S20)的图。图6是说明图5中气氛控制步骤中所含的未分解氨(NH3)分压控制步骤的图。图7是说明图5中气氛控制步骤中所含的氢气(H2)分压控制步骤的图。图8是显示图5中碳氮共渗步骤中所含的加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式(温度历程)的图。在图8中，横向表示时间，向右的方向表示时间的推移。
参照图5，在上述淬硬步骤(S20)中，首先，实施对上述步骤(S10)中准备的钢产品进行碳氮共渗的碳氮共渗步骤。然后，实施用于扩散氮的氮扩散步骤，上述氮在碳氮共渗步骤中渗透至钢中。然后，在上述氮扩散步骤完成后，实施将钢产品冷却至Ms点以下的温度的冷却步骤。在上述碳氮共渗步骤中，在包含氨、一氧化碳、二氧化碳和氢气的气氛中加热上述钢产品。
碳氮共渗步骤包括控制热处理炉内的气氛的气氛控制步骤30和控制热处理炉内赋予钢产品温度历程的加热模式控制步骤40，所述钢产品是待加工的工件。可单独也可同时进行气氛控制步骤30和加热模式控制步骤40。气氛控制步骤30包括控制热处理炉中的未分解的氨气的分压的未分解NH3分压控制步骤31，控制热处理炉中的氢气的分压的H2分压控制步骤32，和控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳中至少一种气体的分压的CO/CO2分压控制步骤33。
在CO/CO2分压控制步骤33中，参照下式(1)，通过控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳中至少一种气体的分压，从而控制碳活度(ac *)。关于活度的定义，严格地讲，不可能满足ac>1的条件。因此，当满足ac *≤1的条件时，定义为ac *＝ac，当ac *>1(例如，一氧化碳(PCO)的分压高且二氧化碳(PCO2)的分压低)时，ac *是根据下式(1)定义的变量。
Pco:一氧化碳的分压(atm)，
Pco2:二氧化碳的分压(atm)，
K:中的平衡常数。
而且，在气氛控制步骤30中，以满足下述条件的方式实施未分解NH3分压控制步骤31、H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33，即式(1)中定义的ac *为0.88以上且1.27以下(优选0.9以上且1.1以下)，以及下式(2)表示的α的值为0.012以上且0.020以下(优选0.013以上且0.018以下)。在式(2)中，PN(atm)表示未分解氨气的分压，PH(atm)表示氢气的分压。
详细而言，参照图6，在未分解NH3分压控制步骤31中，首先，实施测定热处理炉中未分解氨气的分压的未分解NH3分压测定步骤(S11)。可以使用例如气相色谱或红外分析仪来测定未分解氨气的分压。然后，基于步骤(S11)中测定的未分解氨气的分压，实施未分解NH3分压判断步骤(S12)，该未分解NH3分压判断步骤(S12)中，判断是否实施增加或减少进入热处理炉中的氨气的供给量的NH3供给量调节步骤(S13)。通过以下方法进行判断：对于使α的值为0.012以上且0.020以下的预先确定的未分解氨气的目标分压和测定的未分解氨气的分压进行相互比较，判断测定的未分解氨气的分压是否达到未分解氨气的目标分压。
如果未分解氨气的分压没有达到未分解氨气的目标分压，则实施增加或减少热处理炉中的未分解氨气的分压的步骤(S13)，然后再次实施步骤(S11)。上述步骤(S13)可以如下实施，例如，使用流量控制装置调节单位时间内从通过管与热处理炉连接的氨气罐流入热处理炉的氨气的量(氨气的流速)，上述流量控制装置包括连接在上述管上的质量流量控制器。即，上述步骤(S13)可如下实施：在测定的未分解氨气的分压高于未分解氨气的目标分压时降低流速，在测定的未分解氨气的分压低于未分解氨气的目标分压时提高流速。在该步骤(S13)中，当测定的未分解氨气的分压和未分解氨气的目标分压存在规定的差时，增加或减少多大程度的流速可基于预先实验性地确定的未分解氨气的分压的增加和减少与氨气的流速的增加和减少之间的关系来确定。
当未分解氨气的分压达到未分解氨气的目标分压时，再次实施步骤(S11)，但无需实施步骤(S13)。
H2分压控制步骤32可与上述的未分解NH3分压控制步骤31同样地实施。即，参照图7，在H2分压控制步骤32中，首先，实施测定热处理炉中氢气分压的H2分压测定步骤(S21)。氢气分压可用例如热导式气体分析仪测量。然后，基于步骤(S21)中测定的氢气分压，实施氢气分压判断步骤(S22)，该氢气分压判断步骤(S22)中，判断是否实施增加或减少进入热处理炉中的氢气的供给量的H2供给量调节步骤(S23)。通过以下方法进行判断：对于使α的值为0.012以上且0.020以下的预先确定的氢气的目标分压和测定的氢气分压进行相互比较，判断测定的氢气分压是否达到氢气的目标分压。
若氢气分压没有达到氢气的目标分压，则执行步骤(S23)来升高或降低热处理炉中氢气的分压，然后再次执行步骤(S21)。上述步骤(S23)可以如下实施，例如，使用流量控制装置调节单位时间内从通过管与热处理炉连接的氢气罐流入热处理炉的氢气的量(氢气的流速)，上述流量控制装置包括连接在上述管上的质量流量控制器。即，上述步骤(S23)可如下实施：在测定的氢气分压高于氢气的目标分压时降低流速，在测定的氢气分压低于氢气的目标分压时提高流速。与氨气的情况一样，在上述步骤(S23)中，当测定的氢气分压和氢气的目标分压存在规定的差时，增加或减少多大程度的流速可基于预先实验性地确定的氢气分压的增加和减少与氢气的流速的增加和减少之间的关系来确定。
当氢气分压达到氢气的目标分压时，再次实施步骤(S21)，但无需实施步骤(S23)。
参照图5，在CO/CO2分压控制步骤33中，通过调节作为浓缩气体的丙烷气(C3H8)或丁烷气(C4H10)的供给量，调节CO和CO2中至少一种气体的分压，并调整ac *。具体而言，例如，使用红外气体浓度测量装置测量气氛中一氧化碳的分压PCO和二氧化碳的分压PCO2。然后，基于上述测量值调节作为浓缩气体的丙烷气(C3H8)或丁烷气(C4H10)的供给量，使得上述式(1)中定义的ac *达到0.88以上且1.27以下的范围内的目标值。
这里，参考式(2)，可通过在未分解NH3分压控制步骤31、H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33改变未分解氨气的分压、氢气分压和ac *中的至少任何一种，由此控制α值。即，例如，α值可通过以下方法进行控制：通过H2分压控制步骤32改变氢气分压，但通过未分解NH3分压控制步骤31和CO/CO2分压控制步骤33将未分解氨气的分压和ac *保持为常数；或者通过未分解NH3分压控制步骤31改变未分解氨气的分压，但通过H2分压控制步骤32和CO/CO2分压控制步骤33将氢气分压和ac *的值保持为常数。
进一步参照图5，在加热模式控制步骤40中，控制赋予钢产品的加热历程。具体来讲，如图8所示，在由上述的气氛控制步骤30控制的气氛中，将上述钢产品加热至不低于A1转变点的820℃以上且880℃以下(优选830℃以上且870℃以下)的温度，并在180分钟以上且600分钟以下(优选240分钟以上且480分钟以下)的时间内进行保持。接着，随着保持时间的流逝，加热模式控制步骤40结束，并且气氛控制步骤30也同时结束。
参照附图5，在上述碳氮共渗步骤结束后，实施上述氮扩散步骤。在该步骤中，在上述碳氮共渗步骤的处理温度以下的温度下加热钢产品，并将该钢产品在30分钟以上且120分钟以下(优选45分钟以上且90分钟以下)的时间内进行保持。由此，使渗透至钢中的氮扩散。在该步骤中，以使ac *为0.88以上且1.27以下(优选0.9以上且1.1以下)以及α值为0.003以上且0.012以下(优选0.003以上且0.008以下)的条件来控制热处理炉中的气氛。ac *值和α值可以与碳氮共渗步骤中同样地进行控制。
参照附图5，在上述氮扩散步骤结束后，实施冷却步骤。在该步骤中，通过将钢产品浸没在油中(油冷却)，将钢产品冷却至Ms点以下的温度。通过依次实施上述的步骤(上述碳氮共渗步骤、上述氮扩散步骤和上述冷却步骤)，使上述钢产品的上述表面部分发生碳氮共渗和淬硬。
(第二实施方式)
本实施方式的滚动轴承和轴承部件与上述第一实施方式的滚动轴承和轴承部件基本上具有相同的构造且起到相同的作用。本实施方式的轴承部件的制造方法通过与上述第一实施方式的轴承部件的制造方法中基本上同样的步骤来实施，且达到相同的效果。但是，本实施方式在用于形成轴承部件的表面部分中的碳氮共渗层的碳氮共渗处理上，与第一实施方式不同。
参考图1，本实施方式的上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)中，如后所述，通过碳氮共渗处理形成碳氮共渗层，使得上述式(4)中定义的γ值在2以上且5以下的范围内。因此，该轴承部件可实现进一步降低制造成本。因此，与第一实施方式相同，上述轴承部件(外环11、内环12和滚珠13)在实现屈服强度和寿命提高的同时，还进一步降低了制造成本，且包含上述轴承部件的深槽球轴承1实现了耐久性的提高，并进一步降低了制造成本。
下面，对本实施方式的轴承部件的制造方法中的淬硬步骤(S20)的详细内容进行描述。图9是说明本实施方式的轴承部件的制造方法中所含的淬硬步骤的详细内容的图。图8是显示图9中碳氮共渗步骤所含的加热模式控制步骤中的一个示例性加热模式(赋予被处理物的温度历程)的图。在图8中，横向表示时间，向右的方向表示时间的推移。图8中，纵向表示温度，越是向上的方向表示温度越高。参照图8和9，对本实施方式中的轴承部件的制造方法中所含的淬硬步骤的详细内容进行说明。
参照图9，在该步骤(S20)中，首先，实施对上述步骤(S10)中准备的钢产品进行碳氮共渗的碳氮共渗步骤。然后，实施用于扩散氮的氮扩散步骤，上述氮在碳氮共渗步骤中渗透至钢中。然后，在上述氮扩散步骤完成后，实施将钢产品冷却到Ms点以下的温度的冷却步骤。
上述碳氮共渗步骤包括：控制热处理炉中的气氛的气氛控制步骤，和控制在热处理炉内对钢产品赋予温度历程的加热模式控制步骤。可单独也可同时进行气氛控制步骤和加热模式控制步骤。上述气氛控制步骤包括：控制热处理炉中未分解氨气的浓度的未分解氨气浓度控制步骤，和控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳的至少一种气体的分压的分压控制步骤。
在上述分压控制步骤中，参考上述式(3)和(4)以及下式(5)，通过控制热处理炉中的一氧化碳和二氧化碳中的至少一种气体的分压，可控制ac值，调节γ值并调节碳势的值(CP)。还有，在上述气氛控制步骤中，通过使γ值在2以上且5以下的范围内，实施未分解氨气的浓度控制步骤和分压控制步骤。这里，将ac的值控制为例如0.88以上且1.27以下(优选0.9以上且1.1以下)。关于活度的定义，严格地讲，不可能满足ac>1的条件。因此，当满足ac>1的条件时，ac定义为依照上述式(3)的变量(ac *)。在下式(5)中，AS表示依赖于温度的物性值。
Cp＝As×ac ...(5)
具体而言，在未分解氨气的浓度控制步骤中，首先进行用于测量热处理炉内的未分解氨气的浓度的未分解氨气浓度测量步骤。可以使用例如气相色谱或红外分析仪来测定未分解氨气的浓度。然后，基于未分解氨气浓度测量步骤中测量的未分解氨气的浓度，实施未分解氨气浓度判断步骤，在该未分解氨气浓度判断步骤中，判断是否实施增加或减少进入热处理炉中的氨气的供给量的氨气供给量调节步骤。通过以下方法进行判断：对于使γ值在2以上且5以下的范围内的预先确定的未分解氨气的目标浓度和测量的未分解氨气的浓度进行相互比较。
当未分解氨气的浓度没有达到未分解氨气的目标浓度时，实施氨气供给量调节步骤以增加或减少热处理炉内的未分解氨气的浓度，然后再次实施未分解氨气浓度测量步骤。上述氨气供给量调节步骤可以如下实施，例如，使用流量控制装置调节单位时间内从通过管与热处理炉连接的氨气罐流入热处理炉的氨气的量(氨气的流速)，上述流量控制装置包括连接在上述管上的质量流量控制器。即，上述氨气供给量调节步骤可如下实施：在测量的未分解氨气的浓度高于未分解氨气的目标浓度时降低流速，在测量的未分解氨气的浓度低于未分解氨气的目标浓度时提高流速。在该氨气供给量调节步骤中，当测量的未分解氨气的浓度和未分解氨气的目标浓度之间存在规定的差时，增加或减少多大程度的流速可基于预先实验性地确定的未分解氨气的浓度的增加和减少与氨气的流速的增加和减少之间的关系来确定。
当未分解氨气的浓度达到未分解氨气的目标浓度时，再次进行未分解氨气浓度测量步骤，但不用进行氨气供给量调节步骤。
在分压控制步骤中，通过调节作为浓缩气体的丙烷(C3H8)气或丁烷(C4H10)气的供给量，调节CO和CO2中至少一种气体的分压，并调整ac的值。具体而言，例如，使用红外气体浓度测量装置测量气氛中一氧化碳的分压PCO和二氧化碳的分压PCO2。然后，基于上述测量值来调节作为浓缩气体的丙烷气(C3H8)或丁烷气(C4H10)的供给量，使得ac的值达到目标值。
γ值可通过以下方法进行控制：通过分压控制步骤改变ac的值，同时通过未分解氨气浓度控制步骤将未分解氨气的浓度保持为常数；或者相反地，通过未分解氨气浓度控制步骤改变未分解氨气的浓度，同时通过分压控制步骤将ac的值保持为常数。可以通过改变未分解氨气的浓度来控制γ值，且通过未分解氨气浓度控制步骤和分压控制步骤来控制ac的值。
当γ值接近5时，为了可靠地维持氮渗入被处理物的速率为最高的状态，需要精确的气氛控制。为了便于进行气氛控制，γ值优选为4.7以下。从氮的渗透速率的观点来看，另一方面，γ值可以小至2。为此，需要增加导入加热处理炉中的氨气的流速。但是，氨气的成本较高，所以为了降低碳氮共渗的成本，γ值优选为2.5以上。
在加热模式控制步骤中，控制赋予钢产品的加热历程。具体来讲，如图8所示，在由上述的气氛控制步骤和分压控制步骤控制的气氛中，将钢产品加热至820℃以上且880℃以下(优选830℃以上且870℃以下)的温度、例如850℃，并以180分钟以上且600分钟以下(优选240分钟以上且480分钟以下)的时间、例如360分钟进行保持。然后，随着保持时间的流逝，加热模式控制步骤结束，并且气氛控制步骤也同时结束。
参照附图9，在上述碳氮共渗步骤结束后，实施上述氮扩散步骤。在该步骤中，在上述碳氮共渗步骤的处理温度以下的温度下加热钢产品，并将该钢产品在30分钟以上且120分钟以下(优选45分钟以上且90分钟以下)的时间内进行保持。由此，使渗透至钢中的氮扩散。
参照图9，在氮扩散步骤结束后，通过将钢产品浸入油(油冷却)中，将钢产品由A1点以上的温度冷却至Ms点以下的温度，由此实施冷却步骤。通过上述的步骤(碳氮共渗步骤、氮扩散步骤和冷却步骤)，使钢产品的表面部分发生碳氮共渗和淬硬。
实施例
(实施例1)
首先，对于由表面部分的氮的平均浓度和氮浓度的变动对轴承部件的耐久性造成的影响进行了考察。具体而言，评价了刮擦接触疲劳寿命和清洁润滑下的寿命。实验程序如下。
使用JIS中规定的6206型号的深槽球轴承(具有30mm的内径、62mm的外径和16mm的宽度，且具有9个滚动元件)进行上述试验。首先，通过与上述本实施方式同样的步骤来制造内环(碳氮共渗温度：850℃，回火温度：240℃)。在碳氮共渗步骤中，通过调节未分解氨气的分压、氢气分压、碳活度、热处理时间和淬火温度，控制渗入内环表面附近的氮浓度分布。为了进行比较，还制造了在碳氮共渗步骤后没有实施上述氮扩散步骤的内环。
(刮擦接触疲劳寿命试验)
以196N的荷重将用于测量洛氏(Rockwell)硬度的钻石圆锥压头按压在所制造的内环的滚道面的槽底部中央，形成压痕。在每个内环上沿圆周方向以相等的间隔(即每12°中心角)形成30个压痕。
然后，通过将制得的内环、外环、滚动元件和保持架组合来制造轴承。然后，对于制得的轴承实施刮擦接触疲劳寿命测试。作为试验机，使用具有对两个轴承施加相等的径向荷载的结构的试验机。试验通过以下方式进行：对一个轴承施加约3.04GPa的荷重，并且使该轴承以3000rpm的转速旋转。通过向配置有受测轴承的外壳中持续供应恒定量的油来实现润滑。
(清洁润滑下的寿命试验)
通过将制得的内环、外环、滚动元件和保持架组合来制造轴承。这里，将内环、外环和滚动元件的表面部分中的氮浓度设定为0.4质量％。然后，对于制得的轴承实施清洁润滑下的寿命试验。试验通过以下方式进行：对一个轴承施加约3.04GPa的荷重，并且使该轴承以2000rpm的转速旋转。通过向配置有受测轴承的外壳中持续供应恒定量的油来实现润滑。
在上述的刮擦接触疲劳寿命试验中，考察了上述内环的表面部分中的氮浓度和寿命之间的关系。在上述清洁润滑下的寿命试验中，在将内环、外环和滚动元件的表面部分中的氮浓度设定为常数(0.4质量％)的情况下，还考察了表面部分中的氮浓度的变动与寿命之间的关系。“表面部分中的氮浓度的变动”通过与上述实施方式(见图2和3)中相同的方法来确定。
图10和11显示上述试验的结果。图10显示内环的表面部分中的氮浓度(横轴，质量％)和刮擦接触疲劳寿命中的L10寿命(纵轴，小时)之间的关系。图11显示内环的表面部分中的氮浓度的变动(横轴，质量％)和寿命中的L10寿命(纵轴，小时)之间的关系。
如图10所示，当表面部分中的氮浓度为低于0.2质量％(图10中以虚线表示)时，与氮浓度为0.4质量％时的情况相比，L10寿命降为1/2以下。在引入氮直至浓度超过0.7质量％时，硬度降至低于650HV，无法实施上述试验。其原因是轴承的淬透性降低，且产生了未完全淬火的组织。
如图11所示，当氮浓度的变动为0.1质量％以下(图11中以虚线表示)时，可确保一定水平以上的L10寿命，然而在变动超过0.1质量％时，L10寿命显著变短。根据这些结果可知，为了抑制刮擦接触寿命的减少和接触面的硬度的降低，并且将表面部分中的氮浓度的变动设定为0.1质量％以下，将表面部分中的氮浓度设定为0.2质量％以上且0.7质量％以下是有效的，也就是将表面部分中的氮的平均浓度设定为0.3质量％以上且0.6质量％以下。
(实施例2)
接着，考察了表面部分中的氮浓度的变动和氮浓度的倾度之间的关系。首先，通过与本实施方式(实施例)相同的步骤实施上述步骤(S10)～(S30)制造了内环。将上述碳氮共渗步骤的时间设定为4小时，且将上述氮扩散步骤的时间设定为1小时。为了进行比较，还制造了在碳氮共渗步骤后没有实施上述氮扩散步骤的内环(比较例)。然后，对于在实施精整加工步骤(S40)前制造的内环表面层附近的氮浓度分布进行了考察。
图12显示制得的内环在深度方向上的氮浓度分布。图12中，横轴表示内环中的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。图12中，(A)表示实施例中的测量结果，(A')表示实施例中的测量结果的近似曲线，(B)表示比较例中的测量结果，(B')表示比较例中的测量结果的近似曲线。例如，在氮浓度分别为0.3质量％和0.1质量％的两个深度处算出氮浓度的倾度((0.3-0.1)/距离(m))，与比较例相比，实施例中的氮浓度的倾度较大(-15(1/m)以上)。在以热处理中内环的变形量为0.2mm、表面部分中的氮的平均浓度为0.4质量％的条件来实施精整加工步骤(S40)时，比较例中的表面部分中的氮浓度的变动为0.25质量％，而实施例中的变动为0.08质量％(0.1质量％以下)。根据该结果可知，在碳氮共渗步骤后实施氮扩散步骤对减少精整加工后的表面部分中的氮浓度的变动是有效的。
(实施例3)
然后，考察了在表面部分中存在的碳氮化物对轴承部件的静荷载能力的影响。在含铬(Cr)的钢中，当氮通过碳氮共渗处理等渗入钢中时，基材中的铬浓度减少且单相奥氏体的区域扩大，由此碳的端际固溶度(terminal solid solubility)增加。其结果是，如果不采取特别的措施而在高浓度下实施碳氮共渗处理，尽管没有脱碳，碳氮化物也会减少或消失。这里，从轴承部件的更高强度的观点来看，优选使碳氮化物残留，由此利用碳氮化物的析出强化功能。
在本实施方式中，通过将碳氮共渗步骤中的碳活度ac *的值设定为0.88以上且1.27以下，并且在富氮层中碳的端际固溶度增加前进行渗碳，可抑制碳氮化物的消失。为了确认该残留碳氮化物的效果而进行了实验。
图13显示利用传统方法进行碳氮共渗的试样的截面扫描电镜(SEM)图像(放大倍率为5000倍)，图14显示通过与本实施方式相同的步骤进行碳氮共渗(ac *＝1)的情况下的试样的截面SEM图像(放大倍率为5000倍)。图13中的图像中，碳氮化物几乎消失，与此相对，图14中的图像中，在每100μm2中存在至少5个直径为0.3μm以上且0.5μm以下的碳氮化物。
接着，为了确认碳氮化物的效果，进行在不同条件下对试样实施碳氮共渗处理的实验，使碳化物的存在量(数密度)变化，制造硬度为750HV的样品，通过将直径(φ)为9.525mm的氮化硅制成的球按压在样品的表面来测量形成的压痕的深度。图15显示实验的结果。在图15中，横轴表示按压氮化硅制的球的压力(GPa)，纵轴表示通过用球按压而形成的压痕的深度(μm)。图15中，正方形标记表示碳氮化物消失的样品(比较例)的测量结果，菱形标记表示在每100μm2内存在5个以上的直径为0.3μm以上且0.5μm以下的碳氮化物的样品(实施例)的测量结果。
如图15所示，确认到在每100μm2内存在5个以上的直径为0.3μm以上且0.5μm以下的碳氮化物的样品中的压痕深度比碳氮化物消失了的样品中的压痕深度小。由该结果可知，为了提高轴承部件的静荷载能力，使表面部分在每100μm2内存在5个以上的直径为0.3μm以上且0.5μm以下的碳氮化物是有效的。
(实施例4)
下面，对于为确保轴承部件的接触面中的氮浓度为0.4质量％以上而确定截面硬度的测量位置和截面硬度的差的参考值的方法进行说明。
(1)关于试样和实验方法
(1-1)介绍
首先，确定高温回火中与氮浓度高度相关的加热温度和保持时间。这里，由于经由高温回火的转变是热活化过程，所以提高加热温度和延长保持时间具有同样的意义，由此看来，将这两者同时定义为变量是没有意义的。于是，在本实施例中，将保持时间固定为常数(1小时)，同时将加热温度在300℃、400℃、500℃、600℃和700℃之间改变，寻找硬度差最明显之处的加热温度，由此确定最佳的加热温度。
由各材料的化学成分的差异引起的淬透性的差异，或者淬火中冷却速率的差异，有可能会影响淬火后的硬度和高温回火后的硬度。因此，在本实施例中，没有采用截面硬度的绝对值其本身，而是采用了自未氮化的表面层起的深位置(核心部分)处的硬度(这里，例如热处理后自最外的表面起深1mm处的硬度)和氮化区域中的任何深度位置处的硬度之间的差(硬度差)作为指标。即，在多个材料批次之间，材料的化学成分可能不同，硬度差用于抵消该差别。
(1-2)感兴趣的试样
表1中显示将要进行考察的试样的化学成分。材料全部都在上述成分的范围内，对于这些材料在各种热处理炉和热处理气氛内进行碳氮共渗处理。碳氮共渗处理的温度包括840℃以上且860℃以下的范围。
表1
具体而言，试样1在下述条件下进行碳氮共渗处理，即，处理温度设定为850℃，处理时间设定为120分钟(min.)(以下记作例如“850℃×120min”)，未分解氨气分率设定为0.2体积％，及碳活度设定为0.9。在840℃×70min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.85的条件下对试样2进行碳氮共渗处理。在850℃×120min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样3进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样4进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.9的条件下对试样5进行碳氮共渗处理。
在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.13体积％和碳活度为0.9的条件下对试样6进行碳氮共渗处理。在850℃×150min.、未分解氨气分率为0.1体积％和碳活度为0.85的条件下对试样7进行碳氮共渗处理。在850℃×150min.、未分解氨气分率为0.25体积％和碳活度为0.9的条件下对试样8进行碳氮共渗处理。在850℃×180min.、未分解氨气分率为0.3体积％和碳活度为0.95的条件下对试样9进行碳氮共渗处理。在850℃×90min.、未分解氨气分率为0.2体积％和碳活度为0.9的条件下对试样10进行碳氮共渗处理。
(1-3)测量氮浓度的方法
为了考察高温回火后的样品的截面硬度和氮浓度之间的关系，需要测量样品(钢)中的氮浓度的分布。采用EPMA线性分析，用于测量碳氮共渗处理后的钢中的氮浓度。通过分析已知氮浓度的校准试样和使用其校准曲线来进行定量。图16中显示电子探针微分析(EPMA)中使用的样品和测量方法的示意图。
例如，如图16所示，对于采用内环12作为样品的情况进行说明。测量碳氮共渗处理后的样品的氮浓度。具体而言，如图16所示，从样品中切割出试样12A，沿着自试样的外圆周表面12B朝着内圆周表面12C的方向，在试样12A的高度方向上的中央部分(半高度的部分)，对切割端面进行EPMA线性分析。
(1-4)测量截面硬度的方法
在(1-3)中描述的试样12A中，对进行了EPMA分析的切割端面测量硬度。作为测量，使用微型维氏硬度测试仪测量维氏硬度。
(2)寻找高温回火中的保持温度
(2-1)实验内容
为了寻找与氮浓度高度相关的回火温度(加热温度)，在碳氮共渗处理后，对试样12A在加热温度180℃下、以保持时间2小时进行回火，对回火后的试样12A进行五种高温回火，其中加热温度分别设定为300℃、400℃、500℃、600℃和700℃，保持时间设定为1小时。采用大气气氛作为高温回火中的气氛。然后，测量各高温回火条件下处理的试样的截面硬度。这里，对于氮的渗入量看上去多的碳氮共渗处理条件下的试样编号为8、9的试样进行测量。
(2-2)实验结果
图17显示将实验结果汇总的图。图17中显示的曲线图以横轴表示回火温度(℃)、以纵轴表示截面硬度的差(即，(截面硬度的最大值)-(热处理后自最外的表面起在深1mm的位置处的截面硬度)：也标记为ΔHV)，汇总了实验结果。如图17所示，在加热温度设定为500℃和保持时间设定为1小时的高温回火后，横截面硬度的差ΔHV最大。将加热温度设定为500℃时的截面硬度的差ΔHV所显示的值为将加热温度设定为300℃或700℃的高温回火后的截面硬度的差ΔHV的约2倍。因此，与氮浓度的相关性相对较高的回火后的硬度可认为是将加热温度设定为500℃左右的回火后的硬度。因此，在下面的实验中，对于加热温度设定为500℃、保持时间设定为1小时的高温回火后的试样测量截面硬度。
(3)氮浓度和截面硬度的差(ΔHV)之间的关系的考察
这里，对于具有表1中示出的组成的各试样，实施碳氮共渗处理，作为高温回火处理，进行加热温度设定为500℃、保持时间设定为1小时的热处理，然后通过参照图16说明的EPMA分析来测量试样12A的氮浓度。在加热温度设定为850℃且碳活度/未分解氨气分率(γ)的值为4.75的条件下进行碳氮共渗处理。对于试样12A，测量图16中示出的切割端面的深度方向上的截面硬度。然后，考察在深度方向上的某位置处的截面硬度和热处理后从最外的表面起在深1(mm)的位置处的截面硬度之间的差的关系(截面硬度的差(ΔHV))。图18和19显示结果。
在图18和19中，横轴表示氮浓度(质量％)，纵轴表示截面硬度的差(ΔHV)(单位是维氏硬度)。图19显示从图18中提取的氮浓度为0～0.1质量％的范围内的氮浓度和截面硬度的差之间的关系。根据图18可知，在氮浓度超过0且在0.1质量％以下的范围内，氮浓度和截面硬度的差之间的相关性强，而在氮浓度超过0.1质量％的范围内，氮浓度和截面硬度的差之间的相关性较弱。其原因可能是在氮浓度高的区域可能会发生不完全淬火，以及试样中固溶状态的氮不一定对马氏体的分解速率的降低有贡献。在图19中，在氮浓度超过0且在0.1质量％以下的范围内计算出氮浓度和截面硬度的差之间的相关系数时，它们之间的相关系数高达0.8348。因此，如果氮浓度在0～0.1质量％的范围内，可根据截面硬度的差预测出氮浓度。因此，在下面的实验中，采用氮浓度和截面硬度的差具有正相关的区域(0～0.1质量％)中的大致中间位置处的、氮浓度为0.06质量％和截面硬度的差为80ΔHV之间的关系。
(4)碳氮共渗处理的时间和氮浓度分布之间的关系
对于滚动轴承的构成元件，在淬火和回火后进行研磨，以对其进行整形。因此，当在恒定处理条件下实施碳氮共渗处理时，产品的最外的表面(滚道面或滚动接触面)中的氮浓度将会随磨削余量而变化。因此，为了将产品的最外表面中的氮浓度保持在0.4质量％以上，碳氮共渗处理的条件需要根据一侧的磨削余量而变化。
图20显示对于上述成分范围内的钢产品在加热温度设定为850℃、碳活度/未分解氨气分率(γ)的值设为4.75且处理时间设为4小时(图中(A))、6小时(图中(B))、8小时(图中(C))和10小时(图中(D))进行碳氮共渗处理时的氮浓度分布(进行高温回火前)。图20中，横轴表示自表面起的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。这里，如果在γ值大于5的条件下实施碳氮共渗处理，那么氮的渗透量将会降低，氮浓度高的区域将更接近表面。其结果是，通过将处理时间设定为非常长的方法以外的方法，事实上难以将产品表面中的氮浓度设定为0.4质量％以上。当碳氮共渗处理的温度在860℃以上时，难以将γ值保持在5以下，而且当碳氮共渗处理的温度在840℃以下时，氮在钢中的扩散速率低，结果是处理的时间变长。因此，850℃左右的温度对于钢产品的碳氮共渗处理而言是合适的。碳氮共渗处理中的加热温度可根据淬火后的原奥氏体的晶粒大小来确定，当加热温度设定为850℃时，钢产品中的原奥氏体的晶粒大小在JIS中定义的9号～11号的范围内。
根据图20可知，在产品的最外表面的一侧的磨削余量为0.125(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为4小时，在磨削余量为0.15(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为6小时，在磨削余量为0.175(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为8小时，在磨削余量为0.2(mm)时，将碳氮共渗处理的时间设定为10小时，由此能够使产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。
(5)氮扩散处理和氮浓度分布之间的关系
为了防止未完全淬火的组织的生成或由过量的残留奥氏体引起的硬度的降低，在碳氮共渗处理后进行氮扩散处理是有效的。图21显示氮扩散处理后的钢中的氮浓度分布(测量值和计算值)。图21中，横轴表示自表面起的深度(mm)，纵轴表示氮浓度(质量％)。图21中，(A)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.1体积％)时的计算值；(B)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为1小时(未分解NH3的浓度为0.05体积％)时的计算值；(C)表示碳氮共渗处理的时间设定为6小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.05体积％)时的计算值；及(D)表示碳氮共渗处理的时间设定为4小时、氮扩散处理的时间设定为2小时(未分解NH3的浓度为0.1体积％)时的计算值。这些计算值可通过将氮的扩散系数设定为1.2×10-6(m2/s)来获得。(A)～(D)中示出的计算值与实际测量值大致一致。
然后，改变碳氮共渗处理的时间和氮扩散处理的时间(碳氮共渗处理的时间:4、5、6、7、8、9和10小时，氮扩散处理的时间:1小时和2小时)，进行FEM分析，并计算各处理条件下的氮浓度的分布。然后，算出以计算结果作为目标变量的回归式。另外，考虑到通过高温回火(加热温度:500℃，保持时间:1小时)使氮扩散至内部0.03mm，以及热处理后的精整加工中的磨削余量(0.1～0.2mm)，构造了确定高温回火后的截面硬度的差的测量位置的下述式(6)和(7)。下述式(6)表示确保产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上的截面硬度的测量位置(x1)，下述式(7)表示确保产品的最外表面中的氮浓度为0.3质量％以上的截面硬度的测量位置(x2)。该情况下，在进行计算时，氮扩散处理中的加热温度设定为850℃，未分解NH3的浓度设定为0.06体积％，碳活度设定为0.9。
x＝0.17935+0.01895×T1+0.06125×T2-1.45×10-17×T1 2+0.012×T2 2-0.00625×T1×T2...(6)
x:截面硬度的测量位置(mm)，
T1:碳氮共渗处理的时间(h)，
T2:氮扩散处理的时间(h)。
x＝0.158233+0.014567×T1+0.0284×T2-4.2×10-18×T1 2+0.0036×T2 2-0.0021×T1×T2...(7)
x:截面硬度的测量位置(mm)，
T1:碳氮共渗处理的时间(h)，
T2:氮扩散处理的时间(h)。
(6)质量保证的步骤
根据(1)～(5)中讨论的结果，确保热处理后的产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上的步骤如下所述。首先，将碳氮共渗处理的时间T1(h)和氮扩散处理的时间T2(h)代入式(6)中，由此计算高温回火后的截面硬度的测量位置x1(mm)。接着，将加热温度设定为500℃、将保持时间设定为1小时来实施高温回火。接着，从高温回火后的产品中切割出试样，测定计算出的测量位置x1(mm)和未氮化的内部的截面硬度，根据测量值的差计算出截面硬度的差。接着，判断截面硬度的差是否为80ΔHV以上。由此，如果截面硬度的差为80ΔHV以上，则能够确保研磨后的产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。
在碳氮共渗处理的时间T1设定为6小时、氮扩散处理的时间T2设定为2小时时，根据式(6)可以确保在0.4mm深度的位置处的截面硬度的差为80ΔHV以上时，产品的最外表面中的氮浓度为0.4质量％以上。在碳氮共渗处理的时间T1少于6小时，且氮扩散处理的时间T2少于2小时时，同样地可根据0.4mm深度的位置处的截面硬度的差进行评价。
(实施例5)
为了获得廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件，进行如下实验。首先，准备上述成分范围内的钢产品，对于该钢产品依次进行碳氮共渗处理、淬火和回火，然后进行研磨和精整加工，由此制造轴承部件。然后，改变表面部分中的氮浓度和回火温度，进行下述试验。
碳氮共渗处理中的气氛的γ值为4.75，加热温度为850℃。当γ值大于5时，氮的渗透速率降低，氮浓度高的区域容易留在表面层，考虑到研磨中的余量，碳氮共渗处理的时间变得非常长，这样不实用。当采用上述成分范围内的钢产品时，在明显高于850℃的温度下，为了保持高的未分解氨气分率，需要大量的氨，这会导致工艺的成本高。当温度明显低于850℃时，氮在钢中的扩散速率低，这会使得处理时间变长。因此，可以说850℃左右的温度对于钢产品的碳氮共渗处理而言是合适的。
(1)表面部分中的氮浓度和回火温度与残留压痕深度的关系
首先，考察了表面部分中的氮浓度和回火温度对残留压痕深度的影响。首先，制造表面部分中的氮浓度和回火温度变化的平面试样。具体而言，准备氮浓度分别为0质量％、0.1质量％、0.25质量％和0.4质量％的试样，且对试样在180℃、210℃、240℃和260℃的温度下进行回火。然后，以最大接触压力为4.5GPa的荷重将陶瓷球(大小为3/8英寸)(假定为完全弹性体)按压在试样的平的表面上，在除去荷重后考察残留压痕的深度。4.5GPa的值与施加在市场上获得的滚动轴承上的最大接触压力的最大值大致相同。
图22显示表面部分中的氮浓度和回火温度与残留压痕深度的关系的考察结果。在图22中，横轴表示氮浓度(质量％)，纵轴表示残留压痕的深度(μm)。从图22可以看出，与将回火温度设定为180℃和210℃时相比，将回火温度设定为240℃和260℃时的残留压痕深度明显较小。在将回火温度设定为180℃和210℃时，氮浓度越高则残留压痕深度越大，然而，在将回火温度设定为240℃和260℃时，氮浓度越高，残留压痕深度反而越小(不易发生塑性变形)。根据该结果可知，在上述实验的范围内(回火温度为180℃以上且260℃以下)，在含氮的钢产品中，随着回火温度的提高，屈服强度越高，且可获得越高的静荷载能力。
(2)表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命之间的关系
接着，考察了在高温回火(240℃、260℃)中，表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命之间的关系。首先，制造加工成球轴承(轴承型号:6206)的内环形状的试样。然后，在试样的滚道面的槽底部，以6°的等角度形成人工压痕，进行滚动疲劳测试。通过用洛氏(Rockwell)压头以196N的荷重施加负荷，形成人工压痕。在上述滚动疲劳试验中，最大接触压力设定为3.2GPa，内环的转速设定为3000rpm，采用涡轮机油VG56的循环给油作为润滑油。
图23显示表面部分中的氮浓度和刮擦接触疲劳寿命之间的关系的考察结果。图23显示刮擦接触疲劳寿命的韦布尔图，其中横轴表示寿命(h)，纵轴表示累积破损概率(％)。图23中，氮浓度和回火温度标记为“氮浓度－回火温度”。例如，标记“0.4质量％－240℃”表示氮浓度设定为0.4质量％、回火温度设定为240℃。作为参考，也显示了氮浓度设定为0.4质量％、回火温度设定为180℃时的结果。从图23可以看出，当氮浓度设定为0.4质量％、回火温度设定为240℃时，可获得与氮浓度设定为0质量％、回火温度设定为180℃时大致相同的结果。然而，随着氮浓度的减小，刮擦接触疲劳寿命降低。因此，可以看出，为了同时获得屈服强度的提高和长的寿命，如上所述，需要使回火温度为高温(240℃、260℃)，且使表面部分中的氮浓度为0.4质量％以上。
(3)表面部分中的氮浓度和回火温度与氢脆剥落寿命的关系
接着，考察了表面部分中的氮浓度和回火温度对滚动疲劳下的氢耐受性的影响。这里，滚动疲劳下的氢源是润滑剂本身或润滑剂中引入的水，据认为，由于在接触元件之间发生的滑动，这种氢源分解产生氢，且氢渗入钢中。
使用推力轴承(轴承型号:51106)的滚动轴承环作为试样，进行滚动疲劳试验。采用图24中显示的快速加速和减速模式作为操作模式。在图24中，横轴表示时间(sec)，纵轴表示转速(min-1)。如图24所示，转速在0～0.1秒内增加至2500min-1的转速，然后将该转速保持0.3秒，在0.1秒内将转速降为0min-1。通过重复这种循环来进行测试。采用由SUS440C制成的滚珠作为滚珠，将滚珠数由17(标准数量)减为12。作为保持架，制造用于12-等距排列的树脂制的保持架，且最大接触压力设定为2.3GPa。采用水溶性聚乙二醇油作为润滑油，在其中混合作为氢源的纯水(纯水的浓度为40质量％)。试验机设定为在滚动轴承环发生剥落和振动较大时自动停止。
这里，已预先确认作为氢源的纯水度对寿命(耐氢寿命)的影响在纯水浓度为20质量％以上时不会变化。润滑油中的纯水的比率在试验后会稍微下降。因此，通过在试验后测定纯水的混合比例且确认该比例在20质量％以上，可确保上述实验中的氢耐受性用于评价的有效性。在上述试验后，残留35质量％左右的纯水。
图25和表2显示表面中的氮浓度和回火温度与氢脆剥落寿命的关系的考察结果。图25显示耐氢寿命的韦布尔图，其中横轴表示寿命(h)，纵轴表示累积破损概率(％)。图25中，与图23一样，氮浓度和回火温度标记为“氮浓度－回火温度”。表2显示了各热处理条件(氮浓度－回火温度)下的L10寿命(h)、L50寿命(h)和韦布尔斜率的值。
表2
加热处理的条件 L10寿命(h) L50寿命(h) 韦布尔斜率
0.4质量％-260℃ 185 235 7.86
0.4质量％-240℃ 173 220 7.73
0.4质量％-180℃ 138 192 5.74
0质量％-180℃ 44 120 1.89
从图25和表2可以看出，在0质量％-180℃的情况下，L10寿命为44h。与此相对，在0.4质量％-180℃的情况下，L10寿命为138h(3.1倍)，在0.4质量％-240℃的情况下，L10寿命为173h(3.9倍)，在0.4质量％-260℃的情况下，L10寿命为185h(4.2倍)。随着回火温度的增加，寿命也变得更长。这似乎是因为，如参照图22中所示的结果说明的那样，随着回火温度的提高，不容易发生塑性变形。已经知道，氢对塑性变形的作用是促进位错运动，或者使由于位错间相互作用而生成的原子空位变得稳定和由此成倍增加。因此，不易发生塑性变形可使寿命变长。
在0质量％-180℃的情况下，最长寿命为212h，在0.4质量％-180℃的情况下，最长寿命为242h，在0.4质量％-240℃的情况下，最长寿命为251h，在0.4质量％-260℃的情况下，最长寿命为266h。在0质量％-180℃的情况下，寿命的变动大，结果L10寿命短。与此相对，在0.4质量％-180℃、0.4质量％-240℃和0.4质量％-260℃的任一情况下，认为都能以稳定的方式获得长寿命。
(4)回火温度和残留奥氏体(γ)的量之间的关系
接着，考察了回火温度和残留奥氏体的量之间的关系。尽管轴承的静荷载能力或寿命随上述的回火温度而变化，但是难以从产品状态的轴承直接获得回火温度的条件。但是，当回火温度是常数时，氮浓度为0.4质量％的位置处的残留奥氏体的量和回火温度彼此相关，因此可以根据残留奥氏体的量间接地明确回火温度。
图26显示回火温度和残留奥氏体的量之间的关系。图26中，横轴表示回火温度(℃)，纵轴表示氮浓度为0.4质量％的位置处的残留奥氏体的量(体积％)。回火处理中的保持时间是常数2h。如图26所示，可知回火温度为240℃时的残留奥氏体的量为8体积％以下，回火温度为260℃时的残留奥氏体的量降为5体积％以下。
(5)内部析出物的面积比和回火温度之间的关系
接着，考察了内部析出物的面积比和回火温度之间的关系。作为根据产品状态间接地明确回火温度的方法，有测量析出物的面积比而不是残留奥氏体的量的方法。这是因为，当淬火处理中的加热温度(这里为850℃，原奥氏体的晶粒为JIS中定义的9号～11号)和回火处理中的保持时间为常数时，随着回火温度的增加，基质中的固溶状态的碳析出，形成大的渗碳体(Fe3C)。
图27显示内部的未氮化区域中的析出物的面积比和回火温度之间的关系的考察结果。图27中，横轴表示回火温度(℃)，纵轴表示析出物的面积比(％)。回火处理中的保持时间设定为常数2小时。图28～31分别显示在回火温度设定为180℃、210℃、240℃和260℃时的钢产品的截面的图像，其中，黑色部分被看作是钢产品中的析出物。图27显示图28～31中的图像中算出的看作是析出物的黑色部分的面积比和回火温度的关系。图32显示在淬火处理中的加热温度设定为850℃时，内部的未氮化区域中的原奥氏体的晶粒的照片。
根据图27可知，回火温度设定为240℃时，面积比为11％以上，回火温度设定为260℃时，该面积比增加至12％以上。在内部的未氮化区域内进行析出物的面积比的判定的原因在于，在氮化的表面部分中，碳的端际固溶度发生变化，因此析出物的面积比大幅波动。虽然面积比也会因碳氮共渗处理的温度或淬火的加热温度而波动，但可以根据原奥氏体的晶粒的平均粒径来推算出面积比。如图32所示，在加热温度设定为850℃时，未氮化区域中的原奥氏体的晶粒的粒度大小为9.5号。根据上述(1)～(5)所述，可知通过对上述成分范围内的钢产品进行碳氮共渗处理和淬火处理，并在表面(滚道面或滚动接触面)中的氮浓度为0.4质量％以上、温度为240℃以上的条件下进行回火处理，可获得廉价且屈服强度和寿命提高了的轴承部件。
(实施例6)
接着，考察了碳氮共渗处理中的气氛与碳浓度和氮浓度的分布之间的关系。首先，考察了碳氮共渗处理中的气氛与碳浓度的分布之间的关系。图33显示当在ac *的值为0.80、α值为0.017的气氛中实施2.5小时的碳氮共渗处理时的碳浓度和氮浓度的分布(比较例)。图34显示当在ac *的值为0.95、α值为0.017的气氛中实施2.5小时的碳氮共渗处理时的碳浓度和氮浓度的分布(实施例)。在图33和34中，横轴表示自表面起的距离(mm)，纵轴表示碳浓度和氮浓度(质量％)。图33和34中的“C”和“N”分别表示碳浓度和氮浓度。
参考图33和34，实施例和比较例中的α值相同，所以在实施例和比较例中分别常规地进行氮化。但是，在比较例中，表面附近的碳化物消失，碳浓度降低，而且在母相中还观察到少量的脱碳(见图33)。相反地，在实施例中，表面附近的碳浓度和母相中的碳浓度实质上相等(见图34)。根据该结果可确认：通过对碳氮共渗处理中的气氛进行管理(通过设定适当的ac *值)，能够将钢的表面部分中的碳浓度保持为适当的浓度。
接着，考察了碳氮共渗处理中的气氛与氮浓度的分布之间的关系。图35显示当在ac *的值为1、α值为0.017的气氛中实施5小时的碳氮共渗处理时的氮浓度的分布(实施例)。图36显示当在ac *的值为1、α值为0.005的气氛中实施5小时的碳氮共渗处理时的氮浓度的分布(比较例)。参考图35和36，虽然实施例和比较例中的碳氮共渗处理的时间相同，但与实施例相比，比较例中的氮的渗透量较小且氮浓度较低。根据该结果可确认：通过对碳氮共渗处理中的气氛进行适当的管理(通过设定适当的α值)，能够提高氮的渗透率，且碳氮共渗处理更高效。
(实施例7)
接着，进行用于考察γ值与氮渗入被处理物中的速率之间的关系的实验。实验程序如下。
实验中使用的加热处理炉的容量为120L(升)。作为被处理物，采用由含有0.8质量％以上的碳的钢构成的、外径φ为38mm、内径φ为30mm和宽度为10mm的环，将101g(克)的该被处理物放入热处理炉中。作为加热模式，采用与图8中相同的模式，碳氮共渗的保持温度设定为850℃。在ac的值为0.76～1.24的三个水平上，γ值随着未分解氨气的浓度(CN)值的变化而变化，并且测量了在9000秒的渗碳时间内渗入的氮的质量。由此，算出在每1秒内透过被处理物的1mm2的表面的氮的质量(单位：g)，即氮的渗透速率(单位:g/mm2·秒)。通过EPMA测量渗透的氮的量。
图37是显示与三个水平的ac值对应的γ值和氮的渗透速率之间的关系的图。在图37中，横轴表示γ值，纵轴表示氮的渗透速率。接着，圆圈和虚线、三角和实线、方块和点划线分别表示ac设定为0.76、1.00和1.24的情况。参考图37，对ac值和γ值与氮的渗透速率的关系进行说明。
参照图37，在γ是常数时，ac越低，氮渗透至被处理物中的渗透速率越高。另一方面，在ac是常数时，γ越小，氮渗透至被处理物中的渗透速率越高。当γ值是5时，氮渗透至被处理物中的速率为最大，当γ值为5以下时，氮的渗透速率是常数。所以，可知通过将γ值设定为5以下，能够使氮渗透至被处理物中的速率达到最大。
此外，考察了在相同的试验条件下改变碳氮共渗的时间时的氮的渗透量。γ值设定为2.9～23.8的六个水平。图38是显示氮的渗透量随着碳氮共渗时间和γ值的变化而发生的变迁。在图38中，横轴表示碳氮共渗的时间，纵轴表示透过被处理物的1mm2表面的氮的质量，即氮的渗透量(单位:g/mm2)。粗实线、细实线、点划线、短虚线、双点划线和长虚线分别表示γ为2.9、4.2、5.0、8.0、14.0和23.8的情况。参照图38，对氮的渗透量随着碳氮共渗时间和γ值的变化而发生的变迁进行说明。
参照图38，在任意的γ值的情况下，随着碳氮共渗的时间增加，氮的渗透量倾向于增加；随着γ值的增加，氮的渗透量增加。不过，在γ值为5.0、4.2和2.9的情况下，即γ值为5.0以下时，相对于碳氮共渗的时间，氮的渗透量的变迁基本上相同。根据上述事实可以看出，在γ值为5以下时，直到渗碳时间9000秒为止，氮的渗透速率相同，而且，在γ值为5以下时，氮的渗透速率随着碳氮共渗的时间的变迁大致相同。根据以上可知，在碳氮共渗处理中，通过将加热处理炉中的气氛的γ值设定为5以下，氮渗入被处理物中的速率达到最大，且显示出恒定的渗透行为。
应理解，在各个方面，本文所述的实施方式和实施例是示例性的而非限制性的。由权利要求书而非上述的说明书限定本发明的范围，并且旨在包括与权利要求书等同的范围和含义的任意修饰。
工业实用性
本发明的轴承部件和滚动轴承可特别有利地应用于要求廉价且具有提高的屈服强度和寿命的轴承部件和滚动轴承。
附图标记清单
1深槽球轴承；2圆锥形滚针轴承；11、21外环；11A、21A外环滚道面；11B、12B、22B非研磨表面；12、22内环；12A、22A内环滚道面；13滚珠；13A、23A滚动接触面；14、24保持架；23滚针；30气氛控制步骤；31未分解NH3分压控制步骤；32H2分压控制步骤；33CO/CO2分压控制步骤；40加热模式控制步骤。

Claims (9)

1.一种轴承部件，所述轴承部件由钢组成，该钢包含0.95质量％以上且1.1质量％以下的碳、低于0.3质量％的硅、低于0.5质量％的锰、低于0.008质量％的硫和1.4质量％以上且低于1.6质量％的铬，剩余部分由铁和杂质构成；所述轴承部件在包含接触面的表面部分形成有碳氮共渗层，所述接触面是与其他部件接触的表面，
所述表面部分中的氮的平均浓度为0.3质量％以上且0.6质量％以下，并且所述表面部分中的氮浓度的变动在0.1质量％以下，
所述表面部分中的残留奥氏体的量为8体积％以下，
所述轴承部件具有环形状，
所述氮的平均浓度是在六个测定点测得的氮浓度的测定值的平均值，所述测定点在所述接触面上沿着所述轴承部件的圆周方向以每移动30°的方式进行设定，以及
所述氮浓度的变动是所述氮的平均浓度和在所述测定点测得的氮浓度的测定值之间的差的最大值。
2.如权利要求1所述的轴承部件，其特征在于，所述残留奥氏体的量为5体积％以下。
3.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，所述轴承部件在厚度方向上的氮浓度的倾度为-151/m以上。
4.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，所述表面部分在每100μm2中包含5个以上的碳氮化物，该碳氮化物的直径为0.3μm以上且0.5μm以下。
5.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，包含非研磨表面的非研磨部分中的氮浓度低于0.7质量％，所述非研磨表面是所述接触面以外的表面。
6.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，在加热温度设为500℃和保持时间设为1小时的热处理之后，自所述接触面起在深度为0.4mm的位置处的维氏硬度比所述轴承部件的厚度方向上未形成所述碳氮共渗层的区域中的维氏硬度高至少80HV。
7.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，所述碳氮共渗层通过实施下述条件的碳氮共渗处理来形成：下述式(1)中定义的ac *为0.88以上且1.27以下，式(2)中定义的α为0.012以上且0.020以下，
Pco:一氧化碳的分压atm，
Pco2:二氧化碳的分压atm，
K:中的平衡常数，
其中PN表示未分解的氨气的分压，PH表示氢气的分压。
8.如权利要求1或2所述的轴承部件，其特征在于，所述碳氮共渗层通过实施下述条件的碳氮共渗处理来形成：γ＝ac/CN中定义的γ的值在2以上且5以下的范围内，其中，ac表示所述轴承部件中的碳活度，CN表示在放置有所述轴承部件的热处理炉内的未分解的氨气的浓度。
9.一种滚动轴承，其特征在于，包含权利要求1或2所述的轴承部件。
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