JP2007040503A - 鍔付ころ軸受 - Google Patents

Abstract

【課題】 転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受を提供する。
【解決手段】 鍔付ころ軸受１は、軌道輪としての環状の外輪１１と、外輪１１の内側に配置される軌道輪としての内輪１２と、外輪１１と内輪１２との間に配置される複数のころ１３とを備えている。外輪１１および内輪１２はそれぞれ外輪鍔部１５、１５および内輪鍔部１６を含んでいる。外輪鍔部１５、１５および内輪鍔部１６に形成された外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下である。外輪１１および内輪１２には、表層部に窒素富化層が形成されており、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、外輪１１および内輪１２の水素含有量は０．５質量ｐｐｍ以下である。
【選択図】 図１

Description

本発明は鍔付ころ軸受に関し、より特定的には、外輪または内輪の少なくとも一方に鍔部が形成された鍔付ころ軸受に関するものである。

軌道輪である外輪または内輪の少なくとも一方に鍔部が設けられた鍔付ころ軸受は、ラジアル荷重だけでなく、ある程度のアキシアル荷重を受けることができる。近年、鍔付ころ軸受が使用される製品は高出力化、高効率化が進められている。これに伴い、鍔付ころ軸受に対しても、小型化、軽量化などが求められている。鍔付ころ軸受が小型化された場合、負荷される荷重が大きくなり、かつ回転は高速化する。その結果、ころおよび軌道輪の転動疲労寿命の向上が必要となるとともに、鍔部については静的破壊強度を向上させる必要が生じる。一方、鍔付ころ軸受が使用される製品の価格競争力向上のため、鍔付ころ軸受に対しても製造コストの低減が要求されている。

ころおよび軌道輪の転動疲労寿命を向上させ、かつ鍔部の静的破壊強度を向上させるためには、鍔付ころ軸受の素材を、より転動疲労強度および静的破壊強度に優れた素材に変更する対策が考えられる。しかし、このような対策では素材の価格が上昇する結果、鍔付ころ軸受の製造コストが上昇するため、前述の製造コスト低減の要求に反するものとなる。

これに対し、素材に変更を加えることなく、転走面の転動疲労強度を向上させる方策として、浸炭窒化処理が提案されている。浸炭窒化処理を実施することにより、素材に変更を加えることなく、ころおよび軌道輪の転動疲労寿命を向上させることができる（たとえば特許文献１および特許文献２参照）。
特開平８−４７７４号公報 特開平１１−１０１２４７号公報

上述した浸炭窒化処理は被処理物の表面から炭素および窒素を拡散させることにより、被処理物の表層部の炭素濃度および窒素濃度を上昇させる拡散処理である。そのため、たとえば高炭素鋼からなる被処理物に一般的に適用されている光輝熱処理にくらべて高温に保持される時間が長くなる。その結果、オーステナイト結晶粒の成長が進行し、被処理物の金属組織が粗くなる。さらに、雰囲気ガスに含まれる水素が被処理物中により多く侵入しやすくなり、被処理物が脆化する可能性がある。その結果、たとえば鍔付ころ軸受の鍔部を含む軌道輪に対して浸炭窒化処理を実施した場合、鍔部の静的破壊強度が低下するおそれがある。したがって、単に浸炭窒化処理を採用するのみでは、鍔付ころ軸受の転動疲労寿命の向上と軌道輪の鍔部の静的破壊強度の向上とを両立することはできない。

そこで、本発明の目的は、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受を提供することである。

本発明者は鍔付ころ軸受の転動疲労寿命および鍔部の静的破壊強度に及ぼす外輪および内輪の表層部における窒素濃度、オーステナイト結晶粒の大きさ、水素含有量および軌道輪の鍔ヌスミ部における表面の粗さの影響を詳細に検討した。その結果、鍔付ころ軸受の転動疲労寿命を向上させ、かつ軌道輪における鍔部の静的破壊強度をも向上させるためには、鍔部を含む軌道輪の表層部に窒素富化層を形成し、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒度が粒度番号１０番を超えるようにオーステナイト粒度を制御し、かつ鍔部を含む軌道輪の水素含有量を０．５質量ｐｐｍ以下とするとともに、鍔ヌスミ部の表面における面粗さＲｔを８．０μｍ以下とすることが有効であることを見出した。

そこで、本発明に従った鍔付ころ軸受は、軌道輪としての環状の外輪と、外輪の内側に配置される軌道輪としての内輪と、外輪と内輪との間に配置される複数のころとを備えている。外輪または内輪の少なくとも一方は鍔部を含み、鍔部に形成された鍔ヌスミ部の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下である。鍔部を含む軌道輪には、表層部に窒素富化層が形成されている。そして、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、鍔部を含む軌道輪の水素含有量は０．５質量ｐｐｍ以下である。

ここで、鍔ヌスミ部とは、ころの端面外周部と鍔部の付け根部分とが干渉することを回避するために鍔部の付け根部分に形成される凹部をいう。また、面粗さＲｔとは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に記載されている面粗さＲｔをいう。さらに、オーステナイト結晶粒の粒度番号とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に記載されたオーステナイト結晶粒の粒度番号をいう。また、窒素富化層とは、軌道輪の表層部に形成された軌道輪の芯部に比べて窒素含有量が高い層であって、たとえば浸炭窒化、窒化、浸窒などの処理によって形成することができる。さらに、表層部とは外輪または内輪の表面から深さ０.３ｍｍの範囲をいう。また、窒素の含有量は、たとえばＥＰＭＡ（波長分散型Ｘ線マイクロアナライザ）を用いて測定することができる。

本発明の鍔付ころ軸受は、鍔部を含む軌道輪の表層部において、窒素富化層が形成されているため金属疲労に対する抵抗性が向上し、オーステナイト結晶粒が小さくなっているため金属組織が微細化され、水素量が低減されているため金属組織の脆化が回避されている。そのため、軌道輪の転動疲労強度が向上し、鍔付ころ軸受の転動疲労寿命が向上している。さらに、鍔部を含む軌道輪の鍔ヌスミ部において、オーステナイト結晶粒が小さくなっているため金属組織が微細化され、水素量が低減されているため金属組織の脆化が回避され、鍔部の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下であるため当該表面における応力の集中が緩和されて亀裂の発生および伝播が抑制されている。そのため、鍔部の静的破壊強度が向上している。以上の結果、本発明の鍔付ころ軸受によれば、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受を提供することができる。

なお、鍔付ころ軸受の転動疲労寿命を一層向上させるためには、窒素富化層は鍔部を含む軌道輪の表面から０.２ｍｍ以上の厚みを有していることが好ましく、０.３ｍｍ以上の厚みを有していることがより好ましい。また、鍔付ころ軸受の転動疲労寿命および鍔部の静的破壊強度を一層向上させるためには、オーステナイト結晶粒の粒度番号が１１番を超えていることが好ましく、水素量は４．０質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。また、鍔付ころ軸受の鍔部の静的破壊強度を一層向上させるためには、鍔部の表面における面粗さＲｔは６．０μｍ以下であることが好ましい。

上記鍔付ころ軸受において好ましくは、窒素富化層における残留オーステナイト量は、１１体積％以上２５体積％以下である。残留オーステナイトは軸受の外輪または内輪の転走面（表面）における損傷に起因した表面起点型の破損に対する転動疲労寿命の向上に顕著な効果を有しており、この効果を奏するためには少なくとも１１体積％以上必要であり、１５体積％以上とすることが好ましい。

一方、窒素富化層においては窒素含有量が高いため、焼入を実施した際のマルテンサイト変態の開始温度が低下し、残留オーステナイト量が多くなる傾向にある。残留オーステナイトは軸受の使用中において経年的にマルテンサイトに変態する。そして、その変態に際しては体積の変化を伴うため、残留オーステナイトは外輪および内輪における寸法の経年的変化（経年寸法変化）の原因となる。残留オーステナイト量が２５体積％を超えると経年寸法変化が一般的な寸法変化の許容値を超えるため、窒素富化層における残留オーステナイト量は２５体積％以下とすることが好ましい。さらに、寸法変化に対する要求が厳格な用途に対しては、２０体積％以下とすることがより好ましい。以上より、上記鍔付ころ軸受において、窒素富化層における残留オーステナイト量を１１体積％以上２５体積％以下とすることにより、表面起点型の破損に対する転動疲労寿命が向上し、かつ経年寸法変化を小さくすることができる。ここで、残留オーステナイト量の測定は、たとえばＸ線回折計（ＸＲＤ）を用いて、マルテンサイトα（２１１）面とオーステナイトγ（２２０）面との回折強度とを測定することにより、算出することができる。

なお、上記鍔付ころ軸受において、表面からの深さが５０μｍの領域における窒素富化層の残留オーステナイト量は、１１体積％以上２５体積％以下としてもよい。上述のように、残留オーステナイトは軸受の外輪または内輪の転走面（表面）における損傷に起因した表面起点型の破損に対する転動疲労寿命の向上に顕著な効果を有している。この効果を奏するためには、特に表面起点型の破損に対する転動疲労強度への影響の大きい、表面からの深さが５０μｍ付近の領域における残留オーステナイト量が重要となる。したがって、表面からの深さが５０μｍの領域における窒素富化層の残留オーステナイト量を１１体積％以上２５体積％以下とすることで、特に鍔付ころ軸受の表面起点型の破損に対する転動疲労寿命を向上させることができる。

上記鍔付ころ軸受において好ましくは、窒素富化層における窒素含有量は、０．１質量％以上０．７質量％以下である。窒素含有量が０．１質量％以下では、金属疲労に対する抵抗性が小さく、転動疲労寿命向上の効果、特に表面起点型の破損に対する転動疲労寿命向上の効果が小さい。さらに、顕著な転動疲労寿命向上のためには、窒素富化層における窒素含有量は０．２質量％以上であることが好ましい。一方、窒素含有量が０．７質量％を超えると、鍔部を含む軌道輪の表層部において微小な空孔であるボイドが発生するおそれがあり、かつ残留オーステナイト量が必要以上に増加して表面の硬度が低下する。そのため、鍔部を含む軌道輪の転動疲労強度が低下する。さらに、転動疲労寿命に対する要求特性の高い用途に使用される場合、窒素富化層における窒素含有量は０．６質量％以下とすることが好ましい。以上より、上記鍔付ころ軸受において、窒素富化層における窒素含有量を０．１質量％以上０．７質量％以下とすることにより、転動疲労寿命、特に表面起点型の破損に対する転動疲労寿命を向上させることができる。

なお、上記鍔付ころ軸受において、表面からの深さが５０μｍの領域における窒素富化層の窒素含有量は、０．１質量％以上０．７質量％以下としてもよい。上述のように、窒素富化層は特に軸受の外輪または内輪の転走面（表面）における表面起点型の破損に対する転動疲労寿命の向上に顕著な効果を有している。この効果を奏するためには、特に表面起点型の破損に対する転動疲労強度への影響の大きい、表面からの深さが５０μｍ付近の領域における窒素含有量が重要となる。したがって、表面からの深さが５０μｍの領域における窒素富化層の窒素含有量を０．１質量％以上０．７質量％以下とすることにより、特に鍔付ころ軸受の表面起点型の破損に対する転動疲労寿命を向上させることができる。

以上の説明から明らかなように、本発明の鍔付ころ軸受によれば、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受を提供することができる。

以下、図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。なお、以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付しその説明は繰返さない。

図１は、本発明の一実施の形態における鍔付ころ軸受の構成を示す概略断面図である。図１を参照して、本発明の一実施の形態における鍔付ころ軸受の構成について説明する。

図１を参照して、本実施の形態の鍔付ころ軸受１は、軌道輪としての環状の外輪１１と、外輪１１の内側に配置される軌道輪としての内輪１２と、外輪１１と内輪１２との間に配置される複数のころ１３と、環状の保持器１４とを備えている。ころ１３は外輪１１と内輪１２との間において、ころ１３の側面であるころ転走面１３Ｃが外輪１１の内周面に形成された外輪転走面１１Ｃおよび内輪１２の外周面に形成された内輪転走面１２Ｃに接触して配置されている。さらに、ころ１３は保持器１４により周方向に所定のピッチで配置され、かつ転動自在に保持されている。

外輪１１の外周を取り囲むようにハウジングなどの外周部材２１が配置され、外輪１１の外周面１１Ａおよび一方の側面１１Ｂと外周部材２１とが接触するように嵌め込まれている。一方、内輪１２の内側には軸などの内周部材２２が配置され、内輪１２の内周面１２Ａおよび一方の側面１２Ｂと内周部材２２とが接触するように嵌め込まれている。これにより、外輪１１および内輪１２は互いに相対的に回転することができ、これに伴い、軸などの内周部材２２はハウジングなどの外周部材２１に対して相対的に回転することができる。

ここで、外輪１１は幅方向の両側に外輪鍔部１５、１５を含んでいる。一方、内輪１２は幅方向の片側に内輪鍔部１６を含んでいる。そして、外輪鍔部１５、１５の付け根部分に形成された外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔部１６の付け根部分に形成された内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下である。さらに、外輪１１および内輪１２には、表層部に窒素富化層が形成されている。窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号は１０番を超えており、かつ外輪１１および内輪１２における水素含有量は０．５質量ｐｐｍ以下である。

これにより、本実施の形態の鍔付ころ軸受１は、外輪１１および内輪１２の表層部において窒素富化層が形成されているため金属疲労に対する抵抗性が向上し、窒素富化層においてオーステナイト結晶粒が小さくなっているため金属組織が微細化され、外輪１１および内輪１２において水素量が低減されているため金属組織の脆化が回避されている。そのため、外輪１１および内輪１２の転動疲労強度が向上し、鍔付ころ軸受１の転動疲労寿命が向上している。さらに、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８において、オーステナイト結晶粒が小さくなっているため金属組織が微細化され、水素量が低減されているため金属組織の脆化が回避され、表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下であるため当該表面での応力の集中が緩和されて亀裂の発生および伝播が抑制されている。そのため、外輪鍔部１５、１５をおよび内輪鍔部１６の静的破壊強度が向上している。以上の結果、本実施の形態における鍔付ころ軸受１は、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受１となっている。

なお、外輪１１、内輪１２およびころ１３の素材は、たとえば炭素鋼、クロム鋼、クロム−モリブデン鋼、ニッケル−クロム鋼、ニッケル−クロム−モリブデン鋼、高炭素軸受鋼などから選択することができる。鍔付ころ軸受１は上述の構成を有することにより、転動疲労寿命が向上し、かつ鍔部の静的破壊強度も向上している。そのため、外輪１１、内輪１２およびころ１３の素材としては、鍔付ころ軸受１の製造コストが上昇するような高価な素材を採用することなく、十分な特性を有する鍔付ころ軸受１を得ることができる。したがって、安価な素材を選択することにより、製造コストを上昇させることなく、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受１を提供することができる。

次に、本実施の形態における鍔付ころ軸受の製造方法について説明する。図２は本実施の形態における鍔付ころ軸受の製造方法の概略を示す図である。図１および図２を参照して、本実施の形態における鍔付ころ軸受の製造方法について説明する。

図２を参照して、まず、鍔付ころ軸受の外輪および内輪の形状に成形された成形部材を準備する成形部材準備工程が実施される。具体的には、たとえば棒鋼などの素材に対して鍛造、旋削などの加工が実施されることにより、図１に示した鍔付ころ軸受１の外輪１１および内輪１２の形状に成形された成形部材が準備される。

次に、図２を参照して、焼入硬化工程が実施される。具体的には、図１を参照して、成形部材準備工程において準備された成形部材としての外輪１１および内輪１２が焼入硬化される。このとき、外輪１１および内輪１２の表層部に窒素富化層を形成するための浸炭窒化処理が実施される。さらに、図２を参照して、焼入硬化された外輪１１および内輪１２に対して焼戻を行なう焼戻工程が実施される。この焼入工程および焼戻工程を有する熱処理工程の詳細については後述する。

さらに、図２を参照して、仕上げ加工工程が実施される。具体的には、図１を参照して、焼入硬化および焼戻が実施された外輪１１および内輪１２に対して研削加工、タンブラー加工などの仕上げ加工が実施されることにより、外輪１１および内輪１２が仕上げられる。そして、図２を参照して、組立工程が実施される。具体的には、図１を参照して、外輪１１および内輪１２と保持器１４およびころ１３などとを組み合わせることにより、鍔付ころ軸受１が組み立てられる。

次に、熱処理工程について詳細に説明する。図３は、本実施の形態の鍔付ころ軸受１における外輪１１および内輪１２に対して実施される熱処理工程の詳細を示す図である。図３において、横方向は時間を示しており右に行くほど時間が経過していることを示している。また、図３において、縦方向は温度を示しており上に行くほど温度が高いことを示している。図３を参照して、本実施の形態の鍔付ころ軸受１における外輪１１および内輪１２に対して実施される熱処理工程の詳細を説明する。

図３を参照して、成形部材準備工程において準備された成形部材としての外輪１１および内輪１２はＡ_１点以上の温度である８００℃以上９００℃以下の温度Ｔ_１、たとえば８４５℃に加熱され、６０分間以上２４０分間以下の時間、たとえば１５０分間保持される。このとき、ＲＸガスにアンモニア（ＮＨ_３）を添加した雰囲気において加熱されることにより、外輪１１および内輪１２の表層部の炭素濃度および窒素濃度は所望の濃度に調整される。その後、外輪１１および内輪１２は、たとえば油中に浸漬されることにより（油冷）、Ａ_１点以上の温度からＭ_ｓ点以下の温度に冷却される。これにより、１次焼入が完了する。さらに、１次焼入が実施された外輪１１および内輪１２はＡ_１点以上の温度である７８０℃以上８２０℃以下の温度Ｔ_２、たとえば８００℃に再び加熱され、３０分間以上６０分間以下の時間、たとえば４０分間保持される。このとき、浸炭窒化処理において調整された炭素濃度および窒素濃度が所望の濃度となるように、たとえば脱炭を防止するため、たとえばＲＸガスを含む雰囲気において加熱される。その後、外輪１１および内輪１２は、たとえば油冷されることにより、Ａ_１点以上の温度からＭ_ｓ点以下の温度に急冷されて焼入硬化される。これにより、２次焼入が完了する。さらに、２次焼入が完了した外輪１１および内輪１２はＡ_１点以下の温度である１６０℃以上２００℃以下の温度、たとえば１８０℃に加熱され、６０分間以上２４０分間以下の時間、たとえば１２０分間保持されて、その後冷却される。これにより、焼戻が完了し、熱処理工程が終了する。

ここで、温度Ｔ_１およびＴ_２は、鋼中に侵入する水素濃度を低減する観点から前述のようにそれぞれ８００℃以上８５０℃以下および７８０℃以上８２０℃以下とすることが望ましい。また、温度Ｔ_２はオーステナイト結晶粒を小さくする観点から、Ｔ_１よりも低い温度とすることが好ましい。

なお、Ａ_１点とは鋼を加熱した場合に、鋼の組織がフェライトからオーステナイトに変態を開始する温度に相当する点をいう。また、Ｍ_ｓ点とはオーステナイト化した鋼が冷却される際に、マルテンサイト化を開始する温度に相当する点をいう。

図４は、本実施の形態の鍔付ころ軸受１における外輪１１および内輪１２に対して実施される熱処理工程の変形例の詳細を示す図である。図４において、横方向は時間を示しており右に行くほど時間が経過していることを示している。また、図４において、縦方向は温度を示しており上に行くほど温度が高いことを示している。図４を参照して、本実施の形態の鍔付ころ軸受１における外輪１１および内輪１２に対して実施される熱処理工程の変形例の詳細を説明する。

図４を参照して、本変形例における図４に示す熱処理工程と上述の図３に示す熱処理工程とは基本的には同様の工程となっている。しかし、図４の熱処理工程においては浸炭窒化処理に引き続いて油冷を実施して１次焼入を完了するのではなく、まずＡ_１変態点以下の温度に冷却した後、再びＡ_１変態点以上の温度Ｔ_２に加熱する点において、図３の熱処理工程とは異なっている。本変形例によれば、１度焼入を実施した後に再度温度Ｔ_２まで加熱する場合に比べて再加熱に要する時間およびエネルギーを小さくすることが可能となるため、製造コストを低減し得る点において有利である。なお、浸炭窒化後に引き続く冷却温度はＡ_１変態点よりも低い温度であればよく、たとえば６００℃以上７００℃以下とすることができる。

上記熱処理工程により、外輪１１および内輪１２には、表層部に窒素富化層が形成される。そして、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号は１０番を超えており、かつ外輪１１および内輪１２における水素含有量は０．５質量ｐｐｍ以下とすることができる。さらに、窒素富化層、特に表面からの深さが５０μｍの領域における残留オーステナイト量を、１１体積％以上２５体積％以下とすることができる。また、窒素富化層、特に表面からの深さが５０μｍの領域における窒素含有量を、０．１質量％以上０．７質量％以下とすることができる。

図５は、本実施の形態における鍔付ころ軸受の外輪および内輪の表層部に形成された窒素富化層におけるミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図である。ここでは、素材として軸受鋼（ＪＩＳ規格ＳＵＪ２）を採用し、熱処理工程としては図３に示す工程を採用した場合の外輪について示している。一方、図６は、従来の鍔付ころ軸受の外輪および内輪の表層部におけるミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図である。ここでは、素材として軸受鋼（ＪＩＳ規格ＳＵＪ２）を採用し、熱処理工程としては従来の熱処理方法である光輝熱処理を採用した場合の外輪について示している。また、図７および図８は、上記図５および図６のオーステナイト結晶粒を模式的に示した図である。図５〜図８を参照して、本実施の形態における鍔付ころ軸受の外輪および内輪の表層部に形成された窒素富化層おけるオーステナイト結晶粒について説明する。

図５〜図８を参照して、従来の鍔付ころ軸受の外輪の表層部におけるオーステナイト結晶粒径は粒度番号で１０番であるのに対し、本実施の形態における鍔付ころ軸受の外輪の表層部に形成された窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒径は粒度番号で１２番となっている。また、図５におけるオーステナイト結晶粒の平均粒径は、切片法で測定した結果、５．６μｍであった。

なお、前述のように、図１を参照して本実施の形態における鍔付ころ軸受１の外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下である。通常、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８には、旋削加工などが実施された表面がそのまま残存している。これに対し、図２に示す仕上げ加工工程において、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８に対してタンブラー加工、ラップ加工、旋削加工、研削加工、ショットピーニング加工などの仕上げ加工を実施することにより、面粗さＲｔを小さくすることもできる。しかし、図１に示すように外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８は外輪鍔部１５および内輪鍔部１６の付け根部分に形成される凹部であり、一般に外輪転走面１１Ｃおよび内輪転走面１２Ｃと同時に仕上げ加工を実施することは困難である。そのため、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８に対して上記仕上げ加工を実施する場合、外輪転走面１１Ｃおよび内輪転走面１２Ｃの仕上げ加工とは別に仕上げ加工を実施する必要が生じ、製造コストが上昇する。

ここで、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを小さくすることは、外輪鍔部１５、１５および内輪鍔部１６の静的破壊強度を確保するために必要な条件である。静的破壊強度に対しては当該表面の粗さのほか、オーステナイト結晶粒の大きさ、水素含有量も影響を及ぼす。すなわち、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の大きさが大きい場合や軌道輪の水素含有量が大きい場合、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを一層小さくする必要がある。図２に示す成形部材準備工程において、外輪および内輪の旋削加工を量産的に実施した場合、旋削バイトが新品であれば外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔの上限値は２．０μｍ程度となる。その後、加工数の増加に伴い面粗さＲｔの上限値は大きくなるが、６．０〜７．０μｍ程度で安定する。そして、さらに加工を継続すると旋削バイトの摩耗限界を超えて、面粗さＲｔはさらに大きくなる。したがって、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを６．０μｍよりも小さい値に抑制するためには旋削バイトの早期交換などが必要となり、製造コストが上昇する。

本実施の形態の鍔付ころ軸受１においては、前述の熱処理工程のよりオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、かつ水素含有量は０．５質量ｐｐｍ以下に抑えられている。そのため、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを８．０μｍ以下とすることで、十分な静的破壊強度の鍔部を有する鍔付ころ軸受１を製造することができる。前述のように外輪１１および内輪１２の旋削加工を量産的に実施した場合、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔの上限値は６．０〜７．０μｍ程度で安定するため、量産工程において旋削バイトの摩耗限界を超えないように旋削バイトの交換を実施していくことで、面粗さＲｔを８．０μｍ以下に抑制することは十分可能である。そして、このような管理を実施することで、仕上げ加工工程においてヌスミ部の仕上げ加工を行なうことなく、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを８．０μｍ以下とすることができる。すなわち、上述の熱処理工程によって窒素富化層が形成され、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、かつ軌道輪の水素含有量を０．５質量ｐｐｍ以下に抑えることと、外輪鍔ヌスミ部１７、１７および内輪鍔ヌスミ部１８の表面における面粗さＲｔを８．０μｍ以下に抑制することとの組み合わせにより、製造コストを上昇させることなく、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた量産的に製造可能な鍔付ころ軸受１を得ることができる。

以下、本発明の実施例１について説明する。ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０質量％Ｃ−０．２５質量％Ｓｉ−０．４質量％Ｍｎ−１．５質量％Ｃｒ）を素材として用いて、熱処理工程における熱処理履歴が鍔付ころ軸受の外輪および内輪の各種特性に及ぼす影響を調査する試験を行なった。調査した特性は（１）水素含有量、（２）オーステナイト結晶粒度、（３）シャルピー衝撃値、（４）破壊応力値、（５）転動疲労寿命である。

試験の試料は試料Ａ〜Ｈの８種類とした。各試料の熱処理履歴は次のとおりである。試料Ａ〜Ｄ（本発明例）はＲＸガスとアンモニア（ＮＨ_３）ガスとの混合ガス雰囲気中において８５０℃の温度で１５０分間保持することにより浸炭窒化された。熱処理パターンは図３に示す熱処理工程と同様の工程を採用し、浸炭窒化処理温度である８５０℃から１次焼入された後、浸炭窒化処理温度より低い温度域である７８０℃〜８３０℃に加熱され、その後急冷されることにより２次焼入が実施された。なお、２次焼入温度が７８０℃の試料Ａは十分に焼入硬化されなかったため、特性調査の試験対象から除外された。

また、試料ＥおよびＦ（比較例）については基本的には試料Ａ〜Ｄと同様の熱処理が実施されたが、２次焼入温度が浸炭窒化温度である８５０℃以上の８５０℃〜８７０℃とされた。さらに、試料Ｇ（比較例；従来の浸炭窒化処理）についてはＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガス雰囲気中において８５０℃の温度で１５０分間保持することにより浸炭窒化された。その後、浸炭窒化処理温度である８５０℃からそのまま急冷されて焼入が実施され、２次焼入は実施されなかった。また、試料Ｈ（比較例；通常の焼入）については、浸炭窒化処理は実施されず、８５０℃に加熱された後、急冷されることにより焼入が実施された。２次焼入は実施されなかった。

次に、各種特性を調査する試験の試験方法について説明する。
（１）水素含有量
水素含有量については、ＬＥＣＯ社製ＤＨ−１０３型水素分析装置を用いて、鋼中の非拡散性水素量を分析した。拡散性水素量は測定してない。このＬＥＣＯ社製ＤＨ−１０３型水素分析装置の仕様は以下のとおりである。分析範囲は０．０１〜５０．００質量ｐｐｍ、分析精度は±０．１質量ｐｐｍまたは±３質量％Ｈ（いずれか大きいほう）、分析感度は０．０１質量ｐｐｍ、検出方式は熱伝導度法である。また、試料質量範囲は１０ｍｇ〜３５ｍｇ（試料サイズは最大で直径１２ｍｍ×長さ１００ｍｍ）、加熱炉温度範囲は５０℃〜１１００℃、試薬はアンハイドロン Ｍｇ（ＣｌＯ₄）₂、アスカライト ＮａＯＨ、キャリアガスは窒素ガス、ガスドージングガスは水素ガスであり、いずれのガスも純度９９．９９質量％以上、圧力は４０ｐｓｉ（２．８ｋｇｆ／ｃｍ²）である。

測定手順の概要は以下のとおりである。専用のサンプラーで採取した試料をサンプラーごとに上記の水素分析装置に挿入する。内部の拡散性水素は窒素キャリアガスによって熱伝導度検出器に導かれる。この拡散性水素は本実施例では測定しない。次に、サンプラーから試料を取り出し、抵抗加熱炉内で加熱し、非拡散性水素を窒素キャリアガスによって熱伝導度検出器に導く。熱伝導度検出器において熱伝導度を測定することによって非拡散性水素量を知ることができる。

（２）オーステナイト結晶粒度
オーステナイト結晶粒度の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法に基づいて行なった。

（３）シャルピー衝撃値
シャルピー衝撃値の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の金属材料のシャルピー衝撃試験方法に基づいて行なった。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に示されたＵノッチ試験片（ＪＩＳ規格３号試験片）を用いた。

（４）破壊応力値
図９は、破壊応力値を測定するための静圧壊強度試験の試験片を示す図である。図９を参照して、破壊応力値を測定するための静圧壊強度試験の試験方法について説明する。

図９を参照して、静圧壊強度試験片５１は外径６０ｍｍ、内径４５ｍｍ、幅１５ｍｍの円環状の形状を有している。そして、荷重方向５２の向きに荷重が徐々に負荷されて、静圧壊強度試験片５１が破壊された時点における荷重が測定される。その後、得られた破壊荷重が、下記に示す曲がり梁の応力計算式（Ａ）〜（Ｃ）により応力値に換算される。なお、静圧壊強度試験片５１は図９に示す試験片に限られず、他の形状の静圧壊強度試験片５１を用いてもよい。

図９の試験片の凸表面における繊維応力をσ_１、凹表面における繊維応力をσ_２とすると、σ_１およびσ_２は下記の式によって求められる（機械工学便覧Ａ４編材料力学Ａ４−４０参照）。ここで、Ｎは静圧壊強度試験片５１の軸を含む断面の軸力、Ａは横断面積、ｅ_１は外半径、ｅ_２は内半径（図９参照）を表わす。また、κは曲がり梁の断面係数である。
σ_１＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ_０）｝［１＋ｅ_１／｛κ（ρ_０＋ｅ_１）｝］・・・（Ａ）
σ_２＝（Ｎ／Ａ）＋｛Ｍ／（Ａρ_０）｝［１−ｅ_２／｛κ（ρ_０−ｅ_２）｝］・・・（Ｂ）
κ＝−（１／Ａ）∫Ａ｛η／（ρ_０＋η）｝ｄＡ・・・（Ｃ）
（５）転動疲労寿命
転動疲労寿命試験の試験条件を表１に示す。

表１を参照して、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの円筒状の試験片が用いられ、３／４インチ（１９．０５ｍｍ）の鋼球と接触面圧５．８８ＧＰａで接触しつつ、１分間に４６２４０回の荷重が負荷される。そして、試験片に剥離が発生するまでの荷重の負荷回数（寿命）が調査される。得られた寿命は統計的に解析され、累積破損確率が１０％となる寿命（Ｌ_１０寿命）が算出される。また、試験数は各試料について１０回とし、潤滑油にはタービンＶＧ６８が採用され強制循環により給油される。

次に、転動疲労寿命試験の試験機について説明する。図１０は、転動疲労寿命試験機の概略正面図である。また、図１１は、転動疲労寿命試験機の概略側面図である。図１０および図１１を参照して、転動疲労試験の試験機について説明する。

図１０および図１１を参照して、転動疲労寿命試験機６０は、駆動ロール６１と、案内ロール６２と、鋼球６３とを備えている。そして、転動疲労寿命試験片６９は、駆動ロール６１によって駆動され、鋼球６３と接触して回転する。鋼球６３は、案内ロール６２にガイドされて、転動疲労寿命試験片６９との間で高い面圧を及ぼし合いながら転動する。

次に試験結果について説明する。表２に上記（１）〜（５）の試験結果を示す。

（１）水素含有量
表２を参照して、２次焼入が実施されていないの従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇは、０．７２質量ｐｐｍと非常に高い値となっている。これは、浸炭窒化処理の雰囲気に含まれるアンモニア（ＮＨ_３）が分解して水素が鋼中に浸入したためと考えられる。これに対し、試料Ｂ〜Ｄは、水素量は０．３７〜０．４０質量ｐｐｍと半分近くまで減少している。この水素量は通常の焼入品である試料Ｈと同レベルである。

上記の水素含有量の低減により、水素の固溶に起因する鋼の脆化を軽減することができる。すなわち、水素含有量の低減により、本発明例の試料Ｂ〜Ｄのシャルピー衝撃値は試料Ｇに比べて大きく改善されている。

（２）オーステナイト結晶粒度
表２を参照して、２次焼入温度が浸炭窒化処理時の焼入（１次焼入）の温度より低い場合、すなわち試料Ｂ〜Ｄの場合、オーステナイト結晶粒度は粒度番号１１〜１２と顕著に微細化されている。一方、２次焼入温度が１次焼入温度以上である試料ＥおよびＦならびに２次焼入が実施されていない試料Ｇおよび試料Ｈの場合、オーステナイト結晶粒度は粒度番号１０であり、本発明例の試料Ｂ〜Ｄより粗大な結晶粒となっている。

（３）シャルピー衝撃値
表２を参照して、従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇのシャルピー衝撃値は５．３３Ｊ／ｃｍ²であるのに対して、本発明例の試料Ｂ〜Ｄのシャルピー衝撃値は６．３０〜６．６５Ｊ／ｃｍ^２と高くなっている。さらに、この中でも２次焼入温度の低い試料ほどシャルピー衝撃値が高くなる傾向がある。通常の焼入品である試料Ｈのシャルピー衝撃値は６．７０Ｊ／ｃｍ²と高くなっている。

（４）破壊応力値
この破壊応力値は、軌道輪の静的破壊強度に相当する。表２を参照して、従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇの破壊応力値は２３３０ＭＰａとなっている。これに対して、試料Ｂ〜Ｄの破壊応力値は２６５０〜２８４０ＭＰａと改善された値となっている。一方、通常の焼入品である試料Ｈの破壊応力値は２７７０ＭＰａである。この破壊応力値と水素含有量およびオーステナイト結晶粒度との関係から、試料Ｂ〜Ｄの改善された静的破壊強度は、オーステナイト結晶粒の微細化と並んで、水素含有量の低減による効果が大きいと推定される。

（５）転動疲労寿命
表２を参照して、通常の焼入品である試料Ｈは窒素富化層を表層部に有していない。そのため、転動疲労寿命Ｌ₁₀は最も短い。これに対して、従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇの転動疲労寿命は３．１倍となった。さらに、試料Ｂ〜Ｆのうち、２次焼入が浸炭窒化処理温度より低い温度で実施された試料Ｂ〜Ｄの転動疲労寿命は従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇよりも大幅に向上した。一方、２次焼入が浸炭窒化処理温度以上の温度で実施された試料Ｅ，Ｆは、従来の浸炭窒化処理品である試料Ｇと同等か、それより低い値となった。

以上の試験結果より、本発明例の試料Ｂ〜Ｄは、表層部に窒素富化層が形成され、結晶粒が細かく、かつ水素含有量も少ないので、他の試料に比べて耐衝撃強度、静的破壊強度および転動疲労寿命にすぐれたものとなっていることが分かる。

以下、本発明の実施例２について説明する。ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０質量％Ｃ−０．２５質量％Ｓｉ−０．４質量％Ｍｎ−１．５質量％Ｃｒ）を素材として用いて、熱処理工程における熱処理履歴が鍔付ころ軸受の外輪および内輪の各種特性に及ぼす影響を調査する試験を行なった。調査した特性は（１）転動疲労寿命、（２）シャルピー衝撃値、（３）静的破壊靭性値、（４）破壊応力値、（５）経年寸法変化率、（６）異物混入下における転動疲労寿命である。

試験の試料はＸ材、Ｙ材およびＺ材の３種類とした。各試料の熱処理履歴は次のとおりである。Ｘ材（比較例；通常の焼入）については、浸炭窒化処理は実施されずに焼入が実施された。２次焼入は実施されなかった。Ｙ材（比較例；従来の浸炭窒化処理）についてはＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガス雰囲気中において８４５℃の温度で１５０分間保持されることにより浸炭窒化された。その後、浸炭窒化処理温度である８４５℃からそのまま急冷されて焼入が実施され、２次焼入は実施されなかった。Ｚ材（本発明例）はＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガス雰囲気中において８４５℃の温度で１５０分間保持されることにより浸炭窒化された。熱処理パターンは図３に示す熱処理工程が採用され、浸炭窒化処理温度である８４５℃から１次焼入された後、浸炭窒化処理温度より低い温度域である８００℃に加熱されたあと急冷されることにより２次焼入が実施された。

次に、試験方法および試験結果について説明する。
（１）転動疲労寿命
試験条件および試験装置は、実施例１と同様である。試験結果を表３に示す。

表３を参照して、浸炭窒化が実施され、窒素富化層が形成されたＹ材（比較例）のＬ_１０寿命（統計的に試験片１０個中１個が破損するまでの寿命）は、通常の焼入のみが実施されたＸ材（比較例）のＬ_１０寿命の３．１倍となり、窒素富化層の形成による長寿命化の効果が認められる。これに対して、本発明例であるＺ材は、Ｙ材の１．７４倍、またＸ材の５．４倍の長寿命となった。この長寿命化の主因は窒素富化層の形成による長寿命化に加えて、オーステナイト結晶粒の細粒化に起因した鋼組織（ミクロ組織）の微細化であると考えられる。

（２）シャルピー衝撃値
試験方法は実施例１と同様である。試験結果を表４に示す。

表４を参照して、従来の浸炭窒化処理が実施されたＹ材（比較例）のシャルピー衝撃値は、通常の焼入れが実施されたＸ材（比較例）よりも低い値となった。一方、Ｚ材（本発明例）はＸ材と同等の値となった。

（３）静的破壊靭性値
図１２は静的破壊靭性値を測定するための試験方法を説明するための図である。図１２を参照して、静的破壊靭性値を測定するための試験方法を説明する。

図１２を参照して、静的破壊靭性値測定装置７０は、下部支持用ころ７１、７１と、荷重負荷用ころ７２とを備えている。一方、静的破壊靭性試験片７９は長さＡ、高さＷの四角柱状の形状を有している。そして、長手方向に沿う面の１つから、反対側の面に向けてノッチ７９Ａが形成されている。ノッチ７９Ａは当該長手方向に沿う面の１つに隣り合い、かつ長手方向に沿う２つの面に貫通するように形成されている。さらに、ノッチ７９Ａの先端には長さ約１ｍｍの予き裂７９Ｂが形成され、前述の長手方向に沿う面から予き裂７９Ｂの先端までの距離はａとなっている。

次に、試験手順について説明する。図１２を参照して、２つの下部支持用ころ７１、７１が間隔２Ｌをおいて配置され、下部支持用ころ７１、７１の上に接触するように静的破壊靭性試験片７９が前述の長手方向に沿う面の１つが下になるようにセットされる。このとき、ノッチ７９Ａの開口から２つの下部支持用ころ７１、７１までの距離が等しくなるように静的破壊靭性試験片７９はセットされる。さらに、前述の長手方向に沿う面の１つとは反対側の面に接触するように、荷重負荷用ころ７２がセットされる。この荷重負荷用ころ７２は前述の長手方向に沿う面の１つとは反対側の面において予き裂７９Ｂの先端から最も近い位置に配置される。そして、荷重負荷方向７３の向きに荷重が徐々に負荷され（３点曲げ）、静的破壊靭性試験片７９が破壊した時点における荷重（破壊荷重Ｐ）が測定される。破壊靭性値（Ｋ_1Ｃ値）の算出には以下に示す式（Ｄ）を用いる。試験結果を表５に示す。
Ｋ_１Ｃ＝（ＰＬ√ａ／ＢＷ^２）｛５．８−９．２（ａ／Ｗ）＋４３．６（ａ／Ｗ）^２−７５．３（ａ／Ｗ）^３＋７７．５（ａ／Ｗ）^４｝・・・（Ｄ）

表５を参照して、予き裂深さａが浸炭窒化層深さよりも大きくなったため、比較例であるＸ材とＹ材との破壊靭性値には差異は見られなかった。一方、本発明例であるＺ材は比較例であるＸ材およびＹ材に対して約１．２倍の破壊靭性値を有していた。

（４）破壊応力値
試験方法は実施例１と同様である。試験結果を表６に示す。

表６を参照して、従来の浸炭窒化処理が実施されたＹ材の破壊応力値は、通常の焼入が実施されたＸ材よりもやや低い値となった。一方、本発明例のＺ材は、Ｙ材よりも破壊応力値が向上しており、Ｘ材と遜色ないレベルとなっている。

（５）経年寸法変化率
１３０℃の温度で５００時間保持した場合の、試験片の寸法変化率を測定した。測定結果を、表面硬度、残留オーステナイト量（試験片の表面から５０μｍの深さにおける測定値）と併せて表７に示す。

表７を参照して、残留オーステナイト量の多いＹ材の寸法変化率に比べて、本発明例のＺ材の寸法変化率は大きく抑制されていることがわかる。

（６）異物混入下における転動疲労寿命
玉軸受６２０６（ＪＩＳ Ｂ １５１３に記載）を用い、所定の異物を所定量潤滑油中に混入させた異物混入下での転動疲労寿命を評価した。試験条件を表８に、試験結果を表９に示す。

表９を参照して、浸炭窒化処理が実施されていないＸ材に比べて、従来の浸炭窒化処理が実施されたＹ材は寿命が約２．５倍となった。一方、本発明例のＺ材は寿命がＸ材の約２．３倍となった。本発明例のＺ材は、比較例のＹ材に比べて残留オーステナイト量が少ないものの、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒が微細であるため、鋼組織（ミクロ組織）が微細化されている。その結果、本発明例のＺ材は比較例のＹ材とほぼ同等の長寿命となった。

以上の結果より、Ｚ材、すなわち本発明例は、従来の浸炭窒化処理では困難であった転動疲労寿命の長寿命化、破壊応力値の向上、経年寸法変化率の低減の３項目を同時に満足することができることがわかる。

以下、本発明の実施例３について説明する。ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０質量％Ｃ−０．２５質量％Ｓｉ−０．４質量％Ｍｎ−１．５質量％Ｃｒ）を素材として用いて、熱処理工程における熱処理履歴が鍔付ころ軸受の軌道輪の各種特性に及ぼす影響を調査する試験を行なった。調査した特性は（１）オーステナイト結晶粒度、（２）水素含有量、（３）残留オーステナイト量、（４）窒素含有量、（５）表面硬さ、（６）転動疲労寿命、（７）鍔部の静的割れ強度である。

試験の試料は試料３Ａ〜３Ｄの４種類とした。まず、試験の対象となる試料の作成方法を説明する。いずれの試料についても、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材の棒鋼が素材として用いられ、当該棒鋼から旋削加工により幅方向の一方に鍔部を有する鍔付ころ軸受の内輪の形状を有する成形部材が作製された。内輪の形状は、内径φ３０ｍｍ、転走部外径φ３９ｍｍ、鍔部外径φ４２ｍｍ、幅１９ｍｍ、鍔部幅２.５ｍｍである。

各試料の熱処理履歴は次のとおりである。試料３Ａ（本発明例）はＲＸガスとアンモニア（ＮＨ_３）ガスとの混合ガス雰囲気中において８５０℃の温度で１５０分間保持されることにより浸炭窒化された。熱処理パターンは図３に示す熱処理工程と同様の工程が採用され、浸炭窒化処理温度である８５０℃から１次焼入された後、浸炭窒化処理温度より低い温度域である８００℃に加熱されて３０分間保持され、その後急冷されることにより２次焼入が実施された。さらに、１８０℃の温度で９０分間保持されることにより、焼戻された。

試料３Ｂ（比較例；通常の焼入）については、浸炭窒化処理は実施されず、ＲＸガス雰囲気中において８４０℃の温度で３０分間保持された後、急冷されることにより焼入が実施された。２次焼入は実施されなかった。さらに、１８０℃の温度で９０分間保持されることにより、焼戻された。また、試料３Ｃ（比較例；従来の浸炭窒化処理）についてはＲＸガスとアンモニアガスとの混合ガス雰囲気中において８５０℃の温度で１５０分間保持することにより浸炭窒化された。その後、浸炭窒化処理温度である８５０℃からそのまま急冷されて焼入が実施され、２次焼入は実施されなかった。さらに、１８０℃の温度で９０分間保持されることにより、焼戻された。試料３Ｄ（比較例；高温２次焼入）については、基本的には試料３Ａと同様の熱処理が実施されたが、２次焼入温度が浸炭窒化温度と同じ８５０℃とされた。

上記熱処理の後、通常の鍔付ころ軸受の製造工程と同様に研削加工などの仕上げ加工が実施された。このとき、鍔ヌスミ部には仕上げ加工は実施されておらず、鍔ヌスミ部の表面は上記の旋削加工後の面粗さ（Ｒｔ＝４.０μｍ）を保持している。

次に、試験方法について説明する。オーステナイト結晶粒度の評価、水素含有量の測定については上述の実施例１と同様に実施された。残留オーステナイト量は、Ｘ線回折計（ＸＲＤ）を用いて、マルテンサイトα（２１１）面とオーステナイトγ（２２０）面との回折強度とを測定し、両者を比較することにより算出した。測定部位は表面からの深さ５０μｍの領域とした。窒素含有量は、ＥＰＭＡ（波長分散型Ｘ線マイクロアナライザ）を用いて、表面からの深さ５０μｍの領域を測定した。表面硬さは、ビッカース硬度計を用いて測定荷重１ｋｇｆの条件で測定した。

転動疲労寿命は、上述の内輪に、外輪、ころおよび保持器を組み合わせて鍔付ころ軸受を組立て、所定の荷重を負荷しつつ回転させて破損が発生するまでの寿命を調査した。図１３は、実施例３の転動疲労寿命試験を実施した試験機の概略断面図である。図１３を参照して、転動疲労寿命試験の試験方法について説明する。

図１３を参照して、転動寿命試験機８０は、２つの玉軸受８１、８１と、玉軸受８１、８１の内輪である玉軸受内輪８１Ｂの内周に嵌入された回転軸８２とを備えている。玉軸受８１、８１の外輪である玉軸受外輪８１Ａは玉軸受８１、８１の外周を取り囲むように配置された玉軸受ハウジング８５、８５に固定されており、回転軸８２は玉軸受内輪８１Ｂと一体に軸まわりに回転自在に軸支されている。さらに、転動寿命試験機８０は、被試験軸受の外輪を固定するための固定用ハウジング８３と、固定用ハウジング８３を介して被試験軸受に荷重を負荷するための荷重負荷部材８４とを備えている。

次に、試験手順について説明する。図１３に示すように、上述のように準備された内輪９２に、外輪９１、ころ９３および保持器９４が組み合わされて試験対象となる試験用鍔付ころ軸受９が組み立てられる。そして、内輪９２に回転軸８２が嵌入され、かつ外輪９１が外輪９１の外周を取り囲むように配置された固定用ハウジング８３により固定される。これにより、内輪９２は回転軸８２と一体に軸まわりに回転自在に軸支される。そして、上述のように被試験軸受である試験用鍔付ころ軸受９が転動寿命試験機８０にセットされた状態で、荷重負荷部材８４に荷重負荷方向αに沿って荷重が負荷され、負荷された荷重は固定用ハウジング８３を介して試験用鍔付ころ軸受９に伝達される。この状態で、回転軸８２が回転軸回転方向βに沿って回転する。そして、図示しない破損検出手段により試験用鍔付ころ軸受９の破損（剥離）が検出されて、転動疲労寿命が評価される。なお、本転動疲労寿命試験は、荷重Ｆｒ＝８.７９ｋＮ、回転速度５０００回転／分、潤滑はタービン５６油浴給油の条件のもとで実施された。

鍔部の静的割れ強度は、上述の内輪の鍔部に荷重を徐々に負荷して、破損が発生した時点における荷重により評価した。図１４は実施例３における鍔部の静的割れ強度の測定方法を説明するための図である。図１４を参照して、実施例３における鍔部の静的割れ強度の試験手順を説明する。

図１４を参照して、静的割れ強度測定治具３０は保持治具３１と、円筒状の荷重負荷用ころ３２とを備えている。まず、前もって内輪鍔ヌスミ部９８の表面粗さＲｔが測定された内輪９２は内輪鍔部９６を有する側の端面が保持治具３１の水平部３１Ａの表面に接触するようにセットされる。さらに、水平部３１Ａの表面に接触した側とは反対側の内輪鍔部９６の側壁に端面が接触するように荷重負荷用ころ３２がセットされる。そして、内輪鍔部９６の側壁に接触した側とは反対側の荷重負荷用ころ３２の端面に対して、当該端面に垂直な荷重負荷方向４０に沿った向きに徐々に荷重が負荷され、内輪鍔部９６が破損した時点における荷重が測定される。

次に、試験結果について説明する。表１０に、上述の試験の試験結果を示す。

（１）オーステナイト結晶粒度
本発明例である試料３Ａのオーステナイト結晶粒度は、粒度番号１２であり金属組織が顕著に微細化されている。これに対し、通常の焼入が実施された試料３Ｂおよび従来の浸炭窒化処理が実施された試料３Ｃのオーステナイト結晶粒度は、粒度番号８〜９であり、試料３Ａよりも金属組織が粗くなっている。また、２次焼入温度の高い試料３Ｄのオーステナイト結晶粒度は、２次焼入を実施したにもかかわらず、粒度番号９.５であり試料３Ａよりも金属組織が粗く、試料３Ｂおよび３Ｃに近い結晶粒度となっている。これは、オーステナイト結晶粒度が焼入の際の加熱温度および加熱時間に依存するため、２次焼入温度の高い試料３Ｄは、試料３Ａよりもむしろ最終的な焼入温度の近い試料３Ｂおよび３Ｃと同等のオーステナイト結晶粒度となったものと考えられる。

（２）水素含有量
試料３Ａ、３Ｂおよび３Ｄの水素含有量は、０.５質量ｐｐｍ以下であるのに対し、従来の浸炭窒化処理が実施された試料３Ｃの水素含有量は０.６８質量ｐｐｍと非常に高い値となっている。検出された水素は、焼入の際の雰囲気中に含まれるアンモニアおよびメタンやエタンなどの炭化水素の分解などによって生成した水素が鋼中に侵入したものであると考えられる。したがって、焼入の際の加熱時間が短い試料３Ｂの水素含有量は低くなっている。また、試料３Ａおよび試料３Ｄの１次焼入における加熱時間は試料３Ｃと同じであるが、試料３Ａおよび試料３Ｄは一度冷却された後再加熱されており、このとき鋼中の水素が放出されている。そのため、２次焼入が実施された試料３Ａおよび試料３Ｄの水素含有量は２次焼入の加熱温度および加熱時間に応じた量となり、０.５体積ｐｐｍ以下となったものと考えられる。

（３）残留オーステナイト量
本発明例である試料３Ａの残留オーステナイト量は１８体積％であり、適度な残留オーステナイト量となっている。これに対し、試料３Ｃおよび３Ｄの残留オーステナイト量は２５体積％を超えており、経年寸法変化が大きくなるおそれがあるため、好ましい残留オーステナイト量であるとはいえない。一方、試料３Ｂの残留オーステナイト量は１１体積％未満となっており、転動疲労寿命、特に表面起点型の破損に対する転動疲労寿命の向上を考慮すると、好ましい残留オーステナイト量であるとはいえない。

（４）窒素含有量
浸炭窒化処理が実施されていない試料３Ｂの窒素含有量は０質量％であり、転動疲労寿命の向上を考慮すると、好ましいとはいえない。一方、試料３Ａ、３Ｃおよび３Ｄの窒素含有量はいずれも好ましい範囲の窒素（０.１質量％以上０.７質量％以下）を含有している。なお、浸炭窒化処理後に２次焼入が実施された試料３Ａおよび３Ｄは、アンモニアを含まない雰囲気中で再加熱されているため、従来の浸炭窒化処理が実施され、２次焼入が実施されなかった試料３Ｃに比べて、窒素含有量が若干低い傾向にあった。

（５）表面硬さ
試料３Ａ〜３Ｄの表面硬さは７４０〜７８０ＨＶとなっており、一般的に軸受部品として機能するために必要とされる表面硬さを有していることが確認された。

（６）転動疲労寿命
通常の焼入が実施された試料３Ｂに対して、試料３Ｃは２.９倍、試料３Ｄは３.４倍、試料３Ａは５.７倍の寿命を有していた。このことから、窒素富化層が形成され、水素含有量が０.５質量ｐｐｍ以下とされ、さらにオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えることで転動疲労寿命が向上することが確認された。

（７）鍔部の静的割れ強度
通常の浸炭窒化処理が実施された試料３Ｃに対して、試料３Ｄは１.１８倍、試料３Ｂは１.４０倍、試料３Ａは１.４８倍の静的割れ強度を有していた。このことから、水素含有量が低減され、オーステナイト結晶粒が細粒化されることにより、鍔部の静的割れ強度が向上することが分かった。

以上より、鍔部の静的割れ強度が本発明例の試料３Ａに近い試料３Ｂは、転動疲労寿命が向上しておらず、本発明例の試料Ａのみが鍔部の静的割れ強度の向上と転動疲労寿命の向上との両方の要求を満足することが分かった。

さらに、上述の試料３Ａ〜３Ｄを用いて、鍔付ころ軸受における軌道輪の鍔部の静的割れ強度に及ぼす鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔの影響を調査する試験を行なった。すなわち、上述の鍔部の静的割れ強度試験において、鍔ヌスミ部の表面粗さの異なる試料について試験を実施し、鍔ヌスミ部の表面粗さと鍔部の静的割れ強度との関係を調査した。

図１５は、鍔ヌスミ部の表面粗さと鍔部の静的割れ強度との関係を示す図である。図１５において、横軸は鍔ヌスミ部の表面粗さであり、縦軸は鍔部の静的割れ強度である。また、黒丸は試料３Ａ、白丸は試料３Ｂ、白三角は試料３Ｃ、白四角は試料３Ｄの測定値を示しており、図中の実線、点線、一点鎖線および二点鎖線はそれぞれ試料３Ａ、３Ｂ、３Ｃおよび３Ｄの測定値から１次近似により求めた近似直線である。図１５を参照して、軌道輪の鍔部の静的割れ強度に及ぼす鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔの影響について説明する。

図１５を参照して、いずれの試料においても、鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔが大きくなるにつれて、鍔部の静的割れ強度が低下している。ここで、本実施例３の内輪が鍔部の静的割れ強度に対する要求特性の高い用途に使用される場合を想定すると、鍔部の静的割れ強度は６ｋＮ以上必要である。６ｋＮ以上の鍔部の静的割れ強度を確実に確保するためには、図１５の測定値のバラツキを考慮すると、試料３Ａ、３Ｂ、３Ｃおよび３Ｄにおいて鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔはそれぞれ８μｍ以下、７μｍ以下、２.５μｍ以下および４.５μｍ以下とすることが好ましいことが分かる。

次に、鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔを好ましい範囲に抑制するための量産工程における管理方法について検討する。図１６は、本実施例３の内輪を旋削加工した場合の旋削個数と鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔとの関係を示す図である。図１６において、横軸は内輪の旋削個数であり、縦軸は内輪の鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔである。また、図１６中において、上側の曲線はバラツキの上限、下側の曲線はバラツキの下限を示している。図１６を参照して、鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔを好ましい範囲に抑制するための管理方法について説明する。

図１６を参照して、バラツキの上限を示す上側の曲線に着目すると、鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔは、旋削個数が１００個以下では２.０μｍ以下であるが、１００個から６００個の範囲で増大して６.０μｍ程度となり、その後１２００個程度までは６.０〜７.０μｍの範囲に停滞する。そして、１２００個を超えると再度増大を開始し、１４００個で８.０μｍ以上となって、その後急激に増大する。このことから、鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔを６.０μｍ以下に管理するためには、旋削バイトの早期交換を実施するか、またはタンブラー加工などの仕上げ加工を別途実施する等の対策が必要となり、鍔付ころ軸受の製造コストが上昇する。一方、上述のように鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔは６.０〜７.０μｍの範囲に停滞域が存在することから、７.０μｍ以下に管理することは比較的容易であり、低コストで実施することができる。

ここで、上述の試料３Ａ、３Ｂ、３Ｃおよび３Ｄにおける鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔの好ましい値について検討すると、８μｍ以下および７μｍ以下である試料３Ａおよび３Ｂについては鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔを比較的容易に好ましい範囲に管理することができるが、２.５μｍ以下および４.５μｍ以下である試料３Ｃおよび３Ｄについては製造コストを上昇させることなく管理することは困難である。

以上の試験結果より、転動疲労寿命向上の要求を満足することができる試料３Ａ、３Ｃおよび３Ｄのうち、試料３Ｃおよび３Ｄは製造コストを上昇させることなく鍔部の静的破壊強度を向上させることが困難であるのに対し、最も転動疲労寿命が向上した試料３Ａは、比較的容易な管理により鍔部の静的破壊強度を向上させることが可能であることが分かった。すなわち、鍔付ころ軸受の軌道輪において、表層部に窒素富化層が形成されており、窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、かつ軌道輪の水素含有量が０．５質量ｐｐｍ以下であることに加えて鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔが８．０μｍ以下であることにより、転動疲労寿命の向上と鍔部の静的破壊強度の向上とを両立させた鍔付ころ軸受を比較的安価に提供することができることが明らかとなった。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

本発明の鍔付ころ軸受は、軌道輪としての環状の外輪と、外輪の内側に配置される軌道輪としての内輪と、外輪と内輪との間に配置される複数のころとを備え、外輪または内輪の少なくとも一方が鍔部を含む鍔付ころ軸受に特に有利に適用され得る。

本発明の一実施の形態における鍔付ころ軸受の構成を示す概略断面図である。 実施の形態における鍔付ころ軸受の製造方法の概略を示す図である。 実施の形態の鍔付ころ軸受における外輪および内輪に対して実施される熱処理工程の詳細を示す図である。 実施の形態の鍔付ころ軸受における外輪および内輪に対して実施される熱処理工程の変形例の詳細を示す図である。 実施の形態における鍔付ころ軸受の外輪および内輪の表層部に形成された窒素富化層におけるミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図である。 従来の鍔付ころ軸受の外輪および内輪の表層部におけるミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図である。 図５のオーステナイト結晶粒を模式的に示した図である。 図６のオーステナイト結晶粒を模式的に示した図である。 破壊応力値を測定するための静圧壊強度試験の試験片を示す図である。 転動疲労寿命試験機の概略正面図である。 転動疲労寿命試験機の概略側面図である。 静的破壊靭性値を測定するための試験方法を説明するための図である。 実施例３の転動疲労寿命試験を実施した試験機の概略断面図である。 実施例３における鍔部の静的割れ強度の測定方法を説明するための図である。 鍔ヌスミ部の表面粗さと鍔部の静的割れ強度との関係を示す図である。 実施例３の内輪を旋削加工した場合の旋削個数と鍔ヌスミ部の表面粗さＲｔとの関係を示す図である。

符号の説明

１ 鍔付ころ軸受、９ 試験用鍔付ころ軸受、１１ 外輪、１１Ａ 外輪の外周面、１１Ｂ 外輪の一方の側面、１１Ｃ 外輪転走面、１２ 内輪、１２Ａ 内輪の内周面、１２Ｂ 内輪の一方の側面、１２Ｃ 内輪転走面、１３ ころ、１３Ｃ ころ転走面、１４ 保持器、１５ 外輪鍔部、１６ 内輪鍔部、１７ 外輪鍔ヌスミ部、１８ 内輪鍔ヌスミ部、２１ 外周部材、２２ 内周部材、３０ 静的割れ強度測定治具、３１ 保持治具、３１Ａ 保持治具の水平部、４０ 荷重負荷方向、５１ 静圧壊強度試験片、５２ 荷重方向、６０ 転動疲労寿命試験機、６１ 駆動ロール、６２ 案内ロール、６３ 鋼球、６９ 転動疲労寿命試験片、７０ 静的破壊靭性値測定装置、７１ 下部支持用ころ、７２ 荷重負荷用ころ、７３ 荷重負荷方向、７９ 静的破壊靭性試験片、７９Ａ ノッチ、７９Ｂ 予き裂、８０ 転動寿命試験機、８１ 玉軸受、８１Ａ 玉軸受外輪、８１Ｂ 玉軸受内輪、８２ 回転軸、８３ 固定用ハウジング、８４ 荷重負荷部材、８５ 玉軸受ハウジング、９１ 外輪、９２ 内輪、９３ ころ、９４ 保持器、９６ 内輪鍔部、９８ 内輪鍔ヌスミ部。

Claims (3)

1. 軌道輪としての環状の外輪と、
   前記外輪の内側に配置される軌道輪としての内輪と、
   前記外輪と前記内輪との間に配置される複数のころとを備え、
   前記外輪または前記内輪の少なくとも一方は鍔部を含み、
   前記鍔部に形成された鍔ヌスミ部の表面における面粗さＲｔは８．０μｍ以下であり、
   前記鍔部を含む軌道輪には、表層部に窒素富化層が形成されており、
   前記窒素富化層におけるオーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えており、
   前記鍔部を含む前記軌道輪の水素含有量が０．５質量ｐｐｍ以下である、鍔付ころ軸受。
2. 前記窒素富化層における残留オーステナイト量は、１１体積％以上２５体積％以下である、請求項１に記載の鍔付ころ軸受。
3. 前記窒素富化層における窒素含有量は、０．１質量％以上０．７質量％以下である、請求項１または２に記載の鍔付ころ軸受。

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