JP2010248612A - 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 - Google Patents
軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2010248612A JP2010248612A JP2009273804A JP2009273804A JP2010248612A JP 2010248612 A JP2010248612 A JP 2010248612A JP 2009273804 A JP2009273804 A JP 2009273804A JP 2009273804 A JP2009273804 A JP 2009273804A JP 2010248612 A JP2010248612 A JP 2010248612A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- range
- surface layer
- vanadium
- bearing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Rolling Contact Bearings (AREA)
Abstract
【課題】転がり軸受の長寿命化を図ることができ、十分な静的負荷容量および寸法安定性を確保できる軸受構成部材及び製造方法並びに長寿命で、かつ十分な静的負荷容量および寸法安定性を示す転がり軸受を提供する。
【解決手段】3.2〜5.0質量%のCrと、0.05質量%以上0.5質量%未満のVを含有する鋼材から得られる素形材に浸炭窒化処理等の熱処理を施す。
これにより、転がり軸受の軸受構成部材の表面から10μmまでの範囲の表面層のC、Nの各含有量を1.1〜1.6質量%、0.1〜1.0質量%、表面から50μmの深さの位置でのビッカース硬さを740〜900(ロックウェルＣ硬さを62〜67)、表面から10μmの深さの位置でのγ量を20〜55体積％、表面から10μmまでの範囲の表面層にバナジウム窒化物の粒径0.2〜2μmの粒子および／またはバナジウム炭窒化物の粒径0.2〜2μmの粒子を存在させ、表面から10μmまでの範囲の表面層での該粒子の面積率を1〜10％とする。
【選択図】図１
【解決手段】3.2〜5.0質量%のCrと、0.05質量%以上0.5質量%未満のVを含有する鋼材から得られる素形材に浸炭窒化処理等の熱処理を施す。
これにより、転がり軸受の軸受構成部材の表面から10μmまでの範囲の表面層のC、Nの各含有量を1.1〜1.6質量%、0.1〜1.0質量%、表面から50μmの深さの位置でのビッカース硬さを740〜900(ロックウェルＣ硬さを62〜67)、表面から10μmの深さの位置でのγ量を20〜55体積％、表面から10μmまでの範囲の表面層にバナジウム窒化物の粒径0.2〜2μmの粒子および／またはバナジウム炭窒化物の粒径0.2〜2μmの粒子を存在させ、表面から10μmまでの範囲の表面層での該粒子の面積率を1〜10％とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受に関する。
転がり軸受は、例えば、異物混入条件下で使用された場合、軸受構成部材である内外輪や転動体に異物が押し付けられて、内外輪の軌道面や転動体の表面に圧痕が形成されることがある。かかる異物により生成した圧痕などの表面損傷部は、応力集中による疲労剥離の起点となり、転がり軸受の寿命を低下させる原因の１つとなっている。
したがって、異物混入条件下などでの転がり軸受の寿命の向上が要望されている。
したがって、異物混入条件下などでの転がり軸受の寿命の向上が要望されている。
転がり軸受の寿命を向上させるために、軸受鋼であるＳＵＪ２からなる鋼材より所定の形状された素形材に浸炭窒化処理を施すことにより軸受構成部材を得ることが提案されている。
また、例えば、３．２質量％以上５．０質量％未満のクロム、１．０質量％未満のモリブデン、０．５質量％未満のバナジウムなどを含有する鋼材より所定の形状に形成された素形材を、カーボンポテンシャルが１．２〜１．５である浸炭雰囲気中において８５０〜９３０℃で加熱し、急冷することにより、前記素形材に浸炭処理を施し、ついで、焼もどしすることにより、転がり軸受の軸受構成部材の表層部の炭化物からなる粒子の平均粒径を０．５μｍ以下、前記炭化物からなる粒子の面積率を９〜３０％、ロックウェルＣ硬さを６３（ビッカース硬さ以上、表層部における残留オーステナイト量を３０〜５０体積％とすることが提案されている（特許文献１を参照）。
また、例えば、３．２質量％以上５．０質量％未満のクロム、１．０質量％未満のモリブデン、０．５質量％未満のバナジウムなどを含有する鋼材より所定の形状に形成された素形材を、カーボンポテンシャルが１．２〜１．５である浸炭雰囲気中において８５０〜９３０℃で加熱し、急冷することにより、前記素形材に浸炭処理を施し、ついで、焼もどしすることにより、転がり軸受の軸受構成部材の表層部の炭化物からなる粒子の平均粒径を０．５μｍ以下、前記炭化物からなる粒子の面積率を９〜３０％、ロックウェルＣ硬さを６３（ビッカース硬さ以上、表層部における残留オーステナイト量を３０〜５０体積％とすることが提案されている（特許文献１を参照）。
しかしながら、前記ＳＵＪ２からなる鋼材を用いて得られた軸受構成部材は、内部の残留オーステナイト量が多くなっているので、残留オーステナイトが経時的にマルテンサイトに変化して、体積が膨脹することに伴い、寸法変化が生じやすくなっており、経時的な寸法安定性が低いという欠点がある。
また、前記特許文献１に記載の軸受構成部材は、表層部における残留オーステナイト量が多くなっているので、転がり軸受の長寿命化を図ることができるが、その分、当該軸受構成部材中におけるマルテンサイト量が少なくなるため、降伏応力が低く、十分な静的負荷容量を確保することができないという欠点がある。
そのため、前記特許文献１に記載の軸受構成部材を備えた転がり軸受は、寿命は長くなっているが、使用時に過大な静的荷重を受けた場合や、極低回転数での回転時に大きな衝撃荷重を受けた場合、内外輪の各軌道面と転動体との接触部分に永久変形が生じ、前記静的荷重または衝撃荷重が限界荷重を超えると、円滑な回転が妨げられることになる。
そのため、前記特許文献１に記載の軸受構成部材を備えた転がり軸受は、寿命は長くなっているが、使用時に過大な静的荷重を受けた場合や、極低回転数での回転時に大きな衝撃荷重を受けた場合、内外輪の各軌道面と転動体との接触部分に永久変形が生じ、前記静的荷重または衝撃荷重が限界荷重を超えると、円滑な回転が妨げられることになる。
これに加えて、前記特許文献１に記載の軸受構成部材は、前記ＳＵＪ２からなる鋼材を用いて得られた軸受構成部材と同様に、内部の残留オーステナイト量が多くなるため、経時的な寸法安定性が低いという欠点がある。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、転がり軸受の長寿命化を図ることができ、かつ十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を確保することができる軸受構成部材およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、長寿命であり、かつ十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を示す転がり軸受を提供することを目的とする。
本発明の軸受構成部材は、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材から得られ、研磨仕上げされている表面を有している軸受構成部材であって、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１〜１．６質量％であり、前記表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）であり、前記表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であることを特徴としている（「軸受構成部材１」ともいう）。なお、表面から１０μｍまでの範囲の表面層とは表面と、表面から１０μｍの深さの位置までの間の範囲と規定する。
前記のように構成された軸受構成部材１によれば、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）であり、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であるため、前記圧痕などの表面損傷部への応力集中を緩和することができる。しかも、前記軸受構成部材１は、表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であるため、残留オーステナイト量を減らさなくても、高い降伏応力が得られる。
したがって、本発明の軸受構成部材１によれば、前記圧痕などの表面損傷部への応力集中の緩和により、転がり軸受の長寿命を確保しつつ、高い降伏応力により、十分な静的負荷容量を確保することができる。
したがって、本発明の軸受構成部材１によれば、前記圧痕などの表面損傷部への応力集中の緩和により、転がり軸受の長寿命を確保しつつ、高い降伏応力により、十分な静的負荷容量を確保することができる。
前記鋼材は、０．７〜０．９質量％の炭素と、０．０５〜０．７０質量％のケイ素と、０．０５〜０．７質量％のマンガンと、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．１〜１．０質量％のモリブデンと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有し、かつ残部が鉄および不可避不純物である鋼材であることが好ましい。
この場合、軸受構成部材における製鋼時に析出する粗大な共晶炭化物の量が少なくなり、軸受での疲労破壊が抑制されるとともに、焼入れ後や、浸炭窒化および焼もどし後において、十分な硬さが確保される。
この場合、軸受構成部材における製鋼時に析出する粗大な共晶炭化物の量が少なくなり、軸受での疲労破壊が抑制されるとともに、焼入れ後や、浸炭窒化および焼もどし後において、十分な硬さが確保される。
本発明の軸受構成部材では、前記軸受構成部材が、研磨仕上げされている軌道部を有する軌道部材であって、前記鋼材は０．７〜０．９質量％の炭素を含み、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００であることが好ましい（「軸受構成部材２」ともいう）。
この場合、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００であるので、非研磨部における過剰浸炭組織の発生を抑制することができる。
したがって、かかる構成を備えた軸受構成部材２は、前記軸上構成部材１の作用効果が得られるのに加えて、外部からの負荷がかかりやすい、例えば、転がり軸受の外輪として用いれば、当該転がり軸受の転がり疲れ寿命を向上させることができるとともに、この転がり軸受に対して十分な強度を与えることができる。
この場合、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００であるので、非研磨部における過剰浸炭組織の発生を抑制することができる。
したがって、かかる構成を備えた軸受構成部材２は、前記軸上構成部材１の作用効果が得られるのに加えて、外部からの負荷がかかりやすい、例えば、転がり軸受の外輪として用いれば、当該転がり軸受の転がり疲れ寿命を向上させることができるとともに、この転がり軸受に対して十分な強度を与えることができる。
本発明の軸受構成部材の製造方法は、１つの側面では、前記軸受構成部材１の製造方法であって、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムを含有する鋼材を、所定の形状に加工して、素形材を得る加工工程、
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱し、急冷する浸炭窒化処理を施し、中間素材を得る浸炭窒化処理工程、
前記浸炭窒化処理後の中間素材に対して、当該中間素材を１６０℃以上で加熱する焼もどし処理を施す焼もどし処理工程、および
前記焼もどし処理後の中間素材に、仕上げ加工を施すことにより、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１〜１．６質量％であり、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）であり、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％である軸受構成部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴としている（「製造方法１」ともいう）。
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱し、急冷する浸炭窒化処理を施し、中間素材を得る浸炭窒化処理工程、
前記浸炭窒化処理後の中間素材に対して、当該中間素材を１６０℃以上で加熱する焼もどし処理を施す焼もどし処理工程、および
前記焼もどし処理後の中間素材に、仕上げ加工を施すことにより、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１〜１．６質量％であり、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）であり、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％である軸受構成部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴としている（「製造方法１」ともいう）。
かかる構成が採用された製造方法１では、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムを含有する鋼材から得られた素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱して、急冷する浸炭窒化処理を施し、かつ浸炭窒化処理後の中間素材に対して、当該中間素材を１６０℃以上に加熱する焼もどし処理を施すので、得られる軸受構成部材の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量を１．１〜１．６質量％、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量を２０〜５５体積％、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量を０．１〜１．０質量％、表面から１０μｍまでの範囲の表面層に、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を存在させ、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率を１〜１０％であることができる。したがって、製造方法１によれば、前述の優れた作用効果を奏する軸受構成部材１を得ることができる。
また、本発明の軸受構成部材の製造方法は、他の側面では、前記軸受構成部材２の製造方法であって、０．７〜０．９質量％の炭素と、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材を、所定の形状に加工して、少なくとも軌道面を形成する部分に研磨取代を有する軌道部材の素形材を得る加工工程、
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で４時間以上加熱する浸炭窒化処理を含む熱処理を施し、中間素材を得る熱処理工程、および
前記熱処理後の中間素材の前記軌道面を形成する部分に、研磨仕上げ加工を施すことにより、前記軌道部を形成し、前記軌道部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１質量％以上１．６質量％未満であり、この表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００であり、前記表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であり、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００である軌道部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴としている（「製造方法２」ともいう）。
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で４時間以上加熱する浸炭窒化処理を含む熱処理を施し、中間素材を得る熱処理工程、および
前記熱処理後の中間素材の前記軌道面を形成する部分に、研磨仕上げ加工を施すことにより、前記軌道部を形成し、前記軌道部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１質量％以上１．６質量％未満であり、この表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００であり、前記表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であり、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００である軌道部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴としている（「製造方法２」ともいう）。
かかる構成を採用した製造方法２によれば、前記鋼材を所定の形状に加工して得られた素形材を、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気で８５０〜９００℃で４時間以上加熱することにより、前記素形材に浸炭窒化処理を施すため、前述の優れた作用効果を奏する軸受構成部材２としての軌道部材を得ることができる。
本発明の転がり軸受は、外周面に軌道部を有する内輪と、内周面に軌道部を有する外輪と、前記内外輪の両軌道部の間に配置された複数個の転動体とを有する転がり軸受であって、前記内輪、外輪および転動体の少なくとも１つが、前述の軸受構成部材からなることを特徴としている。
本発明の転がり軸受は、前記内輪、外輪および転動体の少なくとも１つが、前述の軸受構成部材からなるため、長寿命であり、かつ十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を示す。
本発明の軸受構成部材およびその製造方法によれば、転がり軸受の長寿命化を図ることができ、かつ十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を確保することができるという優れた効果が奏される。また、本発明の転がり軸受によれば、長寿命であり、かつ十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を示すという優れた効果を奏する。
〔軸受構成部材および転がり軸受〕
以下、添付の図面により本発明の一実施形態に係る軸受構成部材を説明する。図１は、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の一例である内輪、外輪および玉を有する転がり軸受としての玉軸受を示す概略説明図である。
以下、添付の図面により本発明の一実施形態に係る軸受構成部材を説明する。図１は、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の一例である内輪、外輪および玉を有する転がり軸受としての玉軸受を示す概略説明図である。
玉軸受１０は、外周面に軌道部１ａを有する内輪１と、内周面に軌道部２ａを有する外輪２と、内外輪１，２の両軌道部１ａ，２ａ間に配置された複数個の転動体としての玉３と、複数個の玉３を周方向に所定間隔毎に保持する保持器４とを備えている。
内輪１の軌道部１ａ、端面１ｂ、肩面１ｃ、および内周面１ｄの表面は、研磨仕上げがされた研磨部とされている。一方、内輪１の端面１ｂと内周面１ｄとにつながる断面Ｒ形状の内輪１の内周側の面取り１ｅと、端面１ｂと肩面１ｃとにつながる断面直線形状の内輪１の外周側の面取り１ｆとは、研磨仕上げがされていない非研磨部として構成される。
外輪２の軌道部２ａ、端面２ｂ、肩面２ｃ、および外周面２ｄの表面は、研磨仕上げがされた研磨部とされている。一方、外輪２の端面２ｂと外周面２ｄとにつながる断面Ｒ形状の外輪２の外周側の面取り２ｅと、端面２ｂと肩面２ｃとにつながる断面直線形状の外輪２の内周側の面取り２ｆとは、研磨仕上げがされていない非研磨部として構成されている。
外輪２の軌道部２ａ、端面２ｂ、肩面２ｃ、および外周面２ｄの表面は、研磨仕上げがされた研磨部とされている。一方、外輪２の端面２ｂと外周面２ｄとにつながる断面Ｒ形状の外輪２の外周側の面取り２ｅと、端面２ｂと肩面２ｃとにつながる断面直線形状の外輪２の内周側の面取り２ｆとは、研磨仕上げがされていない非研磨部として構成されている。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から５０μｍの深さの位置での硬さは、異物が混入した潤滑油中で玉軸受１０を使用した際に前記異物を噛みこんだときに生成される圧痕の寸法を小さくする観点から、ビッカース硬さ７４０（ロックウェルＣ硬さ６２）以上であり、脆化を防止する観点から、ビッカース硬さ９００（ロックウェルＣ硬さ６７）以下である。
また、本明細書において、ビッカース硬さは、前記内輪を表面から深さ方向に切断した後、前記表面から５０μｍの深さの位置にビッカース圧子をあてて測定した値をいう。さらに、本明細書において、ロックウェルＣ硬さは、測定されたビッカース硬さを変換することにより求めた値をいう。
また、本明細書において、ビッカース硬さは、前記内輪を表面から深さ方向に切断した後、前記表面から５０μｍの深さの位置にビッカース圧子をあてて測定した値をいう。さらに、本明細書において、ロックウェルＣ硬さは、測定されたビッカース硬さを変換することにより求めた値をいう。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量（表層部残留オーステナイト量）は、圧痕などの表面損傷部周辺における応力集中を緩和する観点から、２０体積％以上であり、十分な表面硬さを得る観点から、５５体積％以下である。
また、内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの内部（表面に形成される浸炭窒化層より深い領域、一例として、型番６２０６の軸受の場合、表面から１．５ｍｍ以上の深さの位置）での残留オーステナイト量（内部残留オーステナイト量）は、良好な寸法安定性を得る観点から、１５体積％以下である。内部残留オーステナイト量の下限は、適宜設定することができ、例えば、３体積％以上とすることができる。これにより、寸法安定性を向上させることができる。
なお、本明細書において、「寸法安定性」とは、経時的な寸法変化に対する安定性をいう。
また、内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの内部（表面に形成される浸炭窒化層より深い領域、一例として、型番６２０６の軸受の場合、表面から１．５ｍｍ以上の深さの位置）での残留オーステナイト量（内部残留オーステナイト量）は、良好な寸法安定性を得る観点から、１５体積％以下である。内部残留オーステナイト量の下限は、適宜設定することができ、例えば、３体積％以上とすることができる。これにより、寸法安定性を向上させることができる。
なお、本明細書において、「寸法安定性」とは、経時的な寸法変化に対する安定性をいう。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒子が存在している。前記粒子の粒径は、オロワン機構による分散強化により降伏応力を向上させる観点から、０．２μｍ以上のものを含み、オストワルド成長により粒子の粗大化を誘発させる観点から、好ましくは２μｍ以下である。なお、研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、粒径が０．２μｍ未満の粒子も含んでいる。
また、内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面には、セメンタイトおよびＭ7Ｃ3型炭化物およびＭ23Ｃ6型炭化物が析出している。
また、内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面には、セメンタイトおよびＭ7Ｃ3型炭化物およびＭ23Ｃ6型炭化物が析出している。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率は、オロワン機構による分散強化により降伏応力を向上させて、十分な静的負荷容量を確保する観点から、１％以上であり、鋼材中への過剰な窒素の浸入を抑制し、所要の炭素量を確保することで軸受構成部材としてのビッカース硬さ（表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ）７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さ６２〜６７）を得、長寿命化を図るとともに、十分な静的負荷容量を確保する観点から、１０％以下である。なお、本明細書において、前記粒子の面積率とは、表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子とバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子とを併せたものの面積率をいう。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量は、前記圧痕などの表面損傷部への応力集中の緩和効果のある残留オーステナイト量を確保し、かつ高い表面硬さにする観点から、１．１質量％以上であり、前記表面層における炭化物の粗大析出物（例えば、粒径が１０μｍを超える析出物）の存在量を少なくすることにより、寿命を一層向上させる観点から、１．６質量％以下である。
内外輪１，２の軌道部１ａ，２ａを含む研磨部および玉３それぞれの表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量は、オロワン機構による分散強化により降伏応力を向上させて、十分な静的負荷容量を確保するとともに、十分な圧壊強度を得る観点から、０．１質量％以上であり、鋼材中への過剰な窒素の浸入を抑制し、所要の炭素量を確保することで軸受構成部材としてのビッカース硬さ（表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ）７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さ６２〜６７）を得、長寿命化を図るとともに、十分な静的負荷容量を確保するとともに、過剰窒化による脆化を防止する観点から、１．０質量％以下である。
また、一実施形態において、軌道部１ａ，２ａを含む研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、粒径５００ｎｍ以下の窒化物からなる粒子（窒化物粒子）を有していてもよく、この表面層における窒化物を含む析出物の面積率が５〜２０％であってもよい。この場合、過剰浸炭組織の発生が抑制されており、十分な圧壊強度が得られる。
また、一実施形態において、軌道部１ａ，２ａを含む研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率は、非研磨部における過剰浸炭組織の発生を抑制して、十分な圧壊強度を得る観点から、５％以上が好ましく、過剰窒化による脆化を防止する観点から、２０％以下が好ましい。
また、一実施形態においては、内輪の内周側の面取り１ｅ、内輪の外周側の面取り１ｆ、外輪の外周側の面取り２ｅ、および外輪の内周側の面取り２ｆを含む非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量は、軸受としての静的強度を確保するための硬さを得る観点から、０．７質量％以上であり、非研磨部における過剰浸炭組織の発生を抑制して、十分な圧壊強度を得る観点から、１．０質量％以下である。
また、一実施形態においては、内輪の内周側の面取り１ｅ、内輪の外周側の面取り１ｆ、外輪の外周側の面取り２ｅ、および外輪の内周側の面取り２ｆを含む非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さは、玉軸受として十分な強度を得る観点から、７００以上であり、十分な靭性を確保する観点から、８００以下である。
〔軸受構成部材の製造方法〕
つぎに、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の製造方法を説明する。図２は、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の一例である内外輪の製造方法の工程図である。
つぎに、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の製造方法を説明する。図２は、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材の一例である内外輪の製造方法の工程図である。
まず、０．７〜０．９質量％の炭素と、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材からなる外輪の環状素材２３〔図２（ａ）参照〕に切削加工などを施して所定形状に加工して、軌道面２１ａ、端面２１ｂ、肩面２１ｃおよび外周面２１ｄそれぞれを形成する部分に研磨取代を有するとともに、端面２１ｂと外周面２１ｄとにつながる研磨されない断面Ｒ形状の外輪の外周側の面取り２１ｅと、端面２１ｂと肩面２１ｃとにつながる研磨されない断面直線形状の外輪の内周側の面取り２１ｆとを有する外輪の素形材２４を得る（前加工工程）〔図２（ｂ）参照〕。また、外輪の環状素材２３と同じ鋼材からなる内輪の環状素材１３〔図２（ｆ）参照〕に切削加工などを施して所定形状に加工して、軌道面１１ａ、端面１１ｂ、肩面１１ｃおよび内周面１１ｄそれぞれを形成する部分に研磨取代を有するとともに、端面１１ｂと内周面１１ｄとにつながる研磨されない断面Ｒ形状の内輪の内周側の面取り１１ｅと、端面１１ｂと肩面１１ｃとにつながる研磨されない断面直線形状の内輪の外周側の面取り１１ｆとを有する内輪の素形材１４を得る（前加工工程）〔図２（ｇ）参照〕。
前記鋼材としては、０．７〜０．９質量％の炭素と、０．０５〜０．７０質量％のケイ素と、０．０５〜０．７質量％のマンガンと、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．１〜１．０質量％のモリブデンと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼材を用いることができる。
かかる鋼材によれば、内外輪それぞれの表面における製鋼時に析出する粗大な共晶炭化物の量が少なくなり、軸受での疲労破壊を抑制することができるとともに、焼入れ後や、浸炭窒化および焼もどし後において、十分な硬さを確保することができる。
加えて、前記鋼材によれば、転がり軸受の寿命を向上させるべく、内外輪それぞれの研磨された後の表面から１０μｍの深さの位置における残留オーステナイト量を５５体積％となるようにした場合であっても、十分な硬さを確保するとともに、寸法安定性を向上させることができる。
なお、一般的に、鋼材として、軸受鋼であるＳＵＪ２からなる鋼材を用いた場合には、内部残留オーステナイト量が５体積％を超えると寸法安定性が悪くなる傾向がある。しかしながら、前記３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材を用いた場合、内外輪の軌道部の内部（表面に形成される浸炭硬化層より深い領域、一例として、型番６２０６の軸受の場合、表面から１．５ｍｍ以上の深さの位置）での残留オーステナイト量（内部残留オーステナイト量）を、１５体積％以下とすることにより、良好な寸法安定性を得ることができる。
加えて、前記鋼材によれば、転がり軸受の寿命を向上させるべく、内外輪それぞれの研磨された後の表面から１０μｍの深さの位置における残留オーステナイト量を５５体積％となるようにした場合であっても、十分な硬さを確保するとともに、寸法安定性を向上させることができる。
なお、一般的に、鋼材として、軸受鋼であるＳＵＪ２からなる鋼材を用いた場合には、内部残留オーステナイト量が５体積％を超えると寸法安定性が悪くなる傾向がある。しかしながら、前記３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材を用いた場合、内外輪の軌道部の内部（表面に形成される浸炭硬化層より深い領域、一例として、型番６２０６の軸受の場合、表面から１．５ｍｍ以上の深さの位置）での残留オーステナイト量（内部残留オーステナイト量）を、１５体積％以下とすることにより、良好な寸法安定性を得ることができる。
前記鋼材において、炭素は、次工程の浸炭窒化処理工程を行なう際に鋼材の硬さを上昇させ、強度確保のための内部硬さを得るための元素である。また、炭素は、後述する浸炭窒化処理前において、鋼材中に未固溶の炭化物を多量に残存させ、これを浸炭窒化処理後にも微細かつ多量に残存した状態とすることにより、転がり疲れ寿命を向上させることを可能にするための元素である。
前記鋼材中に含まれる炭素の含有量は、鋼材中に未固溶の炭化物を十分に残存させる観点から、０．７質量％以上であり、浸炭窒化処理前の加工性を十分に得るとともに、鋼材製造時に疲労破壊の起点となり易い粗大な共晶炭化物の生成を抑制する観点から、０．９質量％以下である。
前記鋼材中に含まれる炭素の含有量は、鋼材中に未固溶の炭化物を十分に残存させる観点から、０．７質量％以上であり、浸炭窒化処理前の加工性を十分に得るとともに、鋼材製造時に疲労破壊の起点となり易い粗大な共晶炭化物の生成を抑制する観点から、０．９質量％以下である。
また、前記鋼材において、クロムは、浸炭窒化処理前の段階において、浸炭窒化処理時に析出核として作用する多量の未固溶の炭化物を生成させ、浸炭窒化後の表面浸炭窒化層に微細炭化物（Ｍ7Ｃ3型炭化物、Ｍ23Ｃ6型炭化物）、微細炭窒化物〔Ｍ7（Ｃ，Ｎ）3型炭窒化物、Ｍ23（Ｃ，Ｎ）6型炭窒化物〕および微細窒化物（ＣｒＮ、ＶＮ）を析出させることにより、軸受構成部材の転がり疲れ寿命を向上させるための元素である。また、クロムは、鋼材中における炭窒化物および窒化物の生成促進による鋼材の最表面層における窒化反応の促進を行うとともに、浸炭反応の抑制（過剰浸炭組織の発生の抑制）を行う。
前記効果を得るために観点から、鋼材中に含まれるクロムの含有量は、３．２質量％以上であり、疲労破壊の起点となる共晶炭化物の生成の抑制を容易に行う観点およびコストを低減させる観点から、５．０質量％以下である。
前記効果を得るために観点から、鋼材中に含まれるクロムの含有量は、３．２質量％以上であり、疲労破壊の起点となる共晶炭化物の生成の抑制を容易に行う観点およびコストを低減させる観点から、５．０質量％以下である。
前記鋼材において、バナジウムは、炭素との親和力が非常に強い元素であり、炭化物を形成する元素である。また、炭素とバナジウムとから生成される炭化バナジウムは、炭化モリブデンに比べて、固溶温度が高いため、本発明の軸受構成部材の製造に際する浸炭窒化処理の温度範囲では、浸炭窒化処理前に存在していた炭化バナジウムの多くは、固溶せず、未固溶の炭化バナジウムとして鋼材中に存在することになる。かかる未固溶の炭化バナジウムは、浸炭窒化処理時における炭化物（ＶＣ）、炭窒化物〔Ｖ（Ｃ，Ｎ）〕および窒化物〔（Ｃｒ，Ｖ）Ｎ〕などの析出核として働くとともに、前記炭化物、炭窒化物、窒化物などの析出物の微細化に寄与し、鋼材の硬さや転がり疲れ寿命を向上させることができる。あわせて、バナジウムは、鋼材中のクロム以上に、炭窒化物および窒化物の生成促進による鋼材の最表面層における窒化反応の促進および浸炭反応の抑制（過剰浸炭組織の発生の抑制）を行うことができる。
前記効果を得るために観点から、鋼材中に含まれるバナジウムの含有量は、０．０５質量％以上であり、炭化バナジウムの生成を抑制することにより、固溶炭素量を十分に確保し、残留オーステナイト量を十分に確保する観点から、０．５質量％未満である。
前記効果を得るために観点から、鋼材中に含まれるバナジウムの含有量は、０．０５質量％以上であり、炭化バナジウムの生成を抑制することにより、固溶炭素量を十分に確保し、残留オーステナイト量を十分に確保する観点から、０．５質量％未満である。
前記鋼材において、ケイ素は、鋼の精錬時の脱酸のために必要な元素である。また、ケイ素は、炭化物に固溶しにくい性質を有するため、炭化物の粗大成長を抑制する効果を有する元素である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるケイ素の含有量は、０．０５質量％以上であり、浸炭窒化処理前の加工性を十分に得る観点から、０．７０質量％以下である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるケイ素の含有量は、０．０５質量％以上であり、浸炭窒化処理前の加工性を十分に得る観点から、０．７０質量％以下である。
前記鋼材において、マンガンは、鋼材中のオーステナイトを安定化させる元素である。また、マンガンは、鋼材中に含まれる量を増やすことによって、容易に残留オーステナイト量を増加させることができる元素である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるマンガンの含有量は、０．０５質量％以上であり、鋼材中における未固溶の炭化物の量を増加させ、炭化物を析出させて、鋼材の硬さを向上させるとともに、転がり疲れ寿命を向上させる観点ならびに十分な熱間加工性および機械加工性を得る観点から、０．７質量％以下であり、好ましくは０．５０質量％以下である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるマンガンの含有量は、０．０５質量％以上であり、鋼材中における未固溶の炭化物の量を増加させ、炭化物を析出させて、鋼材の硬さを向上させるとともに、転がり疲れ寿命を向上させる観点ならびに十分な熱間加工性および機械加工性を得る観点から、０．７質量％以下であり、好ましくは０．５０質量％以下である。
前記鋼材において、モリブデンは、クロムより炭素との親和力の強い元素であり、炭化物および炭窒化物の生成に関与する元素である。また、モリブデンは、本発明の軸受構成部材を製造する際の浸炭窒化処理の温度における炭化物および炭窒化物の固溶温度を上昇させ、未固溶の炭化物および炭窒化物を増加させる元素である。したがって、モリブデンは、浸炭窒化処理後の表面浸炭窒化層中における微細炭化物量および炭窒化物量を増加させ、鋼材の硬さを上昇させるための重要な元素である。また、モリブデンは、鋼材の焼入れ性を向上させるとともに、鋼材における残留オーステナイト量を増加させる。さらに、モリブデンは、炭化物（Ｍ23Ｃ6型炭化物）および炭窒化物〔Ｍ23（Ｃ、Ｎ）6型炭窒化物〕を効率よく析出させる元素である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるモリブデンの含有量は、０．１０質量％以上であり、コストを低減させる観点および疲労破壊の起点となる粗大な共晶炭化物の生成を抑制する観点から、１．０質量％以下である。
前記効果を得る観点から、鋼材中に含まれるモリブデンの含有量は、０．１０質量％以上であり、コストを低減させる観点および疲労破壊の起点となる粗大な共晶炭化物の生成を抑制する観点から、１．０質量％以下である。
つぎに、得られた外輪の素形材２４および内輪の素形材１４に対し、熱処理を施し、当該外輪の素形材２４および内輪の素形材１４それぞれの表面の硬さが、例えば、ビッカース硬さ（Ｈｖ）７００以上となるように硬化させる〔図２（ｃ）および（ｄ）、図２（ｈ）および（ｄ）参照〕。
かかる熱処理工程では、まず、前記素形材を、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱保持し、その後、急冷する（浸炭窒化処理工程）〔図２（ｃ）および図２（ｈ）参照〕。
かかる熱処理工程では、まず、前記素形材を、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱保持し、その後、急冷する（浸炭窒化処理工程）〔図２（ｃ）および図２（ｈ）参照〕。
浸炭窒化雰囲気におけるカーボンポテンシャルは、十分な浸炭深さの浸炭層を形成して、十分な硬化層を与える観点から、０．９以上であり、外輪２および内輪１それぞれにおける前記バナジウム窒化物またはバナジウム炭窒化物を含む析出物の面積率を前述の範囲とするとともに、過剰浸炭組織の発生を抑制する観点から、１．３以下である。
また、浸炭窒化雰囲気におけるアンモニアガス濃度は、過剰浸炭組織の発生を抑制する観点から、２体積％以上であり、過剰窒化による脆化を防止する観点から、５体積％以下である。
浸炭窒化雰囲気における加熱保持温度は、十分な硬化層を形成させる観点から、８５０℃以上であり、軸受構成部材中への過剰な炭素の侵入を抑制して、過剰浸炭組織の発生を抑制するとともに、粗大炭化物の析出を抑制する観点から、９００℃以下である。
また、加熱保持時間は、表面層の強化に十分な浸炭深さを得る観点から、４時間以上である。
また、加熱保持時間は、表面層の強化に十分な浸炭深さを得る観点から、４時間以上である。
急冷は、冷却油の油浴中における油冷により行われる。冷却油の油浴温度は、通常、６０〜１８０℃であればよい。
つぎに、前記浸炭窒化処理後の中間素材を１６０℃以上の温度で加熱保持する焼もどし処理を行う〔図２（ｄ）および図２（ｉ）参照〕（焼もどし処理工程）。
焼もどし処理における加熱保持温度は、焼入れ処理後、マルテンサイトの靱性を回復する観点から、１６０℃以上であり、残留オーステナイトの分解を抑制する観点から、２５０℃以下である。
焼もどし処理における加熱保持温度は、焼入れ処理後、マルテンサイトの靱性を回復する観点から、１６０℃以上であり、残留オーステナイトの分解を抑制する観点から、２５０℃以下である。
その後、焼もどし処理後の外輪の素形材２４（中間素材）の軌道面２１ａ、端面２１ｂ、肩面２１ｃ、および外周面２１ｄそれぞれを形成する部分に対して研磨加工を施すとともに、軌道面２１ａに対して超仕上げ加工を施して、所定精度に仕上げる〔図２（ｅ）参照〕。
このようにして、目的の外輪２１を得ることができる。ここで、軌道面２１ａ、端面２１ｂ、肩面２１ｃ、および外周面２１ｄは、研磨部として構成され、この外輪２１のうち、外輪の外周側の面取り２１ｅと外輪の内周側の面取り２１ｆとは、研磨されていない非研磨部として構成される。
また、同様に、熱処理後の内輪の素形材１４（中間素材）の軌道面１１ａ、端面１１ｂ、肩面１１ｃ、および内周面１１ｄに対して研磨加工を施すとともに、軌道面１１ａに対して超仕上げ加工を施して、所定精度に仕上げる〔図２（ｊ）参照〕。
このようにして、目的の内輪１１を得ることができる。かかる内輪１１では、軌道面１１ａ、端面１１ｂ、肩面１１ｃ、および内周面１１ｄは、研磨部として構成され、この内輪１１のうち、内輪の内周側の面取り１１ｅと内輪の外周側の面取り１１ｆとは、研磨されていない非研磨部として構成される。
このようにして、目的の外輪２１を得ることができる。ここで、軌道面２１ａ、端面２１ｂ、肩面２１ｃ、および外周面２１ｄは、研磨部として構成され、この外輪２１のうち、外輪の外周側の面取り２１ｅと外輪の内周側の面取り２１ｆとは、研磨されていない非研磨部として構成される。
また、同様に、熱処理後の内輪の素形材１４（中間素材）の軌道面１１ａ、端面１１ｂ、肩面１１ｃ、および内周面１１ｄに対して研磨加工を施すとともに、軌道面１１ａに対して超仕上げ加工を施して、所定精度に仕上げる〔図２（ｊ）参照〕。
このようにして、目的の内輪１１を得ることができる。かかる内輪１１では、軌道面１１ａ、端面１１ｂ、肩面１１ｃ、および内周面１１ｄは、研磨部として構成され、この内輪１１のうち、内輪の内周側の面取り１１ｅと内輪の外周側の面取り１１ｆとは、研磨されていない非研磨部として構成される。
〔変形例〕
図１に示される転がり軸受としての玉軸受１０では、内輪、外輪および玉の少なくとも１つが本発明の一実施形態に係る軸受構成部材であればよい。
かかる玉軸受１０は、外輪として、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材としての外輪２１（例えば、図２（ｅ）参照）を備える一方、本発明とは異なる内輪を備えていてもよく、あるいは、内輪として、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材としての内輪１１（例えば、図２（ｊ）参照）を備える一方、本発明とは異なる外輪を備えていてもよい。
図１に示される転がり軸受としての玉軸受１０では、内輪、外輪および玉の少なくとも１つが本発明の一実施形態に係る軸受構成部材であればよい。
かかる玉軸受１０は、外輪として、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材としての外輪２１（例えば、図２（ｅ）参照）を備える一方、本発明とは異なる内輪を備えていてもよく、あるいは、内輪として、本発明の一実施形態に係る軸受構成部材としての内輪１１（例えば、図２（ｊ）参照）を備える一方、本発明とは異なる外輪を備えていてもよい。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明するが、本発明は、かかる実施例のみに限定されるものではない。
〔実施例１〜３および比較例１〜７〕
表１に示す組成を有する２種類の鋼材ＡおよびＢそれぞれを用いて、所定形状に加工して、軌道面を形成する部分に研磨取代を有する玉軸受（型番６２０６）用内外輪それぞれの素形材を製造した。表１の鋼材Ｂは、軸受綱であるＪＩＳ ＳＵＪ２である。なお、転動体の直径は、９．５２５ｍｍとした。
表１に示す組成を有する２種類の鋼材ＡおよびＢそれぞれを用いて、所定形状に加工して、軌道面を形成する部分に研磨取代を有する玉軸受（型番６２０６）用内外輪それぞれの素形材を製造した。表１の鋼材Ｂは、軸受綱であるＪＩＳ ＳＵＪ２である。なお、転動体の直径は、９．５２５ｍｍとした。
つぎに、得られた素形材に、図３〜図１２に示す熱処理条件で熱処理を施し、得られた熱処理後の中間素材の前記軌道面を形成する部分に研磨加工を施して、実施例１〜３および比較例１〜７の内外輪の組み合わせを製造した。具体的には、実施例１〜３および比較例１〜７それぞれの内外輪の組み合わせにおいては、各実施例および比較例において、表３および５に示されるように、内輪と外輪とが互いに同じ鋼材に同じ熱処理条件の熱処理を施し得られた内外輪の組み合わせとなるようにした。
図３に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．１、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図４に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図５に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．０、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図６に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが０．８の雰囲気中において８３０℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図７に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において８５０℃で５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図８に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８５０℃で４時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図９に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが０．８の雰囲気中において９００℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１０に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において９００℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１１に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が１体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１２に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が１５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図４に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図５に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．０、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図６に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが０．８の雰囲気中において８３０℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図７に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において８５０℃で５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図８に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８５０℃で４時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図９に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが０．８の雰囲気中において９００℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１０に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において９００℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１６０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１１に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が１体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１２に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が１５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
〔試験例１〕
実施例１〜３、比較例１〜７の内輪について、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（ロックウェルＣ硬さ）、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量、析出物形態、および前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率を調べた。
実施例１〜３、比較例１〜７の内輪について、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（ロックウェルＣ硬さ）、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量、析出物形態、および前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率を調べた。
実質的な表面層の硬さを測定するため、前記表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さは、前記内輪を軌道部の表面から深さ方向に切断した後、前記表面から５０μｍの深さの位置にビッカース圧子をあてて測定した。また、ロックウェルＣ硬さは、測定されたビッカース硬さを変換することにより求めた。前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量は、前記内輪の軌道部の表面から１０μｍの深さまでを電解研磨し、電荷研磨された表面の残留オーステナイト量を測定することにより求めた。前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量は、前記内輪の軌道部の表面から２ｍｍの深さまでを電解研磨し、電荷研磨された表面の残留オーステナイト量を測定することにより求めた。前記表面から１０μｍまでの範囲における炭素含有量および表面から１０μｍまでの範囲における窒素含有量は、それぞれ、前記内輪を軌道部の表面から深さ方向に切断した後、前記表面から１０μｍまでの範囲における各含有量を測定することにより求めた。
前記析出物形態は、前記内輪を軌道部の表面から深さ方向に切断した後、前記表面から１０μｍまでの範囲を観察することにより評価した。前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率は、前記内輪を表面から深さ方向に切断した後、前記表面から１０μｍまでの範囲で測定した。
なお、前記析出物形態およびバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率は、８００μｍ2の測定視野において、加速電圧：１５．０ｋＶ、照射電流：２．０１６×１０-7Ａおよびスキャン倍率：３０００倍の条件で、電解放出型電子プローブマイクロアナライザを用いて、炭素〔図１３（ａ）〕、窒素〔図１３（ｂ）〕およびバナジウム〔図１３（ｃ）〕をマッピングし、画像処理装置で面積率を算出した。実施例１の内輪の表面（表面から１０μｍまでの範囲）における炭素、窒素およびバナジウムそれぞれをマッピングした結果を図１３（ａ）〜（ｃ）に示す。図１３中、スケールバーは、５μｍを示す。
図１３（ａ）〜（ｃ）示される結果から、実施例１の内輪の軌道部の表面から１０μｍまでの範囲には、オロワン機構による分散強化により降伏応力を向上させることができる０．２μｍ以上の粒径で、かつオストワルド成長により粒子の粗大化を誘発させることができる２μｍ以下の粒径のバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物およびバナジウム窒化物）からなる粒子が確認できることがわかる。また、図１３（ａ）〜（ｃ）に示される結果から、０．２μｍ未満の粒径のバナジウム系析出物からなる粒子も存在していることがわかる。
また、同様に、実施例２〜３、比較例６および７それぞれの内輪について、前記析出物形態および前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率を評価した結果、実施例２〜３、比較例６および７それぞれの内輪の表面（表面から１０μｍまでの範囲）においても、バナジウム系析出物（バナジウム窒化物およびバナジウム炭窒化物）からなる粒径０．２〜２μｍの粒子が存在し、実施例２〜３、比較例６および７それぞれの内輪の軌道部の表面（表面から１０μｍまでの範囲）におけるバナジウム系析出物（バナジウム窒化物およびバナジウム炭窒化物）からなる粒子の大きさおよび粒子の形状は、実施例１の内輪におけるバナジウム系析出物からなる粒子のものと大差がなかった。しかしながら、実施例２〜３、比較例６および７それぞれの内輪の軌道部の表面（表面から１０μｍまでの範囲）に析出したバナジウム系析出物（バナジウム窒化物およびバナジウム炭窒化物）からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の量（面積率）は、実施例１とは異なっていた。
また、実施例１〜３、比較例１〜７の内外輪の組み合わせを用いて、それぞれ、実施例１〜３、比較例１〜７の各玉軸受を組み立てた。実施例１〜３および比較例２〜７それぞれの玉軸受においては、転動体として、鋼材Ｂに対して図８に示される熱処理条件の熱処理を施して得られた転動体を用いた。一方、比較例１においては、転動体として、鋼材Ｂに対して図６に示される熱処理条件の熱処理を施して得られた転動体を用いた。
実施例１〜３、比較例１〜７の各玉軸受の定格容量比は、１．３Ｃ0である。実施例１〜３、比較例１〜７の各玉軸受について、寿命の１つの指標である異物が混入した潤滑油中での寿命（異物油中寿命）を調べた。また、実施例１〜３、比較例１〜７の各玉軸受について、静的負荷容量の１つの指標である軌道輪圧痕深さ、寸法安定性を調べた。
異物油中寿命は、表２に示す条件で試験した。前記異物油中寿命について、以下の判断基準で評価した。
〔判断基準〕
○：比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍以上である。
×：比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍未満である。
〔判断基準〕
○：比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍以上である。
×：比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍未満である。
また、軌道輪圧痕深さは、図１４に示すように、実施例１〜３、比較例１〜７の玉軸受の内輪をシャフトに嵌合させて軸線を水平にし、１つの玉を内輪軌道面の鉛直方向の最上方に配置し、この１つの玉の鉛直方向上方である外輪の鉛直方向最上方の外周面にから１４．７ｋＮの荷重をかけ、前記玉軸受の軌道輪において、最大荷重が生じる部分における圧痕の深さを、３次元形状測定器で測定することにより評価した。軌道輪圧痕深さは、内輪に生じた圧痕深さと、外輪に生じた圧痕深さとの総和の値である。前記軌道輪圧痕深さについて、以下の判断基準で評価した。
〔判断基準〕
○：圧痕の深さが０．６３５μｍ以下
×：圧痕の深さが０．６３５μｍより大
なお、前記「０．６３５μｍ」は、転動体直径が９．５２５ｍｍであるときの玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量である。この値は、転動体直径（９．５２５ｍｍ）×１／１００００で判断される転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度のうち、圧痕による変形が、内輪と外輪と転動体とにそれぞれ均等に（全体の１／３ずつ）生じると仮定し、内輪の圧痕の深さと外輪の圧痕の深さとを合わせた値が転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度の２／３となることから、転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度の２／３を許容値として求めた値である。
〔判断基準〕
○：圧痕の深さが０．６３５μｍ以下
×：圧痕の深さが０．６３５μｍより大
なお、前記「０．６３５μｍ」は、転動体直径が９．５２５ｍｍであるときの玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量である。この値は、転動体直径（９．５２５ｍｍ）×１／１００００で判断される転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度のうち、圧痕による変形が、内輪と外輪と転動体とにそれぞれ均等に（全体の１／３ずつ）生じると仮定し、内輪の圧痕の深さと外輪の圧痕の深さとを合わせた値が転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度の２／３となることから、転がり軸受全体での圧痕による変形の許容限度の２／３を許容値として求めた値である。
実施例１〜３、比較例１〜７の新品の内輪内にシャフト（外径３０ｍｍ、長さ５０ｍｍ）を圧入し、恒温槽内において１５０℃に１０００時間保持した。なお、シャフト圧入時の引張応力は、１００〜１５０ＭＰａである。その後、各内輪より、シャフトを外し、それぞれの内輪の内径面の６点（円周方向に等間隔をおいた３箇所の軸方向に間隔をおいた２点）の内径を測定した。なお、対照として、シャフト圧入前の前記６点の内径を測定した。その後、加熱保持する前の内輪内径面の前記６点の寸法に対する各時間経過後の寸法に対する各時間経過後の寸法の変化率〔寸法変化率（％）〕を算出した。なお、寸法変化率は、（各時間経過後の内径の寸法−シャフト圧入前の内径の寸法）／シャフト圧入前の内径の寸法である。
前記寸法変化率について、以下の判断基準で評価した。
○：寸法変化率が０．１１％未満
×：寸法変化率が０．１１％以上
前記寸法変化率について、以下の判断基準で評価した。
○：寸法変化率が０．１１％未満
×：寸法変化率が０．１１％以上
実施例１〜３の内外輪に用いた鋼材の種類、熱処理条件、実施例１〜３の玉軸受の組立に用いた転動体を構成する鋼材の種類、熱処理条件を表３に示す。また、比較例１〜７の内外輪に用いた鋼材の種類、熱処理条件、比較例１〜７の玉軸受の組立に用いた転動体を構成する鋼材の種類、熱処理条件を表４に示す。実施例１〜３、比較例２〜７の内外輪の組み合わせに対して、転動体として、鋼材Ｂを用い、図８に示される熱処理条件で熱処理を施すことにより得られた転動体を使用した。比較例１の内外輪の組み合わせに対して、転動体として、鋼材Ｂを用い、図６に示される熱処理条件で熱処理を施すことにより得られた転動体を使用した。
実施例１〜３、比較例１〜７の内輪の軌道部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（ロックウェルＣ硬さ）、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量、析出物形態、表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物の面積率、実施例１〜３、比較例１〜７の玉軸受の異物油中寿命、実施例１〜３、比較例１〜７の玉軸受の軌道輪圧痕深さならびに実施例１〜３、比較例１〜７の内輪の寸法安定性を調べた結果を表５（実施例１〜３）および表６（比較例１〜７）に示す。表中、「ビッカース硬さ（ロックウェルＣ硬さ）」は、軌道部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（またはロックウェルＣ硬さ）を示し、「表層部残留オーステナイト量（体積％）」は、軌道部の表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量を示し、「炭素含有量（質量％）」および「窒素含有量（質量％）」は、それぞれ、軌道部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量および窒素含有量を示し、「バナジウム系析出物の面積率（％）」は、軌道部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子とバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子とを併せたものの面積率を示す。また、「内部残留オーステナイト量（体積％）」は、実施例１〜３、比較例３、６、７の内外輪の表面から形成される浸炭窒化層よりも深い領域である、軌道部の表面から１．５ｍｍより深い領域の残留オーステナイト量であって、軌道部の表面から２ｍｍの深さでの内部残留オーステナイト量を示す。
「内部残留オーステナイト量（体積％）」は、比較例１、２、４、５についても同様に内輪の軌道部の表面から２ｍｍの深さでの内部残留オーステナイト量を示す。表面から２ｍｍの深さは、比較例２、５の内輪の表面から形成される浸炭層よりも深い領域となっている。
「内部残留オーステナイト量（体積％）」は、比較例１、２、４、５についても同様に内輪の軌道部の表面から２ｍｍの深さでの内部残留オーステナイト量を示す。表面から２ｍｍの深さは、比較例２、５の内輪の表面から形成される浸炭層よりも深い領域となっている。
表５に示された結果から、実施例１〜３の玉軸受の異物油中寿命は、比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍以上である。したがって、実施例１〜３の内外輪によれば、転がり軸受の長寿命化を図ることができることがわかる。
また、表５に示された結果から、実施例１〜３の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、転動体直径が９．５２５ｍｍであるときの玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量である０．６３５μｍ以下である。したがって、実施例１〜３の内外輪および転動体によれば、十分な静的負荷容量を確保することができることがわかる。
さらに、表５に示された結果から、シャフト圧入から１０００時間後における実施例１〜３の内輪の寸法変化率は、０．１１％未満（０．０５〜０．０６％）であり、実施例１〜３の内輪は、比較例１の内輪よりも寸法安定性に優れていることがわかる。
これに対して、表６に示された結果から、比較例２〜４の玉軸受の異物油中寿命は、比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍未満（１〜３倍）であり、実施例１〜３の玉軸受に比べて、異物油中寿命が短くなっていることがわかる。また、比較例１〜４の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、０．６３５μｍより大きく（０．８２〜１．０μｍ）なっており、玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量以上であることがわかる。さらに、比較例１〜４の内輪の寸法変化率は、０．１１〜０．２０％であり、寸法安定性が低いことがわかる。
さらに、表６に示された結果から、比較例５および６の玉軸受の異物油中寿命は、比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍以上〔それぞれ、１０倍（比較例５）および１２倍（比較例６）〕であり、実施例１〜３の玉軸受の異物油中寿命とほぼ同等であることがわかる。
しかしながら、比較例５および６の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、０．６３５μｍより大きく〔それぞれ、１．４μｍ（比較例５）および１．６μｍ（比較例６）〕なっており、玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量以上であることがわかる。さらに、比較例５の内輪の寸法変化率は、それぞれ、０．１５％であり、寸法安定性が低いことがわかる。
なお、比較例６の内輪の寸法変化率は、０．０６％となっており、実施例１〜３の内輪とほぼ同等であることがわかる。
しかしながら、比較例５および６の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、０．６３５μｍより大きく〔それぞれ、１．４μｍ（比較例５）および１．６μｍ（比較例６）〕なっており、玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量以上であることがわかる。さらに、比較例５の内輪の寸法変化率は、それぞれ、０．１５％であり、寸法安定性が低いことがわかる。
なお、比較例６の内輪の寸法変化率は、０．０６％となっており、実施例１〜３の内輪とほぼ同等であることがわかる。
さらに、表６に示された結果から、比較例７の内輪の寸法変化率は、０．０５％となっており、実施例１〜３の内輪とほぼ同等であることがわかる。
しかしながら、比較例７の玉軸受の異物油中寿命は、比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍未満（３倍）であり、実施例１〜３の玉軸受に比べて、異物油中寿命が短くなっている。しかも、比較例７の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、０．６３５μｍより大きく（２．０μｍ）、玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量以上である。
しかしながら、比較例７の玉軸受の異物油中寿命は、比較例１の玉軸受のＬ１０寿命の８倍未満（３倍）であり、実施例１〜３の玉軸受に比べて、異物油中寿命が短くなっている。しかも、比較例７の玉軸受の軌道輪圧痕深さは、０．６３５μｍより大きく（２．０μｍ）、玉軸受における円滑な回転を妨げない限度である永久変形量以上である。
したがって、これらの結果から、鋼材Ａを用い、内外輪において、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００（ロックウェルＣ硬さが６２〜６７）の範囲内、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％の範囲内、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が１．１〜１．６質量％の範囲内、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が０．１〜１．０質量％の範囲内、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％の範囲内である場合（実施例１〜３）、転がり軸受の長寿命化を図ることができ、十分な静的負荷容量および十分な寸法安定性を確保することができることがわかる。
これに対して、内外輪において、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（ロックウェルＣ硬さ）、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量および表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子のいずれかが前記範囲内に含まれていない場合、転がり軸受の寿命、静的負荷容量および寸法安定性のいずれかが不十分であることがわかる。
〔試験例２〕
実施例１の新品の玉軸受を用い、表２に示す条件で、構成部品に表面損傷が生じるまでの時間（試験時間）を測定し、試験時間と累積破損確率との関係を調べた。また、比較例１および３の玉軸受を用いたことを除き、前記と同様に操作を行なって、試験時間と累積破損確率との関係を調べた。試験時間と累積破損確率との関係を示すグラフを図１５に示す。図中、実線（黒丸）は、実施例１の玉軸受、一点破線（白四角）は、比較例１の玉軸受、二点破線（白三角）は、比較例３の玉軸受を示す。
実施例１の新品の玉軸受を用い、表２に示す条件で、構成部品に表面損傷が生じるまでの時間（試験時間）を測定し、試験時間と累積破損確率との関係を調べた。また、比較例１および３の玉軸受を用いたことを除き、前記と同様に操作を行なって、試験時間と累積破損確率との関係を調べた。試験時間と累積破損確率との関係を示すグラフを図１５に示す。図中、実線（黒丸）は、実施例１の玉軸受、一点破線（白四角）は、比較例１の玉軸受、二点破線（白三角）は、比較例３の玉軸受を示す。
図１５に示される結果から、実施例１の玉軸受は、比較例１および３の玉軸受に比べて、ほぼ７〜１０倍寿命が長くなっていることがわかる。
〔試験例３〕
実施例１の部品の内輪内にシャフト（外径３０ｍｍ、長さ５０ｍｍ）を圧入し、恒温槽内において１５０℃に所定の時効時間保持した。なお、シャフト圧入時の引張応力は、１００〜１５０ＭＰａである。そして、５０時間、１００時間、２００時間、５００時間、１０００時間および２０００時間経過後に、それぞれの内輪の内径面の６点（円周方向に等間隔をおいた３箇所の軸方向に間隔をおいた２点）の内径を測定した。なお、対照として、シャフト圧入前の前記６点の内径を測定した。その後、加熱保持する前の内輪内径面の前記６点の寸法に対する各時間経過後の寸法の変化率〔寸法変化率（％）〕を、試験例１と同様にして、算出した。また、比較例１および３の内輪について、前記と同様にして、寸法変化率を算出した。時効時間と寸法変化率との関係を示すグラフを図１６に示す。図中、実線（黒丸）は、実施例１の内輪、一点破線（白四角）は、比較例１の内輪、二点破線（白三角）は、比較例３の内輪を示す。
実施例１の部品の内輪内にシャフト（外径３０ｍｍ、長さ５０ｍｍ）を圧入し、恒温槽内において１５０℃に所定の時効時間保持した。なお、シャフト圧入時の引張応力は、１００〜１５０ＭＰａである。そして、５０時間、１００時間、２００時間、５００時間、１０００時間および２０００時間経過後に、それぞれの内輪の内径面の６点（円周方向に等間隔をおいた３箇所の軸方向に間隔をおいた２点）の内径を測定した。なお、対照として、シャフト圧入前の前記６点の内径を測定した。その後、加熱保持する前の内輪内径面の前記６点の寸法に対する各時間経過後の寸法の変化率〔寸法変化率（％）〕を、試験例１と同様にして、算出した。また、比較例１および３の内輪について、前記と同様にして、寸法変化率を算出した。時効時間と寸法変化率との関係を示すグラフを図１６に示す。図中、実線（黒丸）は、実施例１の内輪、一点破線（白四角）は、比較例１の内輪、二点破線（白三角）は、比較例３の内輪を示す。
図１６に示される結果から、実施例１の内輪は、比較例１および３の内輪に比べて、経時的な寸法変化が抑制され、長時間にわたって、寸法変化率が低くなっており、十分な寸法安定性を有していることがわかる。
〔実施例４〜７および比較例８〜１２〕
表７に示す組成を有する２種類の鋼材ＣおよびＤそれぞれを用いて、所定形状に加工して、型番６２０６の玉軸受の外輪および内輪を製造するための素形材それぞれを９種類製造した。なお、表７の鋼材Ｄは、軸受鋼であるＪＩＳ ＳＵＪ２である。
表７に示す組成を有する２種類の鋼材ＣおよびＤそれぞれを用いて、所定形状に加工して、型番６２０６の玉軸受の外輪および内輪を製造するための素形材それぞれを９種類製造した。なお、表７の鋼材Ｄは、軸受鋼であるＪＩＳ ＳＵＪ２である。
つぎに、得られた素形材に、図４、図１７〜図２０、図６、図２１〜図２３に示す熱処理条件で熱処理を施し、得られた熱処理後の中間素材の前記軌道面、端面、肩面、内周面（内輪の場合）、外周面（外輪の場合）を形成する部分に研磨加工を施して、端面と内周面（内輪の場合）とにつながる研磨されない断面Ｒ形状の面取りと、端面と外周面（外輪の場合）とにつながる研磨されない断面Ｒ形状の面取りと、端面と肩面とにつながる研磨されない断面直線形状の面取りとを有する軌道部材である実施例４〜７および比較例８〜１２の外輪および内輪を製造した。
図１７に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、つぎに、−７５℃で１時間維持〔サブゼロ処理〕し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１８に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で５．５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１９に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で９時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２０に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８５０℃で４時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２１に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において８５０℃で５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２２に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．０の雰囲気中において９００℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２３に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャル１．２の浸炭雰囲気中において９３０℃で７時間加熱した後、この加熱に引き続いて９００℃で０．５時間加熱し、ついで８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１７に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で７時間加熱した後、８０℃に油冷し、つぎに、−７５℃で１時間維持〔サブゼロ処理〕し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１８に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で５．５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図１９に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が２体積％の浸炭窒化雰囲気中において８６０℃で９時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２０に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２、アンモニアガス濃度が５体積％の浸炭窒化雰囲気中において８５０℃で４時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２１に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．２の浸炭雰囲気中において８５０℃で５時間加熱した後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２２に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャルが１．０の雰囲気中において９００℃で０．５時間加熱して、ズブ焼入れを行った後、８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
図２３に示される熱処理条件は、素形材を、カーボンポテンシャル１．２の浸炭雰囲気中において９３０℃で７時間加熱した後、この加熱に引き続いて９００℃で０．５時間加熱し、ついで８０℃に油冷し、その後、１８０℃で２時間加熱〔焼もどし処理〕するものである。
実施例４〜７および比較例８〜１２の内外輪の製造に用いた鋼材の種類、熱処理条件を表８に示す。
また、実施例４〜７の外輪の軌道部の表面（研磨部）の熱処理品質を表９に、実施例４〜７の外輪の非研磨部の熱処理品質を表１０に示す。さらに、比較例８〜１２の外輪の軌道部の表面（研磨部）の熱処理品質を表１１に、比較例８〜１２の外輪の非研磨部の熱処理品質を表１２に示す。
表９および表１１の軌道部の表面（研磨部）の熱処理品質として、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（表中、「ビッカース硬さ」）、表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量（表中、「表層部残留オーステナイト量」）、表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量（表中、「内部残留オーステナイト量」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量（表中、「炭素含有量」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量（表中、「窒素含有量」）、析出物形態、表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物（バナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子およびバナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子）の面積率（表中、「バナジウム系析出物の面積率」）および表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率（表中、「窒化物を含む析出物の面積率」）をそれぞれ示す。
また、表１０および表１２の非研磨部の熱処理品質として、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（表中、「ビッカース硬さ」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量（表中、「炭素含有量」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量（表中、「窒素含有量」）および表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子の有無（表中、「粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子」）をそれぞれ示す。
また、表１０および表１２の非研磨部の熱処理品質として、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さ（表中、「ビッカース硬さ」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量（表中、「炭素含有量」）、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量（表中、「窒素含有量」）および表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子の有無（表中、「粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子」）をそれぞれ示す。
さらに、実施例４の外輪の軌道部の表面（研磨部）を電子顕微鏡により観察した結果を示す図面代用写真を図２４に示す。さらに、実施例４の外輪の軌道部の表面〔研磨部（図中、Ａ）〕および非研磨部（図中、Ｂ）の表面を電子顕微鏡により観察した結果を示す図面代用写真を図２５に示す。なお、対照として、比較例１２の外輪の軌道部の表面〔研磨部（図中、Ｃ）〕および非研磨部（図中、Ｄ）の表面を電子顕微鏡により観察した結果を示す図面代用写真を図２６に示す。
表９および表１０に示される結果から、鋼材Ｃから得られた素形材に浸炭窒化処理を施すことにより得られた実施例４の外輪は、研磨部では、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが８１０、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量が４３体積％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が１．４質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が０．４質量％、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率が１３％、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量が１５体積％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物の面積率が５％であることがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカースが７３５、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．０質量％であることがわかる。
さらに、図２４に示される結果から、実施例１の外輪の軌道部の表面（研磨部）には粒径５００ｎｍ以下の窒化物粒子が存在することがわかる。さらに、実施例１の外輪の非研磨部には、図２５に示されるように、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がなかった（図中、Ｂを参照）。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカースが７３５、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．０質量％であることがわかる。
さらに、図２４に示される結果から、実施例１の外輪の軌道部の表面（研磨部）には粒径５００ｎｍ以下の窒化物粒子が存在することがわかる。さらに、実施例１の外輪の非研磨部には、図２５に示されるように、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がなかった（図中、Ｂを参照）。
また、表９および表１０に示される結果から、鋼材Ｃから得られた素形材に浸炭窒化処理を施した後に、サブゼロ処理を施すことにより得られた実施例５の外輪は、研磨部では、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが８８０、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量が２２体積％、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量が５体積％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が１．４質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が０．６質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物の面積率が６％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率が１２％であることがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが８００、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、
前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．３質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが８００、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、
前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．３質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
実施例４において、浸炭窒化雰囲気におけるアンモニアガス濃度を２体積％とし、５．５時間加熱したことを除き、同様の操作をして得られた実施例６の外輪は、研磨部では、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７８０、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量が４５体積％、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量が１０体積％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が１．２質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が０．２質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物の面積率が３％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率が８％であることがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７２０、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．１質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７２０、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．１質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
同様に、実施例４において、浸炭窒化雰囲気におけるアンモニアガス濃度を２体積％とし、９時間加熱したことを除き、同様の操作をして得られた実施例７の外輪は、研磨部では、軌道部の表面（研磨部）から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７５５、前記表面から１０μｍの深さの位置での表層部残留オーステナイト量が４９体積％、前記表面から２ｍｍの深さの位置での内部残留オーステナイト量が１４体積％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が１．６質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が０．３質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層におけるバナジウム系析出物の面積率が４％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物面積率が１７％であることがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７３０、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．４質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
また、非研磨部では、非研磨部の表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７３０、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素含有量が０．８質量％、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素含有量が１．４質量％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子がないことがわかる。
実施例５〜７それぞれの外輪の軌道部の表面（研磨部）には、いずれも、図２４に示される実施例４の外輪と同様に、粒径５００ｎｍ以下の窒化物粒子が存在していた。
実施例５〜７それぞれの外輪の研磨仕上げされた軌道部の表面（研磨部）は、前記研磨仕上げされている表面から１０μｍまでの範囲の表面層に、粒径５００ｎｍ以下の窒化物からなる粒子を有し、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率が５〜２０％であるので、表面の硬さが向上しており、異物が混入した潤滑油中で使用された場合であっても、異物を噛みこんだときに生成される圧痕周辺における応力集中を緩和することができる。
これらの結果から、実施例５〜７の外輪のように、非研磨部に浸炭窒化層を形成させることによって、非研磨部において、過剰浸炭組織の発生が抑制されることが示唆される。
実施例５〜７それぞれの外輪の研磨仕上げされた軌道部の表面（研磨部）は、前記研磨仕上げされている表面から１０μｍまでの範囲の表面層に、粒径５００ｎｍ以下の窒化物からなる粒子を有し、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒化物を含む析出物の面積率が５〜２０％であるので、表面の硬さが向上しており、異物が混入した潤滑油中で使用された場合であっても、異物を噛みこんだときに生成される圧痕周辺における応力集中を緩和することができる。
これらの結果から、実施例５〜７の外輪のように、非研磨部に浸炭窒化層を形成させることによって、非研磨部において、過剰浸炭組織の発生が抑制されることが示唆される。
一方、表１１および表１２に示される結果から、鋼材Ｃから得られた素形材に浸炭処理を施すことにより得られた比較例１２の外輪は、非研磨部の表面に窒素（Ｎ）が含まれていないことがわかる。また、図２６に示される結果から、比較例１２の外輪の非研磨部（図中、Ｃを参照）には、粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子が存在しているため、過剰浸炭組織が発生していることがわかる。
〔試験例４〕
つぎに、実施例４〜７および比較例８〜１２の外輪および内輪それぞれについて、異物油中寿命試験および圧壊強度試験を行った。異物油中寿命試験を行うに際しては、実施例４〜７および比較例８〜１２のそれぞれ同じ実施例および比較例として製造された一対の外輪および内輪と、高炭素クロム軸受綱（ＪＩＳ ＳＵＪ２）に浸炭窒化処理を施した後、焼入れ、焼もどし処理を行なうことにより製造された玉とを組み合わせて、型番６２０６の玉軸受を組み立て、得られた玉軸受を異物油中寿命試験に供した。異物油中寿命試験の試験条件は、前記表２と同様である。また、圧壊強度試験の試験条件を表１３に示す。圧壊強度試験は、６２０６外輪の周方向の第１の箇所と、前記周方向の第１の箇所とは１８０℃周方向に移動した箇所である第２の箇所とを、アムスラー試験機で径方向に挟み、第１の箇所と第２の箇所とを結ぶ６２０６外輪の軸線と垂直な方向に沿って、第１の箇所と第２の箇所とが０．５ｍｍ／ｍｉｎの速度で近接するよう移動させることで、前記６２０６外輪を変形させ、破壊させ、破壊した時のラジアル荷重を評価する試験である。圧壊強度比は、各実施例、比較例の６２０６外輪が破壊した時の荷重の、比較例９の６２０６外輪が破壊した時の荷重に対する比である。そして、これらの結果を表１４に示す。
つぎに、実施例４〜７および比較例８〜１２の外輪および内輪それぞれについて、異物油中寿命試験および圧壊強度試験を行った。異物油中寿命試験を行うに際しては、実施例４〜７および比較例８〜１２のそれぞれ同じ実施例および比較例として製造された一対の外輪および内輪と、高炭素クロム軸受綱（ＪＩＳ ＳＵＪ２）に浸炭窒化処理を施した後、焼入れ、焼もどし処理を行なうことにより製造された玉とを組み合わせて、型番６２０６の玉軸受を組み立て、得られた玉軸受を異物油中寿命試験に供した。異物油中寿命試験の試験条件は、前記表２と同様である。また、圧壊強度試験の試験条件を表１３に示す。圧壊強度試験は、６２０６外輪の周方向の第１の箇所と、前記周方向の第１の箇所とは１８０℃周方向に移動した箇所である第２の箇所とを、アムスラー試験機で径方向に挟み、第１の箇所と第２の箇所とを結ぶ６２０６外輪の軸線と垂直な方向に沿って、第１の箇所と第２の箇所とが０．５ｍｍ／ｍｉｎの速度で近接するよう移動させることで、前記６２０６外輪を変形させ、破壊させ、破壊した時のラジアル荷重を評価する試験である。圧壊強度比は、各実施例、比較例の６２０６外輪が破壊した時の荷重の、比較例９の６２０６外輪が破壊した時の荷重に対する比である。そして、これらの結果を表１４に示す。
表１４に示される結果から、表７の組成の鋼材Ｃが用いられた実施例４〜７の外輪および内輪を備えた玉軸受は、鋼材Ｄが用いられた比較例８〜１０の外輪および内輪を供えた玉軸受に比べて、異物油中寿命が長くなっているとともに、その外輪の圧壊強度も高いことがわかる。
一方、表１４に示される結果から、実施例４〜７の外輪に用いられた鋼材と同じ鋼材Ｃから得られた素形材に対して浸炭処理を施した比較例１２の外輪を備えた玉軸受は、鋼材Ｄが用いられた比較例８〜１０の外輪を備えた玉軸受よりも、その外輪の圧壊強度が低くなっていることがわかる。これに対して、鋼材Ｃから得られた素形材に浸炭窒化処理を施すことにより得られた実施例４〜７の外輪および内輪を供えた玉軸受は、異物油中寿命およびその外輪の圧壊強度の両方が向上していることがわかる。
このように、比較例１０、１２では、前記軌道部を除いた部分に存在する非研磨部に、粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子が存在し、フリーカーバイドなどの過剰浸炭組織が発生しており、この過剰浸炭組織が応力集中の起点となることによって、転がり軸受の圧壊強度を低下させることを見出した。そして、実施例４〜７では、所定の鋼材に対して、所定の条件で浸炭窒化処理を施すことにより、転がり軸受の軌道部において、析出物の少ない長寿命組織（浸炭組織）を形成させながらも、非研磨部において、粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子が生じず、フリーカーバイドなどの過剰浸炭組織の発生が抑制され、圧壊強度の低下が抑制されるとともに、高い転がり疲れ寿命を達成することができた。
このように、比較例１０、１２では、前記軌道部を除いた部分に存在する非研磨部に、粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子が存在し、フリーカーバイドなどの過剰浸炭組織が発生しており、この過剰浸炭組織が応力集中の起点となることによって、転がり軸受の圧壊強度を低下させることを見出した。そして、実施例４〜７では、所定の鋼材に対して、所定の条件で浸炭窒化処理を施すことにより、転がり軸受の軌道部において、析出物の少ない長寿命組織（浸炭組織）を形成させながらも、非研磨部において、粒径１０μｍ以上の粗大炭素化合物粒子が生じず、フリーカーバイドなどの過剰浸炭組織の発生が抑制され、圧壊強度の低下が抑制されるとともに、高い転がり疲れ寿命を達成することができた。
したがって、これらの結果から、実施例４〜７のように、表７の組成の鋼材Ｃから得られた素形材に浸炭窒化処理を施すことにより得られた軌道部材によれば、非研磨部に過剰浸炭組織が形成されず、異物油中寿命および圧壊強度ともに優れた転がり軸受が得られることが示唆される。
１，１１ 内輪、１ａ，１１ａ 軌道部、２，２１ 外輪、２ａ，２１ａ 軌道部、１０ 玉軸受
Claims (6)
- ３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材から得られ、研磨仕上げされている表面を有している軸受構成部材であって、
前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１〜１．６質量％であり、
前記表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００であり、
前記表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、
前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、
前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を少なくとも有しており、かつ前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であることを特徴とする軸受構成部材。 - 前記鋼材が、０．７〜０．９質量％の炭素と、０．０５〜０．７０質量％のケイ素と、０．０５〜０．７質量％のマンガンと、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．１〜１．０質量％のモリブデンと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有し、かつ残部が鉄および不可避不純物である鋼材である請求項１に記載の軸受構成部材。
- 前記軸受構成部材が、研磨仕上げされている軌道部を有する軌道部材であって、前記鋼材は０．７〜０．９質量％の炭素を含み、
前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００である請求項１または２に記載の軸受構成部材。 - 請求項１に記載の軸受構成部材の製造方法であって、
３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材を、所定の形状に加工して、素形材を得る前加工工程、
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で加熱し、急冷する浸炭窒化処理を施し、中間素材を得る浸炭窒化処理工程、
前記浸炭窒化処理後の中間素材に対して、当該中間素材を１６０℃以上で加熱する焼もどし処理を施す焼もどし処理工程、および
前記焼もどし処理後の中間素材に、仕上げ加工を施すことにより、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１〜１．６質量％であり、表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００であり、表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％である軸受構成部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴とする軸受構成部材の製造方法。 - 請求項３に記載の軸受構成部材の製造方法であって、
０．７〜０．９質量％の炭素と、３．２〜５．０質量％のクロムと、０．０５質量％以上０．５質量％未満のバナジウムとを含有する鋼材を、所定の形状に加工して、少なくとも軌道面を形成する部分に研磨取代を有する軌道部材の素形材を得る加工工程、
前記素形材に対して、カーボンポテンシャル０．９〜１．３で、アンモニアガス濃度が２〜５体積％の浸炭窒化雰囲気において、当該素形材を８５０〜９００℃で４時間以上加熱する浸炭窒化処理を含む熱処理を施し、中間素材を得る熱処理工程、および
前記熱処理後の中間素材の前記軌道面を形成する部分に、研磨仕上げ加工を施すことにより、前記軌道部を形成し、前記軌道部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が１．１質量％以上１．６質量％未満であり、この表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７４０〜９００であり、前記表面から１０μｍの深さの位置での残留オーステナイト量が２０〜５５体積％であり、前記表面から１０μｍまでの範囲の表面層における窒素の含有量が０．１〜１．０質量％であり、表面から１０μｍまでの範囲の表面層には、バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子を有しており、かつ表面から１０μｍまでの範囲の表面層における前記バナジウム窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子および／またはバナジウム炭窒化物からなる粒径０．２〜２μｍの粒子の面積率が１〜１０％であり、前記軌道部以外の部分に存在する非研磨部の表面から１０μｍまでの範囲の表面層における炭素の含有量が０．７〜１．０質量％であり、かつこの表面から５０μｍの深さの位置でのビッカース硬さが７００〜８００である軌道部材を得る仕上げ加工工程
を含むことを特徴とする軸受構成部材の製造方法。 - 内周面に軌道部を有する外輪と、外周面に軌道部を有する内輪と、前記内外輪の両軌道部の間に配置された複数個の転動体とを有する転がり軸受であって、
前記外輪および内輪の少なくとも一方が、請求項１〜３のいずれか１つに記載の軸受構成部材からなることを特徴とする転がり軸受。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009273804A JP5597976B2 (ja) | 2008-12-12 | 2009-12-01 | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 |
| PCT/JP2009/070772 WO2010067872A1 (ja) | 2008-12-12 | 2009-12-11 | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 |
| EP09831975.9A EP2386669B1 (en) | 2008-12-12 | 2009-12-11 | Constituent member of bearing, process for production of same, and ball-and-roller bearing provided with the constituent member |
| EP17200842.7A EP3301201A1 (en) | 2008-12-12 | 2009-12-11 | Bearing constituent member and process for producing the same, and rolling bearing having bearing constituent member |
| CN200980150135.3A CN102245793B (zh) | 2008-12-12 | 2009-12-11 | 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 |
| US12/998,864 US8596875B2 (en) | 2008-12-12 | 2009-12-11 | Bearing constituent member and process for producing the same, and rolling bearing having bearing constituent member |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008317404 | 2008-12-12 | ||
| JP2008317404 | 2008-12-12 | ||
| JP2009079700 | 2009-03-27 | ||
| JP2009079700 | 2009-03-27 | ||
| JP2009273804A JP5597976B2 (ja) | 2008-12-12 | 2009-12-01 | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010248612A true JP2010248612A (ja) | 2010-11-04 |
| JP5597976B2 JP5597976B2 (ja) | 2014-10-01 |
Family
ID=43311262
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009273804A Expired - Fee Related JP5597976B2 (ja) | 2008-12-12 | 2009-12-01 | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5597976B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007077A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Air Water Inc | 鋼製品 |
| CN107013567A (zh) * | 2015-12-09 | 2017-08-04 | 株式会社捷太格特 | 轴承构成构件、制造轴承构成构件的方法及滚动轴承 |
| JP7555294B2 (ja) | 2021-03-24 | 2024-09-24 | Ntn株式会社 | 軌道輪及びシャフト |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2000087213A (ja) * | 1998-09-16 | 2000-03-28 | Koyo Seiko Co Ltd | 転がり部品 |
| JP2005154784A (ja) * | 2002-11-12 | 2005-06-16 | Daido Steel Co Ltd | 耐食性に優れた軸受鋼 |
| 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 |
| JP2006176863A (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-06 | Aichi Steel Works Ltd | 転がり軸受用鋼 |
-
2009
- 2009-12-01 JP JP2009273804A patent/JP5597976B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2000087213A (ja) * | 1998-09-16 | 2000-03-28 | Koyo Seiko Co Ltd | 転がり部品 |
| JP2005154784A (ja) * | 2002-11-12 | 2005-06-16 | Daido Steel Co Ltd | 耐食性に優れた軸受鋼 |
| 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 |
| JP2006176863A (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-06 | Aichi Steel Works Ltd | 転がり軸受用鋼 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007077A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Air Water Inc | 鋼製品 |
| CN107013567A (zh) * | 2015-12-09 | 2017-08-04 | 株式会社捷太格特 | 轴承构成构件、制造轴承构成构件的方法及滚动轴承 |
| JP7555294B2 (ja) | 2021-03-24 | 2024-09-24 | Ntn株式会社 | 軌道輪及びシャフト |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5597976B2 (ja) | 2014-10-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2010067872A1 (ja) | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 | |
| JP4423754B2 (ja) | 転動軸の製造方法 | |
| JP5392099B2 (ja) | 転がり摺動部材およびその製造方法 | |
| JP2009192071A (ja) | 転がり軸受 | |
| JP4998054B2 (ja) | 転がり軸受 | |
| JP2014074212A (ja) | 転がり摺動部材及びその製造方法並びに転がり軸受 | |
| JP2008285725A (ja) | 転動部材、転がり軸受および転動部材の製造方法 | |
| JP5597976B2 (ja) | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに前記軸受構成部材を備えた転がり軸受 | |
| JP2008151236A (ja) | 転がり軸受 | |
| JP6007562B2 (ja) | 転がり軸受 | |
| JP5668283B2 (ja) | 転がり摺動部材の製造方法 | |
| JP2010180468A (ja) | 転がり軸受 | |
| JP2005282854A (ja) | 転がり軸受 | |
| JP2018021654A (ja) | 転がり摺動部材、その製造方法、浸炭用鋼材及び転がり軸受 | |
| JP6027925B2 (ja) | 水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品 | |
| JP2010001521A (ja) | 軸、ピニオンシャフト | |
| JP2008232212A (ja) | 転動装置 | |
| JP2008266683A (ja) | 転がり軸受構成部材の製造方法および転がり軸受 | |
| JP2007113027A (ja) | 鋼の熱処理方法、転がり支持装置の製造方法、転がり支持装置 | |
| JP2008025010A (ja) | 転動部品および転がり軸受 | |
| JP2007191744A (ja) | 燃料電池用転動部材、燃料電池用転がり軸受およびその製造方法 | |
| JP5597977B2 (ja) | 軸受構成部材およびその製造方法ならびに転がり軸受 | |
| JP2009092161A (ja) | 転がり軸受 | |
| JP2009235445A (ja) | 鋼の熱処理方法、機械部品の製造方法、機械部品および転がり軸受 | |
| JP2009235446A (ja) | 鋼の熱処理方法、機械部品の製造方法、機械部品および転がり軸受 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20121127 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140325 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20140515 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140715 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140728 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5597976 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |