JP2013011010A - 転がり軸受およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】組織変化型はく離の抑制と高い靱性の両立を図ることができる転がり軸受を提供する。
【解決手段】浸炭あるいは浸炭窒化処理後、焼き入れ・焼き戻し処理の前に、炉冷して、転がり軸受部品を６２０〜７００℃で所定時間保持する工程を設け、ＣｒとＭｏを適正量含有する合金鋼を用いた転がり軸受部品の接触面でのＣ＋Ｎ量を０．９〜１．４質量％、炭化物の面積率を１０％以下とし、この接触面から転動体直径の１％の深さでの、硬さをＨｖ７２０〜Ｈｖ８３２、残留オーステナイト量を２０〜４５容量％、圧縮残留応力を５０〜３００ＭＰａとし、この接触面から転動体直径の１〜３％の深さでの、旧オーステナイト粒径の平均値を２０μｍ以下、旧オーステナイト粒径の最大値を平均値の３倍以下とし、かつ、芯部の硬さをＨｖ４００〜５５０とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、転がり軸受、特に、風力発電装置、建設機械、産業用ロボットなどを構成する回転軸などを支持するために使用される、比較的大型の転がり軸受に関する。

風力発電装置を構成する発電用風車の主軸や変速機などの各種回転機械装置の回転軸、建設機械の車軸、建設機械や産業用ロボットを構成する変速機などの各種回転機械装置の回転軸の回転支持部には、これらの回転部材を回転自在に支持するために転がり軸受が設けられている。この転がり軸受は、図１に示すように、外周面に内輪軌道を有する内輪１と、内周面に内輪軌道を有する外輪２と、これら内輪軌道と外輪軌道の間に設けられた転動体３と、これら転動体３を転動自在に保持するための保持器４により基本的に構成される。図示の例は、深溝ラジアル玉軸受であり、転動体３として玉が用いられているが、より大きなラジアル荷重が加わる場合には、転動体として円すいころあるいは円筒ころを使用したラジアル円すいころ軸受あるいはラジアル円筒ころ軸受が用いられる場合もある。

転がり軸受では、荷重が負荷された状態での長時間の使用により、金属疲労が生じて、軌道面や転動面の表面がはく離する場合がある。より具体的には、合金鋼を構成する酸化物、硫化物、窒化物、炭化物などの非金属介在物を起点として疲労き裂が生じてはく離に至る内部起点型はく離、潤滑油中に異物が混入することにより軌道面に生じた圧痕を起点として疲労き裂が生じてはく離に至る圧痕起点型はく離が知られている。

さらに、使用条件の厳しい一部の用途では、転がり軸受を構成する合金鋼の基地自体の金属組織が、マルテンサイト組織から白色組織と呼ばれる微細なフェライト粒に変化し、その組織変化部を起点として疲労き裂が生じてはく離に至る組織変化型はく離も知られている。このような組織変化型はく離の原因は完全には解明されていないが、潤滑剤の分解によって発生する水素が、鋼中に侵入し、水素脆性を引き起こすことにより、組織変化の発生を加速させ、はく離に至るものと考えられている。

このような水素によって引き起こされる組織変化に対する対策としては、引用文献１および２に開示されているように、軸受に封入する潤滑剤として、潤滑油の代わりにグリースを用い、このグリースを改良することにより、転がり軸受の長寿命化を図ることが提案されている。

しかしながら、転がり軸受の用途によっては、潤滑剤としてグリースを用いずに潤滑油を用いる場合がある。特に、比較的大型の転がり軸受では、グリースより潤滑油を用いる場合が多い。このように、潤滑剤として潤滑油を用いた転がり軸受では、グリースの改良による組織変化型のはく離に対する対策を適用することはできない。

また、引用文献３に開示されているように、ＣｒおよびＭｏを多量に添加した鋼に浸炭または浸炭窒化を行った合金鋼を用いて、水素による組織変化型のはく離を遅延させることが提案されている。

しかしながら、ＣｒやＭｏなどの添加量が多くなると、合金鋼自体のコストの上昇をもたらし、さらには、靱性が低下しやすくなる。このため、合金鋼のコストが製品コストに直結しやく、かつ、高靱性が要求される比較的大型の転がり軸受においては、この技術を適用することができないという問題がある。

これらに対して、本発明者らは、引用文献４に示すように、合金鋼中のＣｒおよびＭｏを適正量とするとともに、この合金鋼を浸炭処理あるいは浸炭窒化処理し、さらに、焼き入れおよび焼き戻し処理をすることにより、内輪、外輪または転動体において、運転時に相手面と接触する面、すなわち内輪の内輪軌道、外輪の外輪軌道、および転動体の転動面から、転動体の直径の１％の深さにおける、Ｃ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量を規制することにより、耐水素脆性を向上させるともに、水素による組織変化を遅延させ、かつ、表層部の炭化物および炭窒化物や残留オーステナイトにより水素をトラップさせ、もって組織変化の発生を効果的に抑制することを提案している。この発明では、芯部での硬さを抑制して、靱性を向上させることにより、組織変化の発生の抑制と高靱性を両立させているが、この特性のさらなる向上が求められている。

特開２００２−３２７７５８ 特開２００３−１０６３３８ 特開２００５−３１４７９４ 特開２０１０−１９６１０７

本発明は、上述のような事情に鑑みて、組織変化の発生をより十分に抑制できるとともに、高い靱性を備えることにより、潤滑剤として潤滑油が用いられる比較的大型の転がり軸受について、厳しい使用条件下においても、その長寿命化を実現することを目的としている。

本発明は、内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受に関する。

特に、本発明の転がり軸受は、
前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つが、
Ｃを０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉを０．２〜０．５質量％、Ｍｎを０．２〜１．２質量％、Ｃｒを２．６〜４．５質量％、Ｍｏを０．１〜０．４質量％、Ｎｉを０．２０質量％以下、Ｃｕを０．２０質量％以下、Ｓを０．０２０質量％以下、Ｐを０．０２０質量％以下、Ｏを１２質量ｐｐｍ以下、それぞれ含有し、残部がＦｅと不可避不純物からなる合金鋼により構成され、
その表面が浸炭処理あるいは浸炭窒化処理がなされており、運転時に相手面と接触する面の表面におけるＣ＋Ｎ量が０．９〜１．４質量％であり、
この接触面の表面における炭化物の面積率が１０％以下であり、
この接触面の表面から前記転動体の直径の１％の深さにおける、硬さがＨｖ７２０〜Ｈｖ８３２であり、残留オーステナイト量が２０〜４５容量％であり、圧縮残留応力が５０〜３００ＭＰａであり、
この接触面の表面から前記転動体の直径の１〜３％の深さにおける、旧オーステナイト粒径の平均値が２０μｍ以下で、かつ、旧オーステナイト粒径の最大値が前記平均値の３倍以下であり、
芯部の硬さがＨｖ４００〜５５０である、
ことを特徴としている。

前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つにおいて、上記特徴に加えて、任意の切断面の面積３２０ｍｍ²あたりに存在する直径１０μｍ以上の酸化物系介在物の数が１０個以下であることが好ましい。また、前記接触面の表面から前記転動体の直径の１％の深さにおけるＣ＋Ｎ量が０．８〜１．２質量％であることが好ましい。さらに、前記接触面の表面における表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）で１．４μｍ以下であることが好ましい。

本発明は、特に、前記転動体の直径が３０ｍｍ以上である転がり軸受に好適に適用される。すなわち、本発明の転がり軸受は、風力発電装置を構成する発電用風車の主軸を支持する大型の転がり軸受として、また、風力発電装置や建設機械を構成する変速機など、歯車で動力を伝達する機構を支持する回転軸であって、作用するトルクの方向が一時的に変化する回転軸を支持する転がり軸受として、さらには、建設機械の車軸など、回転方向が頻繁に変化する回転軸を支持する転がり軸受として、好適に用いられる。

なお、本発明では、いずれの転がり軸受部品について本発明により構成するかについては、軸受名番および使用条件を勘案して決定される。すなわち、最もはく離しやすい転がり軸受部品について本発明を適用すれば十分である。ただし、その他の部品もしくはすべての部品について、本発明を適用することは可能である。

また、本発明は、内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受における、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つからなる転がり軸受部品を製造する方法に関する。

特に、本発明の製造方法は、
前記転がり軸受部品を構成する合金鋼として、
Ｃを０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉを０．２〜０．５質量％、Ｍｎを０．２〜１．２質量％、Ｃｒを２．６〜４．５質量％、Ｍｏを０．１〜０．４質量％、Ｎｉを０．２０質量％以下、Ｃｕを０．２０質量％以下、Ｓを０．０２０質量％以下、Ｐを０．０２０質量％以下、Ｏを１２質量ｐｐｍ以下、それぞれ含有し、残部がＦｅと不可避不純物からなる合金鋼を用い、
前記転がり軸受部品に対して、９００〜９８０℃の温度で所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施し、
浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後に、炉冷して、６２０〜７００℃の温度で所定時間保持し、
さらに、焼き入れ処理および焼き戻し処理を行うことにより、
前記転がり軸受部品の運転時に相手面と接触する面の表面におけるＣ＋Ｎ量を０．９〜１．４質量％とし、この接触面の表面における炭化物の面積率を１０％以下とし、さらに、この接触面の表面から前記転動体の直径の１％の深さにおける残留オーステナイト量を２０〜４５容量％とする、
ことを特徴としている。

本発明では、内輪と外輪と転動体のうちの少なくとも１つについての転がり軸受部品の製造工程において、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後であって、焼き入れおよび焼き戻し処理の前に、炉冷して、転がり軸受部品を６２０〜７００℃の温度で所定時間保持することにより、合金鋼の組織について、オーステナイトから、セメンタイト、パーライト、フェライトへの変態処理を完全に完了させることで、焼き入れ後の旧オーステナイト粒界や組織を均一にしている。

本発明は、これにより、転がり軸受部品の接触面の表面、表層部、芯部の合金鋼の性状を適切に制御でき、もって、組織変化型はく離の抑制と優れた破壊靱性の両立を高いレベルで実現することを可能としている。

本発明の対象となる深溝ラジアル玉軸受を説明する部分縦断面図である。

本発明者らは、転がり軸受を構成する内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体のうち、少なくとも１つの部品、好ましくは外輪と内輪、さらに好ましくはすべての部品、において、（１）合金鋼中の構成元素の含有量を工夫し、酸化物系介在物の量を制御し、運転時に相手面と接触する面（軌道面ないしは転動面）の表面における表面粗さを調整するとともに、組織変化が起こりやすい位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、旧オーステナイト粒径、Ｃ＋Ｎ量を制御することで、水素による組織変化を遅延させることによる転動疲労寿命を向上させることができること、また、（２）前記接触面の表面におけるＣ＋Ｎ量、炭化物の面積率、この表面から所定の深さにおける旧オーステナイト粒径、芯部の硬さを制御することで、靱性を向上させることができること、さらには、（３）このような転がり軸受の性状を、上記部品に対する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理の工程から焼き入れ処理および焼き戻し処理の工程の間において、所定の処理を施すことにより達成できる、との知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。以下、本発明における上述した特徴について、それぞれ詳細に説明を行う。

［構成元素について］
以下、本発明の転がり軸受を構成する合金鋼の各構成元素およびその含有量の臨界的意義について説明する。

［炭素の含有量］
炭素（Ｃ）は、焼き入れによって合金鋼の基地組織に固溶し、その硬さを向上させる元素である。その含有量は、０．１０〜０．３０質量％、好ましくは０．１６〜０．２８質量％とする。炭素の含有量が０．１０質量％未満であると、部品の芯部における硬さが不足して剛性が低下してしまう。一方、炭素の含有量が０．３０質量％を超えると、芯部の靱性が低下してしまう。なお、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を行うと表面が硬く、内部にいくほど硬さが下がっていくが、硬さが下がりきって一定になったところを芯部と定義している。

［ケイ素の含有量］
ケイ素（Ｓｉ）は、合金鋼の基地組織に固溶して焼き入れ性を向上させる元素である。また、基地組織のマルテンサイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は、０．２〜０．５質量％、好ましくは０．３〜０．５質量％とする。ケイ素の含有量が０．２質量％未満であると、組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、０．５質量％を超えると、浸炭性ならびに浸炭窒化性が低下してしまう場合がある。

［マンガンの含有量］
マンガン（Ｍｎ）は、合金鋼の基地組織に固溶して焼き入れ性を向上させる元素である。また、基地組織のマルテンサイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。さらに、熱処理後の残留オーステナイトを生成しやすくする効果をもたらす。生成された残留オーステナイトは、合金鋼中の水素の拡散および集積を遅延させるため、組織変化が局所的に生じるのを遅延させ、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。

その含有量は、０．２〜１．２質量％、好ましくは０．６〜１．２質量％とする。マンガンの含有量が０．２質量％未満であると、上述した組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、１．２質量％を超えると、旧オーステナイト粒径が粗大化したり、残留オーステナイト量が過多となったりして、各部品の寸法安定性が低下する。組織変化を抑制する効果を安定して得るためには、マンガンの含有量を０．６質量％以上とする。

上述のように、マンガン量が多いと旧オーステナイト粒径が粗大化する傾向があるため、後述するように、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理の後に、炉冷して、６２０〜７００℃の温度で所定時間保持する処理を行って、結晶粒を均一に微細化する必要がある。

［クロムの含有量］
クロム（Ｃｒ）は、合金鋼の基地組織に固溶して焼き入れ性を向上させる元素である。また、炭素と結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる効果をもたらす、さらに、炭化物と基地組織のマルテンサイトとを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。

その含有量は、２．６〜４．５質量％、好ましくは２．６〜３．５質量％とする。クロムの含有量が２．６質量％未満であると、上記の組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、４．５質量％を超えると、各部品の靱性が低下したり、浸炭性ならびに浸炭窒化性が低下したりしてしまう場合がある。また、素材のコストアップを生じさせることとなり、また、焼き入れ温度を高くしないと所定の硬さを得られなくなるため、各部品の生産性を低下させてしまう。

［モリブデンの含有量］
モリブデン（Ｍｏ）は、合金鋼の基地組織に固溶して、焼き入れ性および焼き戻し軟化抵抗性を向上させる元素である。また、炭素と結合して硬い炭化物を形成し、耐摩耗性および転動疲労寿命を向上させる効果をもたらす。さらに、炭化物と基地組織のマルテンサイトとオーステナイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。

その含有量は、０．１〜０．４質量％、好ましくは０．２〜０．４質量％とする。モリブデンの含有量が０．１質量％未満であると、上記の組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、０．４質量％を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。また、素材のコストアップを生じたり、被削性が低下したりするため、各部品の生産性を低下させてしまう。

［ニッケルの含有量］
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼き入れ性を向上させる効果とオーステナイトを安定化させる効果のある元素である。さらに、その添加により靱性が向上する。その含有量は、０．２０質量％以下とする。ニッケルの含有量が多いほど上記効果がより得られるが、ニッケルは高価であり、鋼材コストを上げる原因となるため、積極的には添加せず、上記の含有量の範囲に抑制することが好ましい。

［銅の含有量］
銅（Ｃｕ）は、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼き入れ性を向上させる効果と、粒界強度を向上させる効果のある元素である。その含有量は、０．２０質量％以下とする。銅の含有量が０．２０質量％を超えると、熱間鍛造性が低下するため、積極的には添加せず、上記の含有量の範囲に抑制することが好ましい。

［硫黄の含有量］
硫黄（Ｓ）は、硫化マンガン（ＭｎＳ）を形成し、合金鋼中で硫化物系の非金属介在物として作用するため、合金中の硫黄の含有量は少ない方が好ましい。このため、その含有量を０．０２０質量％以下、好ましくは０．０１２質量％以下とする。

［リンの含有量］
リン（Ｐ）は、結晶粒界に偏析して、粒界強度や破壊靱性値を低下させるため、リンの含有量も少ない方が好ましい。このため、その含有量を０．０２０質量％以下、好ましくは０．０１２質量％以下とする。

［酸素の含有量］
酸素（Ｏ）は、合金鋼中で酸化アルミニウム（Ａｌ₂Ｏ₃）などの酸化物系の非金属介在物を形成する。この酸化物系介在物は、はく離の起点となり、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすことから、酸素の含有量も少ない方が好ましい。このため、その含有量を１２質量ｐｐｍ以下、好ましくは１０質量ｐｐｍ以下とする。

［酸化物系介在物の量］
合金鋼中に、酸化物、硫化物や窒化物などの大きな非金属介在物が存在すると、その周りに応力が集中して、これらの介在物を起点とした疲労き裂が生じ、はく離の原因となる。また、合金鋼中に浸入した水素は、この応力集中部に集積しやすいため、大きな介在物の周りでは鋼の組織変化も生じやすくなる。

非金属介在物のうち、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＣａＯなどの酸化物系介在物であって、大きさが直径１０μｍ以上であるものは、疲労き裂の起点となりやすい。一方、酸化物系介在物の大きさが１０μｍ未満である場合は、これらの介在物を起点としたき裂が生じる前に、鋼の基地組織が水素で変化し、これに伴う疲労き裂が先に発生することとなる。よって、直径が１０μｍ未満の酸化物系介在物が存在していても、実質的に問題を生ずることにはない。

これらの観点から、上述した本発明の特性を備える、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つにおいて、酸化物系介在物を起点とした疲労き裂が生じることを抑制するために、任意の切断面の面積３２０ｍｍ²あたりに存在する直径１０μｍ以上の酸化物系介在物の数を１０個以下とすることが好ましく、さらに、５個以下とすることがより好ましい。

なお、合金鋼中における直径１０μｍ以上の大きな酸化物系介在物の数を抑制するためには、素材として、このような酸化物系介在物の数が本来的に少ない合金鋼を用いるか、あるいは、次に示す方法を行うことでも制御することができる。素材である棒鋼材料の内部に分布する酸化物系介在物は、棒鋼の中心部分付近および最表部に多く分布する。したがって、内輪または外輪を製作する際の熱間鍛造工程あるいは熱間ローリング工程において、棒鋼材の中心部付近と最表部付近が、内輪または外輪の軌道表面近傍に入らないように、成形を行うことで、酸化物系非金属介在物の分布を管理することができる。また、熱間鍛造あるいは熱間ローリング後の旋削加工において、鋼材の中心部付近および最表部付近に相当する部位を取り除くことによっても、酸化物系非金属介在物の分布を管理することができる。

［接触面の表面におけるＣ＋Ｎ量および炭化物の面積率］
各部品における、運転時に相手面と接触する面、すなわち、外輪と内輪における軌道面ないしは転動体の転動面の表面におけるＣ＋Ｎ量は、０．９〜１．４質量％の範囲、好ましくは、０．９〜１．２質量％の範囲に規制される。また、この表面における炭化物の面積率は、１０％以下、好ましくは５％以下に規制される。

浸炭処理ないしは浸炭窒化処理により合金鋼中に浸入した炭素と窒素の量が、焼き入れおよび焼き戻し後の硬さや残留オーステナイト量に影響を及ぼす。また、水素は原子半径が小さいため、合金鋼中で動き回ることが知られており、炭素や窒素が合金鋼の基地組織中に固溶することにより、水素の移動を阻害する効果が得られる。

Ｃ＋Ｎ量が０．９質量％未満では、このような効果が十分に得られない。一方、Ｃ＋Ｎ量が１．４質量％を超えると、炭化物や窒化物の析出量が過剰となり、旧オーステナイト粒界に沿ってネット状の炭化物が生成されてしまう。このネット状の炭化物が生成されると、炭化物に沿って、疲労き裂の発生や伝播が容易に起こり、靱性が著しく低下してしまう。また、Ｃ＋Ｎ量が０．９〜１．４質量％の範囲にある場合でも、この炭化物の面積が１０％を超えてしまうと、上述のように靱性が低下してしまうので、炭化物の面積について重畳的に規制する必要がある。

なお、Ｃ＋Ｎ量は、合金鋼中の炭素の含有量、および、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における炉内のガス濃度と保持時間を軸受サイズに応じて適切に選択することにより、調整することができる。ガス濃度に関して、詳しくは、プロパンやブタンなどの炭化水素系のガス流量を制御することでＣ濃度を、アンモニアのガス流量を制御することでＮ濃度を、それぞれ調整している。また、炭化物の面積率についても、同様に、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における炉内のガス濃度と保持時間を軸受サイズに応じて適切に選択することにより、調整することができる。

［接触面の表面から転動体の直径の１％の深さ］
本発明では、転動体の直径をＤとしたとき、接触面（軌道面あるいは転動面）の表面から転動体の直径（Ｄ）の１％の深さ（深さ０．０１Ｄ）の位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、Ｃ＋Ｎ量を規制するが、その理由は次の通りである。

すなわち、転がり軸受では、軌道輪（外輪および内輪）と転動体との接触応力によって、接触面直下の各部品の内部にせん断応力が発生し、このせん断応力によって、金属疲労が生じて、接触面の表面のはく離に至ることとなる。このせん断応力の分布は、軌道輪と転動体の接触応力と接触面積により決定されるので、転動体直径がせん断応力の分布に大きく影響を与える。通常の使用条件では、転動体直径（Ｄ）の約１％程度の深さ（深さ０．０１Ｄ）で、せん断応力が最大となり、その領域を起点としてはく離が生ずる。水素による組織変化も同様に、せん断応力が最大となる、この深さ０．０１Ｄ位置で発生しやすいことが明らかになっている。

このような理由から、この位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、Ｃ＋Ｎ量が、それぞれ次の通りに規制される。

［接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での硬さ］
水素は、合金鋼中を動き回ることから、応力が高い領域に集積しやすい性質を有している。上述の通り、特に、接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置において、せん断応力が最大となるため、この位置において水素が集積しやすい傾向にある。本発明者らは、水素による組織変化について鋭意検討を行ったところ、この水素による組織変化は、局所的に塑性変形が生じることにより引き起こされ、この組織変化の発生を遅延させるためには、この位置での硬さを向上させ、塑性変形に対する抵抗値を向上させる必要があるとの知見を得た。そして、この接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置のおける硬さをＨｖ（ビッカーズ硬さ）７２０〜８３２（ロックウェル硬さＨＲＣでは、６１〜６５）の範囲に、好ましくはＨｖ７５９〜８３２の範囲に規制することにより、水素による組織変化の発生を効果的に抑制できることを見出したものである。

すなわち、接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での硬さがＨｖ７２０を下回ると、硬さが不足して、水素による組織変化の発生を十分に抑制できず、各部品の転動疲労寿命の低下をもたらす。一方、この硬さがＨｖ８３２を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。

この位置での硬さは、合金鋼の成分を制御するとともに、Ｃ＋Ｎ量と焼入れおよび焼戻しの条件を制御することにより、適切に規制することができる。

なお、硬さの測定は、各部品の接触面を切断した後、この切断面に鏡面研磨を施して、処理後の切断面についてマイクロビッカース硬さ測定器を用いて行う。

［接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での残留オーステナイト量］
金属組織中の残留オーステナイトは、合金鋼の基地組織であるマルテンサイトと結晶構造が異なっており、その結晶構造により水素の拡散定数を低下させる効果を有する。このため、残留オーステナイトは、この位置で水素が局所的に集積するのを遅延させ、この位置での組織変化の発生を遅延させる効果を奏する。このため、接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での残留オーステナイト量は、２０〜４５容量％の範囲に、好ましくは３０〜４５容量％の範囲に規制される。

この位置での残留オーステナイト量が２０容量％未満では、この組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、残留オーステナイト量が４５容量％を超えると、各部品の寸法安定性が低下してしまう。

この位置での残留オーステナイト量は、合金鋼の成分を制御するとともに、
Ｃ＋Ｎ量と焼入れおよび焼戻しの条件を制御することにより、適切に規制することができる。

なお、残留オーステナイト量の測定は、各部品の接触面の一部を切り出した後、この接触面の表面を電解研磨して、処理後の接触面の表面についてＸ線回折装置を用いて行う。

［接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での圧縮残留応力］
上述のように、接触面の表面のはく離は、この位置での水素による組織変化を起点としてき裂が発生することに起因する。水素が集積しやすいこの位置での圧縮残留応力は、組織変化からのき裂の発生およびその伝播を抑制するため、水素の組織変化の発生を遅延させる効果を有する。このため、接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での圧縮残留応力は、５０〜３００ＭＰａの範囲に、好ましくは１００〜２６０ＭＰａの範囲に規制される。

この位置での圧縮残留応力が５０ＭＰａ未満では、この組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、圧縮残留応力が３００ＭＰａを超えると、この圧縮残留応力と平衡をとるために材料内部に発生する引張残留応力の値が大きくなり、逆にき裂の進展を加速してしまう可能性がある。

この位置での圧縮残留応力は、合金鋼の成分を制御するとともに、浸炭時間あるいは浸炭窒化時間を調整して、表面から芯部へのＣ＋Ｎ量の傾斜を制御することにより、適切に規制することができる。

なお、圧縮残留応力の測定は、各部品の接触面の一部を切り出した後、この接触面の表面を電解研磨して、処理後の接触面の表面についてＸ線回折装置を用いて行う。

［接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置でのＣ＋Ｎ量］
基地組織へのＣやＮの固溶量が多いと、基地組織の強度が高くなり組織変化が生じにくくなる。このため、接触面の表面から０．０１Ｄ位置でのＣ＋Ｎ量は０．７〜１．３質量％とすることが好ましく、０．８〜１．２質量％とすることがより好ましい。接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置でのＣ＋Ｎ量が０．７質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｃ＋Ｎ量が１．３質量％を超えると、大きな炭化物または窒化物が生成されて、その周辺に応力集中が発生して組織変化が起こりやすくなる。

［接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置での旧オーステナイト粒径］
旧オーステナイト粒界の界面には、合金成分の偏析や水素の集積が起こりやすい傾向がある。旧オーステナイト粒径が均一に小さい場合には、上記の偏析や集積が細かく均一に分散されるため、各部品の靱性が向上する。一方、旧オーステナイト粒径が大きい場合には、その界面に沿ってき裂の発生および伝播が起こり、各部品の靱性が低下する場合がある。この旧オーステナイト粒径が大きいほど、応力集中も大きくなるため、この靱性の低下が顕著となる。

上述のように、通常の使用条件では、接触面の表面から転動体の直径の１％の深さ（深さ０．０１Ｄ）の位置で、せん断応力が最大になり、その後は芯部へ行くほどせん断応力は小さくなっていく。しかしながら、接触面の表面から転動体の直径の３％の深さ（深さ０．０３Ｄ）の位置までは、ある程度高いせん断応力が作用しているため、この深さまでにおいて大きな旧オーステナイト粒界が存在すると、き裂の発生および伝播が容易に生じて、各部品の靱性が低下してしまう。このため、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置での旧オーステナイト粒径の平均値を２０μｍ以下と規制することが必要であり、１６μｍ以下とすることが好ましい。一方、焼入れ温度を高くし、十分な硬さを安定的に得るためには、５μｍ以上にすることが好ましい。これらの観点から、旧オーステナイト粒径の平均値を１０〜１４μｍの範囲となるように規制することが、より好ましい。

また、旧オーステナイト粒径が均一に小さいと、水素による組織変化も効果的に抑制される。各部品の転動疲労寿命の低下は、水素により組織変化が局所的に加速されることに起因する。すなわち、合金鋼中に局所的に弱い部分がある場合には、その部分で水素により組織変化が加速され、この部分を起点としてはく離が起こり、各部品の転動疲労寿命の低下につながることとなる。したがって、旧オーステナイト粒径が小さくても、大きな旧オーステナイト粒が混在して、その均一性が十分でない場合には、この大きな旧オーステナイト粒の粒内または粒界から水素による組織変化が生じて、各部品の寿命低下につながってしまう。この観点から、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置での旧オーステナイト粒径の平均値を２０μｍ以下に規制するとともに、この位置での旧オーステナイト粒径の最大値が平均値の３倍以下、好ましくは２．４倍以下となるように規制している。

この位置での旧オーステナイト粒の粒径およびその均一性は、合金鋼中の成分を制御するとともに、熱処理条件、特に、炉冷による冷却保持の条件を制御することで、適切に規制することができる。

なお、旧オーステナイト粒径の平均値は、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置の面積１ｍｍ²を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２００５（鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法）に従って、以下の式により求められる。

旧オーステナイト粒径の平均値（μｍ）＝（１／ｍ）^0.5＊１０³
ｍ：ＪＩＳ Ｇ０５５１で示される１ｍｍ²当たりの結晶粒の個数

また、旧オーステナイト粒径の最大値は、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置の面積１ｍｍ²を観察し、以下の式により求められる。

旧オーステナイト粒径の最大値（μｍ）＝（ａ＊ｂ）^0.5
ａ：観察した範囲内における最大の結晶粒の長径（μｍ）
ｂ：観察した範囲内における最大の結晶粒の短径（μｍ）

［芯部の硬さ］
各部品の芯部の位置（浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後における、表面からの硬さ勾配が完全に下がりきって一定となった位置）における硬さを、Ｈｖ４００〜５５０（ＨＲＣ４０．８〜５２．３）の範囲とする。芯部の硬さがＨｖ４００未満であると、各部品の剛性が低下してしまう。一方、Ｈｖ５５０を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。

芯部の硬さは、合金鋼の成分を制御するとともに、焼入れおよび焼戻し処理における処理条件を制御することにより、適切に規制することができる。

［接触面の表面の表面粗さ］
接触面（軌道面ないしは転動面）の表面の表面粗さが粗いと、油膜が切れやすくなり、油膜が切れた部分で軌道輪と転動体が金属接触し、組織変化の原因となる潤滑油の分解や水素の浸入が生じやすくなる。通常、転がり軸受の接触面の表面の表面粗さは、算術平均粗さ（Ｒａ）で０．２μｍ以下となるように管理されているが、部分的な油膜の切れやすさを考慮すると、粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）をその指標とすることが好ましい。すなわち、この接触面の表面における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．２μｍ以下に規制されていても、その表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）で１．４μｍを超えてしまうと、油膜が切れて部分的な金属接触が生じやすくなる。好ましくは、この粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）を１．２μｍ以下に、さらに好ましくは１．０μｍ以下に規制する。

このように、接触面の表面の表面粗さを、粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）で１．４μｍ以下とすることは、研削加工で、砥石の種類、研削速度などの加工条件を最適化することにより達成される。なお、粗さ曲線の最大山高さは、転動体が玉の場合、転動面の表面の円周方向で、転動体が円すいころあるいは円筒ころの場合、および、外輪および内輪については、転動面もしくは軌道面の軸方向で、５〜１０箇所について測定を行って粗さ曲線を得る。そして、その粗さ曲線における最大山高さ（Ｒｐ）が１．４μｍ以下となるように、前記加工条件を調整する。

［転がり軸受部品の製造方法］
本発明では、転がり軸受を構成する各部品の少なくとも１つについて、上記の合金成分を含む合金鋼を用いて、この合金鋼からなる各部品に以下に規定する熱処理を施すことにより、接触面の表面から深さ０．０１Ｄ位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、旧オーステナイト粒径、Ｃ＋Ｎ量を制御することで、水素による組織変化を遅延させることによる転動疲労寿命を向上させるとともに、接触面の表面でのＣ＋Ｎ量、炭化物の面積率、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置での旧オーステナイト粒径、芯部の硬さを制御することにより、優れた破壊靱性を得ている。

以下、本発明の転がり軸受部品の製造方法について、各工程における条件とその臨界的意義について言及する。

［浸炭処理あるいは浸炭窒化処理］
本発明では、転がり軸受部品に対して、９００〜９８０℃の温度、好ましくは９２０〜９６０℃の温度で、所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施す。

処理温度が９００℃未満では、炭素や窒素の十分な拡散速度を得ることができず、処理時間が長くなるため、生産性を阻害することとなる。一方、９８０℃を超えると、旧オーステナイト粒が粗大化してしまう。

炉内のガス濃度については、最適なＣ＋Ｎ量と炭化物の面積率を得るために調整する。詳しくは、プロパンやブタンなどの炭化水素系のガス流量を制御することでＣ濃度を、アンモニアのガス流量を制御することでＮ濃度を、それぞれ調整している。これらのＣ濃度、Ｎ濃度を制御するためのガス流量については、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における処理温度や、その後の冷却保持温度、焼入れ温度などの熱処理条件や、さらには、炉の構造（種類や大きさ）によっても影響を受けるので、適宜最適な条件に調節する必要がある。好ましくは、炉内の雰囲気を示す指標であるカーボンポテンシャル（ＣＰ値）が０．９〜１．５となるように調節する。

保持時間については、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて、最適な浸炭あるいは浸炭窒化の深さとなる条件を選択する。

［炉冷処理］
本発明では、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後であって、焼き入れ処理および焼き戻し処理の前において、炉冷して、炉内の温度を６２０〜７００℃、好ましくは６４０〜７００℃まで低下させ、転がり軸受ないしは各部品を所定時間保持する。

従来、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後、炉冷、空冷あるいは油冷し、その後、焼き入れ処理を行っていた。また、旧オーステナイト粒径を微細化するために、焼き入れ温度を低下させているが、焼き入れ温度を過度に低下させると、転がり軸受として要求される硬さを得ることが困難となる。また、焼き入れ温度の調整だけでは、旧オーステナイト粒の均一性を図りながらの微細化は困難であった。

本発明者らは、この問題を鋭意検討した結果、この炉冷による冷却保持の処理を施すことで、旧オーステナイト粒を均一かつ微細化することができるとの知見を得たのである。すなわち、この処理は、水素による組織変化を抑制してはく離寿命を高めるとともに、高い破壊靱性により転動疲労寿命を同時に高めるために、旧オーステナイト粒径を適切に制御するための処理である。

この処理により、オーステナイトからセメンタイト、パーライト、フェライトへの変態処理を完全に完了させることができる。このような変態を完全に完了させた後に、焼き入れ処理を行うことで、焼き入れ後の旧オーステナイト粒界および組織を均一化することができる。一方、この処理が不十分であると、セメンタイト、パーライト、フェライトへの変態ができなかった一部の組織がマルテンサイト組織となり、焼き入れ処理後の組織にムラができてしまう。このようなムラのある組織は、オーステナイト単相領域とするための８６０〜８８０℃の高温での焼き入れ処理によっても、完全には均一に戻らず、焼き入れ後の組織についても、大きな旧オーステナイト粒界が混在しているムラのある不均一なマルテンサイト組織となってしまう。このような基地組織の合金鋼では、組織変化の起点となるとともに、その進行が加速されやすく、組織変化型のはく離寿命の低下をもたらすとともに、破壊靱性の低下による転動疲労寿命の低下にもつながることとなる。

特に、本発明で規定する成分からなる合金鋼は、一般的な浸炭鋼であるＳＣＲ４２０などと比較して、その焼き入れ性が高く、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後の冷却時にマルテンサイト組織に変態しやすいため、上述した現象が起こりやすいといえる。本発明では、焼き入れ処理前に変態処理が完全に完了するため、焼き入れ後に、均一かつ微細な旧オーステナイト粒界および組織を備える基地組織を得ることが可能となる。このことから、本発明の転がり軸受を得るために、この処理による旧オーステナイト粒径の制御が非常に有効であるといえる。

処理温度は、６２０℃より低い場合でも、７００℃よりも高い場合でも、処理時間が長くなるため、生産性を阻害する。一方、保持時間、すなわち、オーステナイトからセメンタイト、パーライト、フェライトへの変態処理を完了させるまでの時間は、保持する温度によって異なってくる。たとえば、旧オーステナイト粒径の均一化を考慮すると、上記の処理温度を６５０〜７００℃とすることが好ましいが、この際の保持時間は、３〜１０時間程度となる。

なお、この処理後に、転がり軸受ないしは各部品を空冷または油冷して、その後、焼き入れ処理に供する。

［焼き入れ処理および焼き戻し処理］
焼き入れ処理は、転がり軸受ないしは各部品を、８６０〜８８０℃の温度に所定時間保持した後、油冷することにより行う。焼き入れ温度が８６０℃未満であると、焼き入れ後の硬さが不足してしまう。一方、８８０℃を超えてしまうと、残留オーステナイト量が過剰になったり、旧オーステナイト粒の粗大化が生じたりして、靱性の低下をもたらす。なお、処理時間は、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて決定される。

また、焼き戻し処理は、転がり軸受ないしは各部品を、１６０〜２００℃の温度に所定時間保持した後、空冷あるいは炉冷することにより行う。焼き戻し温度が１６０℃未満であると、靱性の低下や、合金鋼の組織が水素に対して敏感となり、水素による組織変化が生じやすくなる。一方、２００℃を超えると、残留オーステナイト量が低下し、水素による組織変化を遅延させる効果が十分に得られなくなる。同様に、処理時間は、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて決定される。

［本発明の転がり軸受の好適な用途］
本発明の転がり軸受は、組織変化型はく離が生じにくいという特徴を有していることから、転動体の直径（ころの場合は最大直径）が３０ｍｍ以上の大型の転がり軸受として好適である。具体的には、風力発電装置を構成する発電用風車の主軸、風力発電装置を構成する増速機（変速機）などの回転機械装置の回転軸、建設機械の車軸、建設機械を構成する変速機などの回転機械装置の回転軸を支持する用途が挙げられる。

発電用風車の主軸に代表されるような、転動体の直径が３０ｍｍ以上の大型の転がり軸受では、軌道輪と転動体の接触面積が大きいため油膜が安定して形成されにくく、局所的に金属接触が生じやすい。これに起因して、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。

また、転がり軸受の大きさにかかわらず、風力発電装置や建設機械を構成する変速機など、歯車で動力を伝達する機構を支持する回転軸であって、この回転軸に作用するトルクの方向が一時的に変化する用途では、転動体と軌道輪の間に大きな滑りが発生して、潤滑膜が切れやすくなって金属接触が生じやすい。これに起因して、同様に、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。

同様に、建設機械の車軸のように、回転軸の回転方向が頻繁に変化する用途でも、転動体と軌道輪の間の油膜が切れやすく金属接触が生じやすいことに起因して、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。

以下、本発明について、実施例によりさらに説明を行うが、本発明の範囲は、この実施例により制限されることはない。

［実施例１〜１５、比較例１〜２１］
最初に、表１に示す鋼種を用いて、シャルピー試験片と玉軸受６３１７の内輪を作製して、シャルピー試験片を用いてその靱性の評価試験（実施例１〜６、比較例１〜７）を、玉軸受６３１７を用いてその転がり寿命の評価試験（実施例７〜１５、比較例８〜２１）をそれぞれ行った。

［靱性評価試験］
シャルピー試験片は、旋削加工を行って形状を作成した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭処理または浸炭窒化処理として、表２にそれぞれ示す温度で、１４時間保持した。なお、その際のガス濃度は、比較例５および６を除き、浸炭処理ではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈ、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈ、アンモニアの流量を０．１ｍ³／ｈとした。比較例５の浸炭処理ではプロパンの流量を０．０２５ｍ³／ｈとした。比較例６の浸炭処理ではプロパンの流量を０．０２０ｍ³／ｈとした。その後、比較例２を除き、表２にそれぞれ示す温度で１０時間保持し、その後、常温まで炉冷した。比較例２については、浸炭処理の後、ただちに常温まで炉冷した。

さらに、焼き入れ処理として、表２にそれぞれ示す温度で、１．５時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、１８０℃で２時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、１０ＲＣノッチを付けた１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍのシャルピー試験片を得た。

表２に、作製したシャルピー試験片の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、およびシャルピー衝撃試験の試験結果を示す。なお、シャルピー試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に基づいて行った。

実施例１〜６では、本発明で規定する成分の合金鋼を用いてシャルピー試験片が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、試験片の表面のＣ＋Ｎ量と炭化物の面積率、試験片の表面から深さ０．３〜０．９ｍｍの位置における旧オーステナイト粒径の平均値とこの平均値に対する最大値の比（最大値／平均値）、試験片の表面から深さ５ｍｍの位置におけるビッカーズ硬さが、いずれも本発明の範囲内であった。シャルピー衝撃値も４０Ｊ／ｃｍ²以上と高く、靱性に優れていた。

なお、上記の深さ０．３〜０．９ｍｍの位置は、転動体の直径（Ｄ）が３０．２ｍｍである場合に、接触面の表面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置に相当する。また、上記の深さ５ｍｍの位置は、表面からの硬さ勾配が完全に下がりきって一定になっている領域であり、芯部に相当する。

これに対して、比較例１〜７はいずれも、実施例と比較して、シャルピー衝撃値が低く、靱性に劣っていた。その理由は次の通りと考えられる。すなわち、比較例１は、浸炭処理温度が高すぎたため、旧オーステナイト粒径が大きかったためである。比較例２は、浸炭処理後に、冷却保持を行わなかったため、比較例３は、浸炭処理後の冷却保持温度が低すぎたため、比較例４は、浸炭処理後の冷却保持温度が高すぎたため、それぞれ、オーステナイトからセメンタイト、パーライト、フェライトへの変態が完全に完了せずに、焼き入れ前の組織の一部にマルテンサイト組織が見られた。このため、比較例２および３では、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となり、旧オーステナイト粒径も大きくなったためである。また、比較例４では、旧オーステナイト粒径は小さかったものの、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となったためである。

また、比較例５および比較例６は、浸炭処理におけるガス濃度が適切でなかったので、比較例５では、表面のＣ＋Ｎ量と炭化物の面積率の両方が過剰となったためであり、比較例６では、表面のＣ＋Ｎ量は適切であったが、炭化物の面積率が過剰であったためである。さらに、比較例７は、合金鋼の組成が本発明の範囲外であったため、芯部の硬さが過剰となったためである。

［玉軸受６３１７を用いた転がり寿命評価試験］
この評価試験では、内輪が剥離しやすいことから、本発明の適用対象を内輪とした。すなわち、この試験に供する転がり軸受として、比較例１８を除き、玉軸受６３１７の内輪のみを表１に示す鋼種で作製し、外輪および玉については、ＪＩＳ−ＳＵＪ２で作製したものを用いた。なお、比較例１８は、比較のため、ＪＩＳ−ＳＵＪ２で内輪も作製した。

鋼材を所定のサイズに切断し、熱間ローリング、球状化焼鈍および旋削加工を行って、玉軸受６３１７の形状を作成した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭または浸炭窒化処理として、表３にそれぞれ示す温度で、１４時間保持した。なお、その際のガス濃度は、比較例２１を除き、浸炭処理ではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈ、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈ、アンモニアの流量を０．１ｍ³／ｈとした。比較例２１の浸炭処理ではプロパンの流量を０．０３ｍ³／ｈとした。その後、比較例８を除き、表３にそれぞれ示す温度で１０時間保持し、その後、常温まで炉冷した。比較例８については、浸炭処理の後、ただちに常温まで炉冷した。なお、比較例１８については、浸炭処理そのものをその後の冷却保持も含めて施さなかった。

さらに、焼き入れ処理として、表３にそれぞれ示す温度で１．５時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、表３にそれぞれ示す温度で２時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、最後に、内輪、外輪、転動体、および保持器を組み立てて、軸受内径：８５ｍｍ、軸受外径：１８０ｍｍ、幅４１ｍｍ、玉直径：３０．２ｍｍの玉軸受６３１７を得た。なお、内輪の厚さは１４．７５ｍｍ、軌道溝の最奥部と内輪の内周面の間の距離は８．６７ｍｍであった。

転がり寿命評価試験は、ラジアル荷重：５３．２ｋＮ、回転数：２０００ｍｉｎ^-1の条件とし、潤滑剤として高トラクション油（トランスミッション用合成油）を用いて行った。それぞれ、サンプルを３個作製して、試験に供し、その平均寿命を求めた。

表３に、内輪の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、および転がり寿命試験の試験結果を示す。なお、表３に示した寿命比は、比較例１８のＪＩＳ−ＳＵＪ２製の内輪を用いた玉軸受６３１７の平均寿命を１．０としたときの、各実施例および比較例の玉軸受６３１７の平均寿命比である。また、この試験では、はく離した軸受においては、はく離はすべて内輪で生じ、また、はく離部には白色組織が観察された。

実施例７〜１５は、いずれも本発明で規定する成分の合金鋼を用いて内輪が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ位置におけるビッカーズ硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、軌道面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置における旧オーステナイト粒径の平均値とこの平均値に対する最大値の比（最大値／平均値）がいずれも本発明の範囲内であった。また、軌道面の表面のＣ＋Ｎ量と炭化物の面積率、軌道面から深さ４ｍｍ位置（芯部）におけるビッカーズ硬さについても、いずれも本発明の範囲内であった。このため、いずれの転がり軸受も、比較例１８の標準的な転がり軸受との比較で、寿命が５倍以上延長し、はく離も生じなかった。

なお、特に、実施例７、８、１４および１５では、内輪を構成する合金鋼の成分がより好ましい範囲となっている。このため、水素による組織変化を遅延させる効果が特段に優れる結果となっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察においても、組織変化は生じていなかった。実施例の転がり玉軸受については、いずれもはく離が生じずに試験を途中で打ち切ったが、この観察結果から、実施例７、８、１４および１５の転がり玉軸受は、実施例９〜１３のものよりも寿命が長いことが推定される。

これに対して、比較例８〜２１はいずれも、実施例７〜１５と比較して、転がり寿命が短くなっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察において、水素による組織変化の進展が観察された。その理由はそれぞれ次の通りと考えられる。

すなわち、比較例８は、浸炭処理後に、冷却保持を行わなかったため、比較例９は、浸炭処理後の冷却保持温度が低すぎたため、比較例１０は、浸炭処理後の冷却保持温度が高すぎたため、それぞれオーステナイトからセメンタイト、パーライト、フェライトへの変態が完全に完了せずに、焼き入れ前の組織の一部にマルテンサイト組織が見られた。このため、比較例８および９では、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となり、旧オーステナイト粒径も大きくなったためである。また、比較例１０では、旧オーステナイト粒径は小さかったものの、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となったためである。

また、比較例１１〜１７は、いずれも内輪を構成する合金鋼の成分が本発明の範囲外のものである。すなわち、比較例１１は、Ｏ量が範囲外であったため、清浄度が十分でなく、酸化物系介在物を起点とするはく離が生じたものと考えられる。また、比較例１２はＳｉ量が範囲外であったため、比較例１３はＭｎ量とＣｒ量が範囲外であったため、いずれも浸炭性が十分でなく、軌道面から深さ０．０１Ｄ位置における熱処理品質が十分とならず、水素による組織変化が生じやすくなったものと考えられる。さらに、比較例１４はＣ量とＣｒ量が、比較例１５はＳｉ量とＭｎ量が、比較例１６はＭｏ量が、比較例１７はＣｒ量が、それぞれ範囲外であったため、水素による組織変化の遅延効果が十分に得られなかったものと考えられる。

比較例１８は、標準的なＪＩＳ−ＳＵＪ２製の転がり軸受であり、Ｃ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量が範囲外であったため、軌道面から深さ０．０１Ｄ位置における残留オーステナイト量と圧縮残留応力が十分とならず、水素による組織変化の遅延効果が十分に得られなかったものと考えられる。また、ずぶ焼き鋼であるため、芯部の硬さが過剰で、靱性に劣っていた。

比較例１９は、焼き戻し温度が高かったため、軌道面から深さ０．０１Ｄ位置における残留オーステナイト量が不足し、耐水素脆性が十分でなかったと考えられる。一方、比較例２０は焼き入れ温度が高かったため、軌道面から深さ０．０１Ｄ位置における残留オーステナイト量が過剰である。このため、今回の試験においては寿命が長いが、寸法安定性の観点から、長期間にわたり軸受を使用するには不適である。

比較例２１は、浸炭処理におけるガス濃度が適切でなかったので、軌道面の表面におけるＣ＋Ｎ量が過剰となったために、軌道面から深さ０．０１Ｄ位置における圧縮残留応力が本発明に規定する範囲を超え、き裂の進展が加速したものと考えられる。

［実施例１６〜２１、比較例２２］
次に、変速機の高速軸のように、高面圧・高速回転といった、より厳しい条件における長寿命化を検討するために、表４に示す鋼種を用いて、玉軸受６２０６の内輪を作製して、その転がり寿命の評価試験を行った。

［玉軸受６２０６を用いた転がり寿命評価試験］
この評価試験でも、本発明の適用対象を内輪とし、比較例２２を除き、玉軸受６２０６の内輪のみを、表４に示す鋼種を用いて作製し、外輪および玉については、ＪＩＳ−ＳＵＪ２で作製した。なお、比較例２２は、比較のため、ＪＩＳ−ＳＵＪ２で内輪も作製した。

鋼材を所定のサイズに切断し、旋削加工を行って、玉軸受６２０６の形状を作製した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭または浸炭窒化処理として、表５にそれぞれ示す温度で、５時間保持した。なお、その際のガス濃度は、浸炭処理およびではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈ、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を０．０１５ｍ³／ｈおよびアンモニアの流量を０．１ｍ³／ｈとした。その後、表５にそれぞれ示す温度で１０時間保持し、その他、常温まで炉冷した。なお、比較例２２については、浸炭処理そのものをその後の冷却保持も含めて施さなかった。

さらに、焼入れ処理として、表５にそれぞれ示す温度で１．５時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、表５にそれぞれ示す温度で２時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、最後に、内輪、外輪、転動体および保持器を組み立てて、軸受内径：３０ｍｍ、軸受外径：６２ｍｍ、幅：１６ｍｍ、玉直径：９．５２５ｍｍの玉軸受６２０６を得た。なお、内輪の厚さは５．３５ｍｍ、軌道溝の最奥部と内輪の内周面の間の距離は３．４９ｍｍであった。なお、いずれの実施例および比較例においても、軌道面の表面の表面粗さが、算術平均粗さ（Ｒａ）で０．２μｍ以下となるようにするとともに、それぞれ表５に示す粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）の値となる条件で、研削加工を行った。

転がり寿命評価試験は、ラジアル荷重：１３．８ｋＮ、回転数：３０００ｍｉｎ^-1の条件とし、潤滑剤として高トラクション油（トランスミッション用合成油）を用いて行った。それぞれ、サンプルを３個作製して、試験に供し、その平均寿命を求めた。

表５に、内輪の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、および転がり寿命試験の試験結果を示す。なお、表５に示した寿命比は、比較例２２のＪＩＳ−ＳＵＪ２製の内輪を用いた玉軸受６２０６の平均寿命を１．０としたときの、各実施例および比較例の玉軸受６２０６の平均寿命比である。また、この試験では、はく離した軸受においては、はく離はすべて内輪で生じ、また、はく離部には白色組織が観察された。

実施例１６〜２１は、いずれも本発明で規定する成分の合金鋼を用いて内輪が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ位置におけるビッカーズ硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、軌道面から深さ０．０１〜０．０３Ｄ位置における旧オーステナイト粒径の平均値と、この平均値に対する最大値比（最大値／平均値）がいずれも本発明の範囲内であった。また、軌道面の表面のＣ＋Ｎ量と炭化物の面積率、軌道面からの深さ１．７ｍｍ位置（芯部）におけるビッカーズ硬さについても、いずれも本発明の範囲内であった。このため、いずれの転がり軸受も、比較例２２の標準的な転がり軸受との比較で、寿命が３倍以上延長している。

特に、実施例１６〜１８は、面積３２０ｍｍ²当たりに存在する直径１０μｍ以上の酸化物系介在物が１０個以下である合金鋼を素材として用いるとともに、軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ位置におけるＣ＋Ｎ量が１．２質量％以下、軌道面の表面の粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）が１．２μｍ以下と、それぞれ好ましい範囲に制御されていたことから、比較的高面圧・高速回転の条件下でも長寿命であり、寿命が５倍以上延長しており、はく離も生じなかった。

さらに、実施例１６は、転がり面の粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）が１．０μｍ以下であったことから、このような厳しい条件でも、油膜が切れることに起因する水素の浸入を十分に抑制できたものと考えられる。このため、水素による組織変化を遅延させる効果が特段に優れる結果となっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察においても、組織変化は生じていなかった。実施例１６〜１８の転がり玉軸受については、いずれもはく離が生じずに試験を途中で打ち切ったが、この観察結果から、実施例１６の転がり玉軸受は、実施例１７および１８のものよりも寿命が長いことが推定される。

本発明の転がり軸受は、水素が浸入しやすい条件でも、水素による組織変化を抑制しつつ、優れた破壊靱性により、転動疲労寿命を向上させることが可能である。このため、本発明の転がり軸受は、潤滑剤として潤滑油が用いられるとともに、高い靱性が要求される転動体直径が３０ｍｍ以上となる、比較的大きいサイズの転がり軸受が使用される、風力発電装置の主軸、あるいは、変速機、建設機械、産業用ロボットを構成する回転軸などを支持するために使用される転がり軸受として最適である。

ただし、本発明はこれらの用途に限られず、さまざまな用途の転がり軸受に広く適用可能であり、また、深溝ラジアル玉軸受のみならず、ラジアル型、アキシャル型を含んで、玉軸受のほか、円すいころ軸受、円筒ころ軸受、自動調心ころ軸受などにも広く適用される。

Claims (6)

1. 内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受において、
   前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つが、
   Ｃを０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉを０．２〜０．５質量％、Ｍｎを０．２〜１．２質量％、Ｃｒを２．６〜４．５質量％、Ｍｏを０．１〜０．４質量％、Ｎｉを０．２０質量％以下、Ｃｕを０．２０質量％以下、Ｓを０．０２０質量％以下、Ｐを０．０２０質量％以下、Ｏを１２質量ｐｐｍ以下、それぞれ含有し、残部がＦｅと不可避不純物からなる合金鋼により構成され、
   その表面が浸炭処理あるいは浸炭窒化処理がなされており、運転時に相手面と接触する面の表面におけるＣ＋Ｎ量が０．９〜１．４質量％であり、
   この接触面の表面における炭化物の面積率が１０％以下であり、
   この接触面の表面から前記転動体の直径の１％の深さにおける、硬さがＨｖ７２０〜Ｈｖ８３２であり、残留オーステナイト量が２０〜４５容量％であり、圧縮残留応力が５０〜３００ＭＰａであり、
   この接触面の表面から前記転動体の直径の１％〜３％の深さにおける、旧オーステナイト粒径の平均値が２０μｍ以下で、かつ、旧オーステナイト粒径の最大値が前記平均値の３倍以下であり、および、
   芯部の硬さがＨｖ４００〜５５０である、
   ことを特徴とする転がり軸受。
2. 前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つにおいて、さらに、任意の切断面の面積３２０ｍｍ²あたりに存在する直径１０μｍ以上の酸化物系介在物の数が１０個以下である、請求項１に記載の転がり軸受。
3. 前記接触面の表面から前記転動体の直径１％の深さにおけるＣ＋Ｎ量が０．７〜１．３質量％である、請求項１または２に記載の転がり軸受。
4. 前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つにおいて、さらに、前記接触面の表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さ（Ｒｐ）で１．４μｍ以下である、請求項１〜３のいずれかに記載の転がり軸受。
5. 前記転動体の直径が３０ｍｍ以上である、請求項１〜４のいずれかに記載の転がり軸受。
6. 内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受における、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも１つからなる転がり軸受部品を製造する方法であって、
   前記転がり軸受部品を構成する合金鋼として、
   Ｃを０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉを０．２〜０．５質量％、Ｍｎを０．２〜１．２質量％、Ｃｒを２．６〜４．５質量％、Ｍｏを０．１〜０．４質量％、Ｎｉを０．２０質量％以下、Ｃｕを０．２０質量％以下、Ｓを０．０２０質量％以下、Ｐを０．０２０質量％以下、Ｏを１２質量ｐｐｍ以下、それぞれ含有し、残部がＦｅと不可避不純物からなる合金鋼を用い、
   前記転がり軸受部品に対して、９００〜９８０℃の温度で所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施し、
   浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後に、炉冷して、６２０〜７００℃の温度で所定時間保持し、
   さらに、焼き入れ処理および焼き戻し処理を行うことにより、
   前記転がり軸受部品の運転時に相手面と接触する面の表面におけるＣ＋Ｎ量を０．９〜１．４質量％とし、この接触面の表面における炭化物の面積率を１０％以下とし、さらに、この接触面の表面から前記転動体の直径の１％の深さにおける残留オーステナイト量を２０〜４５容量％とする、
   ことを特徴とする転がり軸受部品の製造方法。

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