JP2015230080A

JP2015230080A - 水素ガス雰囲気用転がり軸受

Info

Publication number: JP2015230080A
Application number: JP2014117681A
Authority: JP
Inventors: 昊姚; Hao Yao; 紘樹山田; Koki Yamada; 宇山　英幸; Hideyuki Uyama; 英幸宇山
Original assignee: NSK Ltd
Current assignee: NSK Ltd
Priority date: 2014-06-06
Filing date: 2014-06-06
Publication date: 2015-12-21

Abstract

【課題】鋼中に侵入する水素による組織変化と、摩耗損傷との両方を抑え、水素ガス中でも十分に使用可能な転がり軸受を提供する。
【解決手段】内輪及び外輪の少なくとも１つが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＯを特定量含み、残部が鉄及び不可避的不純物を含有する合金鋼を浸炭処理または浸炭窒化処理して表面に硬化層を形成してなり、かつ、軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ（Ｄ：転動体直径）の位置における硬さがＨｖ６５３〜８００で、圧縮残留応力が５０〜３００ＭＰａであり、０．０１Ｄ深さにおけるＣ量及びγＲ量、鋼中のＳｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量が特定の関係にある水素ガス雰囲気用転がり軸受。
【選択図】図１

Description

本発明は、水素ガスを圧縮するためのコンプレッサや、水素を循環させるためのポンプ等のように水素ガス雰囲気中で使用される転がり軸受に関する。

ガスコンプレッサに使用される転がり軸受は、通常は大気や窒素雰囲気で使用されており、転がり軸受の長寿命化の手法としては、高温環境下での寸法安定性や高速回転時の耐焼付き性の改善などが主であり、例えば、特許文献１には高温焼戻しを行い、鋼材の残留オーステナイト量を５質量％以下とした寸法安定性に優れる転がり軸受が開示されている。

また、腐食性ガス中で使用される場合には、耐食性に優れる転がり軸受が必要とされ、例えば特許文献２には、軌道輪をマルテンサイト系ステンレス製とし、転動体をセラミックス製とした耐食性及び耐焼付き性に優れた転がり軸受が開示されている。

一方、転がり軸受の鋼材に水素が侵入すると、水素によって鋼の組織変化が促進され、寿命が低下することが知られている。本発明者らは、非特許文献１において、水素による軸受の寿命低下のメカニズムが、転動体と軌道輪の接触面圧によって材料内部に作用するせん断応力と、水素による局所的な塑性変形の促進作用の重畳によって生じることを明らかにした。また、水素に対する軸受の長寿命化対策として、潤滑油の分解によって水素が発生することを考慮して、例えば特許文献３〜５にはＣｒ量を増加させた鋼材で軌道輪を構成した転がり軸受が開示されている。

特開２００８−２７５１３１号公報特開２００４−１１８９６号公報特開２００３−３４３５７７号公報特開２００５−２６４２１６号公報特開２００１−２２１２３８号公報

ＴｒｉｂｏｌｏｇｙＯｎｌｉｎｅ，Ｖｏｌ．６，Ｎｏ．２，ｐ．１２３，２０１１

しかしながら、近年、環境問題から、燃料電池等の水素エネルギーを利用する技術の開発が進んでおり、水素ガスを圧縮するためのコンプレッサや、水素を循環させるポンプ等が必要とされているが、これらに使用される転がり軸受は水素ガス中で使用される場合があり、大気中での使用に比べて軸受を構成する鋼中に水素が侵入しやくなっている。鋼中に水素が侵入すると、転がり接触によって鋼内部に作用するせん断応力と水素の相互作用により、鋼のマルテンサイト組織に白色組織と呼ばれる組織変化が生じ、転がり軸受の寿命が著しく低下するころが懸念される。

また、水素ガス中で転がり軸受を使用した際、滑りや振動が発生すると、局所的に油膜が切れやすくなり、転動体と軌道輪間に金属接触が生じ、摩耗損傷が発生しやすくなる。通常は金属表面には酸化膜が形成され、この酸化膜によって摩耗損傷が起こり難くなっているが、水素ガス中では酸素が無いため金属表面に酸化膜が形成されにくく、摩耗損傷を起こしやすい。そして、一旦摩耗が生じると、摩耗面が化学的に活性になり、鋼中に水素がより侵入しやすくなり、上記の組織変化が加速する。

このように、水素ガス中で使用される転がり軸受では、鋼中に侵入する水素による組織変化に対する対策と、水素ガス中での摩耗損傷に対する対策との両方を兼ね備える必要がる。しかし、特許文献１では、鋼中に侵入する水素による組織変化に対する対策も、水素ガス中での摩耗損傷に対する対策も採られておらず、不十分である。また、特許文献２では軌道輪にステンレス鋼を用いているため、水素による組織変化に対する強度は向上しているものの、摩耗損傷に対する対策はなされていない。また、特許文献３〜５では潤滑油の分解によって発生した水素が鋼中に侵入することを想定しているため、水素ガス中のようなより過酷な環境では水素による組織変化に対する強度が不足することが懸念され、更には水素ガス中での摩耗損傷に対する対策も十分ではない。

本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、鋼中に侵入する水素による組織変化と、摩耗損傷との両方を抑え、水素ガス中でも十分に使用可能な転がり軸受を提供することを目的とする。

本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、上記課題を解決するには、内外輪を構成する鋼材組成、更には軌道面から所定の深さにおける硬さや圧縮残留応力、ＣやＣｒの含有量、残留オーステナイト量を規定することが有効であることを見出し、本発明を完成するに至った。即ち、本発明は下記の水素ガス雰囲気用転がり軸受を提供するものである。

（１）水素ガスと接触する環境で使用され、内輪と外輪との間に、保持器により複数の転動体を転動自在に保持した転がり軸受において、
前記内輪及び前記外輪の少なくとも１つが、
Ｃ：０．１〜０．３質量％、
Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．６〜１．２質量％、
Ｃｒ：２．６〜４．５質量％、
Ｍｏ：０．１〜０．４質量％、
Ｎｉ：０．２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｐ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｏ：２０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物を含有する合金鋼を、浸炭処理または浸炭窒化処理して表面に硬化層を形成してなり、かつ、
軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ（Ｄ：転動体直径）の位置における硬さがＨｖ６５３〜８００で、圧縮残留応力が５０〜３００ＭＰａであり、
更に式（１）及び式（２）を満足することを特徴とする水素ガス雰囲気用転がり軸受。
式（１）：［Ｃｒ］^＊＝［Ｃｒ］−３．５（［Ｃ］−０．０２［γＲ］）
式（２）：０．５［Ｓｉ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｒ］^＊＋０．７［Ｍｏ］≧０．９５
式中［Ｃｒ］：合金鋼中のＣｒ量（質量％）
［Ｓｉ］：合金鋼中のＳｉ量（質量％）
［Ｍｎ］：合金鋼中のＭｎ量（質量％）
［Ｍｏ］：合金鋼中のＭｏ量（質量％）
［Ｃ］：転動体との接触面の表面から０．０１Ｄ位置でのＣ量（質量％）
［γＲ］：転動体との接触面の表面から０．０１Ｄ位置でのγＲ量（体積％）
（２）軌道面の軸方向の粗さが、粗さ曲線の最大高さ（Ｒｐ）で０．５μｍ以下であることを特徴とする上記（１）記載の水素ガス雰囲気用転がり軸受。
（３）転動体が、ステンレス鋼製またはセラミックス製であることを特徴とする上記（１）または（２）記載の水素ガス雰囲気用転がり軸受。

本発明によれば、内外輪を構成する鋼材組成、更には軌道面から所定の深さにおける硬さや圧縮残留応力、ＣやＣｒ量、残留オーステナイト量を規定することにより、鋼中に侵入する水素による組織変化と、摩耗損傷との両方を抑えることができ、寿命を大幅に延長させた転がり軸受を提供することができる。また、粗さを満たす場合は、組織変化をより抑制することができる。

本発明の転がり軸受を製造する際の熱処理パターンの一例を示す図である。本発明の転がり軸受を製造する際の熱処理パターンの他の例を示す図である。本発明の転がり軸受を製造する際の熱処理パターンの更に他の例を示す図である。実施例で得られた、式（２）の値と寿命比との関係を示すグラフである。

以下、図面を参照して本発明を詳細に説明する。

本発明の転がり軸受では、内輪及び外輪の少なくとも一方、好ましくは両方を、下記の元素を含み、残部が鉄及び不可避的不純物を含有する合金鋼製であり、更に浸炭処理または浸炭窒化処理により表面に硬化層を形成する。
Ｃ：０．１〜０．３質量％
Ｓｉ：０．２〜０．５質量％
Ｍｎ：０．６〜１．２質量％
Ｃｒ：２．６〜４．５質量％
Ｍｏ：０．１〜０．４質量％
Ｎｉ：０．２質量％以下（０質量％を含む）
Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）
Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）
Ｐ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）
Ｏ：２０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）

〔Ｃ：０．１〜０．３質量％〕
Ｃは焼入れによって合金鋼の基地組織に固溶し、焼入れ性を向上させる元素である。その含有量は、０．１〜０．３質量％である。Ｃ含有量が０．１質量％未満では、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、Ｃ含有量が０．３質量％を超えると、芯部の靭性が低下してしまう。尚、浸炭処理また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るが、本発明では、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。好ましいＣ含有量は、０．１５〜０．２４質量％である。

〔Ｓｉ：０．２〜０．５質量％〕
Ｓｉは、合金鋼の基地組織に固溶して焼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、水素による組成基変化が遅延されて、内外輪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％である。Ｓｉ含有量が０．２質量％未満では、組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５質量％を超えると、浸炭性及び浸炭窒化性が低下してしまう場合がある。好ましいＳｉ含有量は、０．３〜０．５質量％である。

〔Ｍｎ：０．６〜１．２質量％〕
Ｍｎは、合金鋼中の基地組織に固溶して焼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、水素による組成基変化が遅延されて、内外輪の寿命を延長させる効果をもたらす。更に、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。生成した残留オーステナイトは、合金鋼中の水素の拡散及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、内外輪の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は０．６〜１．２質量％である。Ｍｎ含有量が０．６質量％未満では、残留オーステナイトを生成しやすくする効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．２質量％を超えると、旧オーステナイト粒が粗大したり、残留オーステナイト量が過多になる等して寸法安定性が低下する。好ましいＭｎ含有量は、０．６０〜０．９５質量％である。

〔Ｃｒ：２．６〜４，５質量％〕
Ｃｒは、合金鋼の基地組織に固溶して焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｃと結合して鋼中に炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる効果をもたらす。更に、炭素物と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、内外輪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％である。Ｃｒ含有量が２．６質量％未満では、組織変化を遅延させる効果等が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が４．５質量％を超えると、内外輪の靭性が低下したり、浸炭性及び浸炭窒化性が低下する場合がある。また、素材のコストアップにもなり、焼入れ温度を高くしないと所定の硬さを得られず、生産コストアップにもなる。好ましいＣｒ含有量は、２．９〜４．０質量％である。

〔Ｍｏ：０．１〜０．４質量％〕
Ｍｏは、合金鋼の基地組織に固溶して焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させる元素である。また、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内外輪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％である。Ｍｏ含有量が０．１質量％未満では、組織変化を遅延させる効果等が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４質量％を超えると、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生産性を低下させる。好ましいＭｏ含有量は、０．２０〜０．３５質量％である。

〔Ｎｉ：０．２質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｎｉは、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼入れ性を向上させる効果と、マルテンサイトを安定化させる効果のある元素である。更に、その添加により靭性が向上する。その含有量は、０．２質量％以下である。Ｎｉ含有量が多いほどこの効果がより高まるが、Ｎｉは高価であり、鋼材コストを上昇させるため、積極的には添加せず、０．２質量％以下とする。

〔Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｃｕは、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼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、０．２質量％以下とする。Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、熱間鍛造性が低下するため、接触的には添加せず、０．２質量％以下とする。

〔Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）〕
ＳはＭｎＳを形成し、合金鋼中で介在物として作用するため、合金鋼中のＳ含有量は少ない方が好ましい。そのため、Ｓ含有量を０．０２質量％以下、好ましくは０．０１２質量％以下とする。

〔Ｐ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｐは結晶粒界に偏析して粒界強度や破壊靭性値を低下させるため、合金鋼中のＰ含有量は少ない方が好ましい。そのため、Ｐ含有量を０．０２質量％以下、好ましくは０．０１２質量％以下とする。
〔Ｏ：２０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）〕
Ｏは、合金鋼中でＡｌ_２Ｏ_３等の酸化物系の非金属介在物を形成する。酸化物系の非金属介在物は剥離の起点となり、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすため少ない方が好ましい。そのため、Ｏ含有量を２０質量ｐｐｍ以下、好ましくは１５質量ｐｐｍ以下とする。

鋼材の合金成分は上記の通りであるが、本発明では更に、転動体直径をＤとするとき、軌道面の表面から深さ０．０１Ｄの位置における硬さ及び圧縮残留応力をそれぞれ下記のように規定する。

〔表面から深さ０．０１Ｄの位置〕
転がり軸受では、軌道輪（内輪及び外輪）と転動体との接触応力によって、接触面直下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、接触面表面のはく離に至ることがある。このせん断応力の分布は、軌道輪と転動体との接触応力と接触面積により決定されるため、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）でせん断応力が大きくなり、その領域を起点としてはく離が生じる。水素による組織変化も同様に、せん断応力が大きくなり、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。この知見を基に、深さ０．０１Ｄ位置における硬さ、圧縮残留応力、Ｃｒ量、Ｃ量及び残留オーステナイト量を規定する。

〔深さ０．０１Ｄ位置の硬さ：Ｈｖ６５３〜Ｈｖ８００〕
水素は合金鋼中を動き回り、応力が高い領域に集積しやすい性質を有している。上述のとおり、深さ０．０１Ｄ位置でせん断応力が大きくなるため、この位置に水素が集積しやすくなる傾向がある。本発明者らが検討したところ、そ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には、この位置での硬さを高め、塑性変性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、深さ０．０１Ｄ位置における硬さをＨｖ（ビッカース硬さ）６５３〜８００（ロックウェル硬さＨＣでは５８〜６４）の範囲することにより、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。

即ち、深さ０．０１Ｄ位置における硬さがＨｖ６５３未満では、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、転動疲労寿命の低下をもたらす。一方、この硬さがＨｖ８００を越えると、靭性が低下してしまう。

尚、深さ０．０１Ｄ位置における硬さをこの範囲にするには、合金鋼の組成とともに、（Ｃ＋Ｎ）含有量と焼入れ・焼戻しの条件を制御することにより実施できる。

〔深さ０．０１Ｄ位置での圧縮残留応力：５０〜３００ＭＰａ〕
上述のとおり、接触面のはく離は深さ０．０１Ｄ位置での水素による組織変化を起点として亀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、組織変化からの亀裂の発生及びその伝播を抑制するため、水素による組織変化の発生を遅延させる効果を有する。このため、深さ０．０１Ｄ位置での圧縮残留応力を５０〜３００ＭＰａとする。

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、この位置での圧縮残留応力が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、逆に亀裂の進展を加速する可能性がある。

尚、この位置での圧縮残留応力をこの範囲にするには、合金鋼の組成とともに、浸炭時間または浸炭窒化時間を調整して、表面化から芯部への（Ｃ＋Ｎ）含有量の傾斜を制御することにより実施できる。

〔式（１）及び式（２）〕
更に、本発明では、式（１）及び式（２）を満足する。
式（１）：［Ｃｒ］^＊＝［Ｃｒ］−３．５（［Ｃ］−０．０２［γＲ］）
式（２）：０．５［Ｓｉ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｒ］^＊＋０．７［Ｍｏ］≧０．９５

式中、［Ｃｒ］は合金鋼中のＣｒ量（質量％）、［Ｓｉ］は合金鋼中のＳｉ量（質量％）、［Ｍｎ］は合金鋼中のＭｎ量（質量％）、［Ｍｏ］は合金鋼中のＭｏ量（質量％）である。また、［Ｃ］は深さ０．０１Ｄ位置でのＣ量（質量％）、［γＲ］は深さ０．０１Ｄ位置でのγＲ量（体積％）である。

本発明者らは、特開２０１２−１６３２０４号公報にて、白色組織はく離寿命に及ぼす合金元素の効果を定量化した。即ち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの各合金元素の添加量の効果の寄与率は、Ｓｉ：Ｍｎ：Ｃｒ：Ｍｎ＝５：２：２：７となる。しかし、ずぶ焼鋼についての関係式であり、肌焼き鋼の場合には下記理由から修正する必要がある。

上述のとおり、炭化物が生成すると基地組織内に固溶していたＣｒが炭化物に取られてしまう。また、炭化物の周囲と、その他の領域で合金成分の分布が不均一になり、疎な領域では十分な組織変化の抑制効果が得られなくなる。一般的な軸受鋼であるＳＵＪ２のようなずぶ焼鋼は、焼入れ前に球状化焼鈍を行っているので微細な炭化物が均一に分布した状態になっているため、上記のような合金成分の分布が不均一になることは殆どない。しかし、肌焼き鋼では、Ｃ濃度の分布や、浸炭または浸炭窒化後の冷却過程の影響で合金成分の分布が不均一になりやすい。特に、Ｃｒが多い肌焼き鋼ではこの現象が顕著になる。

そこで本発明者らは、検討の結果、式（１）で示される［Ｃｒ］^＊を高くするほど、Ｃｒが多い肌焼き鋼でも炭化物の生成を抑制して基地組織に合金成分を均一に、多く固溶させることができることを見出した。具体的には、Ｃｒ含有量が３％の鋼に浸炭窒化後、焼入れ焼戻し処理を行い、Ｃ含有量が１．０％となる位置でのＥＤＳを用いて測定した機知組織の固溶Ｃｒ量と残留オーステナイト量（γＲ）との関係を調査した結果から式（１）の係数を得た。
式（１）：［Ｃｒ］^＊＝［Ｃｒ］−３．５（［Ｃ］−０．０２［γＲ］）

式（１）中の［Ｃｒ］^＊は、深さ０．０１Ｄ位置での基地組織内の近似的な固溶Ｃｒ量であるが、［Ｃｒ］は鋼材の合金成分のＣｒ含有量であり、［Ｃｒ］が多いほど［Ｃｒ］^＊は高くなる。また、［Ｃ］は深さ０．０１Ｄ位置でのＣ含有量であり、Ｃ含有量が多いほど基地組織に固溶しきれなかったＣがＣｒと結合して炭化物として生成するため、Ｃ含有量が低いほど［Ｃｒ］^＊が高くなる。一方、［γＲ］は深さ０．０１Ｄ位置での残留オーステナイト量であり、一般的にＣ含有量を多くしたり、焼入れ温度を高くすることで基地組織への固溶Ｃ量を多くすると、γＲ量も多くなることが知られている。そのため、γＲ量が多いほど［Ｃｒ］^＊は高くなる。

そして、式（１）で求めた値［Ｃｒ］^＊を用いて式（２）を計算することにより、Ｃｒが多い肌焼き鋼では、水素による組織変化型はく離寿命によい相関が得られることを見出した。
式（２）：０．５［Ｓｉ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｒ］^＊＋０．７［Ｍｏ］≧０．９５

つまり、各合金成分量とともに、熱処理品質（Ｃ濃度分布、γＲ値）を適正化することにより式（１）の値［Ｃｒ］^＊（基地組織中の固溶Ｃｒ量）を増やし、式（２）を満たすことで、高い組織変化の抑制効果が得られる。また、式（１）及び式（２）を用いることで、生産性の低下やコストアップの要因となるＳｉ、Ｍｏ、Ｎｉを過剰に添加せずとも十分な長寿命効果を得ることが可能になる。

前述した合金元素の効果は、物理的には複雑であり、（１）式や（２）式のような一次式で表せるものではないが、本発明者らは、白色組織はく離寿命と各合金元素の添加量との関係が、近似的に式（１）や式（２）のような一次式で表すことが可能であることを寿命試験の結果により見出した。

〔深さ０．０１Ｄ位置でのＣ量［Ｃ］〕
尚、式（１）における深さ０．０１Ｄ位置でのＣ量［Ｃ］は、０．５〜１．２質量％が好ましい。［Ｃ］が０．５質量％未満では、十分な硬さが得られない。一方、［Ｃ］が１．２質量％を超えると、例えば焼入れ温度を高くするなど熱処理条件を調整しても、基地組織に固溶しきれなかったＣが炭化物として生成しやすくなり、その際、基地組織内に固溶していたＣｒが炭化物に取られてします。また、炭化物の周辺と、その他の領域とで合金成分の分布が不均一になり、疎な領域では十分な組織変化の抑制効果が得られなくなる。より好ましい［Ｃ］は、０．５〜１．０質量％である。

〔熱処理条件〕
上記の式（１）及び式（２）式を満足するには、例えば下記に示す熱処理を行えばよい。

図１に示すように、先ず、８８０〜１０００℃にて所定時間保持する浸炭処理または浸炭窒化処理、好ましくは浸炭窒化処理を行う。浸炭窒化処理によりＮが基地組織に固溶されると、Ｃ含有量が低い場合でも硬さとγＲ量を高く保つことができる。より好ましくは、Ｎ含有量を０．０５〜０．５０質量％とする。８８０℃未満では、ＣやＮ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、生産性を低下させる。一方、１０００℃を越えると、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）含有量を得るために調整する必要があり、例えばプロパンやブタン等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する。保持時間については、内輪や外輪のサイズに応じて最適な浸炭または浸炭窒化の深さとなるように調整する。

浸炭処理または浸炭窒化処理後に、放冷却する。また、図２に示すように、急冷してもよい。あるいは、図３に示すように、浸炭処理または浸炭窒化処理後に８００〜８８０℃で所定時間保持した後に、急冷してもよい。８００℃未満で保持すると基地組織から析出Ｃによる炭化物が生成する。一方、保持温度が８８０℃を超えると、粗大化した旧オーステナイト粒が次工程の焼入れ処理に影響を及ぼし、組織が粗くなってしまう。尚、保持時間は、内輪や外輪のサイズに応じて最適な浸炭または浸炭窒化の深さとなるように調整する。

次いで、焼入れ処理を行う。その際、内輪や外輪を８２０〜９００℃にて所定時間保持した後、油冷する。焼入れ温度が８２０℃未満では、焼入れ後の硬さが不足する。より好ましくは、基地組織への合金元素を溶け込みやすくするために、８６０℃以上で行う。一方、焼入れ温度が９００℃を超えると、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、靭性の低下をもたらす。尚、焼入れ時間は、内輪や外輪のサイズに応じて最適な浸炭または浸炭窒化の深さとなるように調整する。

但し、浸炭処理または浸炭窒化処理後に８００〜８８０℃で所定時間保持した場合は、この焼入れ処理を行わなくてもよい。

次いで、焼き戻し処理を行う。その際、内輪や外輪を１６０〜２４０℃にて保持した所定時間後、空冷または炉冷する。焼戻し温度が１６０℃未満では、靭性の低下や。合金鋼の組織が水素に対して敏感になり、水素による組織変化が生じやすくなる。一方、焼入れ温度が２４０℃を超えると、残留オーステナイトが分解されて固溶Ｃが析出されるため、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。尚、焼戻し時間は、内輪や外輪のサイズに応じて最適な浸炭または浸炭窒化の深さとなるように調整する。

〔軌道面の軸方向粗さ：Ｒｐで０．５μｍ以下〕
また、得られる軌道面の軸方向の粗さを、粗さ曲線の最大高さ（Ｒｐ）で０．５μｍ以下にすることが好ましい。軌道面に突起があると、金属接触が起こり易くなる。特に水素ガス中で金属接触が起こると、酸化膜が形成されにくいため、金属接触した部分が化学的に活性な新生面になり、凝着摩耗が生じやすくなる。更に、新生面から鋼中に水素が侵入しやすくなるため、組織変化の発生も加速される。通常、粗さの管理には算術平均粗さ（Ｒａ）が用いられるが、水素ガス中での摩耗損傷の生じやすさと算術平均粗さ（Ｒａ）との間に良好な相関が得られない。本発明者らは、突起部の高さを表す「粗さ曲線の最大高さ（Ｒｐ）」を制御することが、水素ガス中での摩耗損傷を制御することに有効であることを見出した。このＲｐが０．５μｍを越えると突起部で金属接触が発生し、軌道面の凝着摩耗及び鋼中への水素侵入が生じやすくなる。

尚、本発明で用いる鋼材は、硬い炭化物を形成して研削性を阻害するので、通常の軸受鋼よりも粗さ曲線の最大高さ（Ｒｐ）が大きくなりやすい。従って、Ｒｐを０．５μｍ以下にするためには、研削の際の砥石の種類、切り込む速度及び周速を好適に選択する必要がある。

〔転動体材料：ステンレス鋼またはセラミックス〕
転動体は軌道輪に比べて損傷を受けにくいため、一般的な軸受鋼や肌焼鋼に浸炭または浸炭窒化処理した鋼材製にすることもできる。しかし、水素ガス圧が高い場合、軌道輪と転動体間の滑りが大きい場合、軸受回転数が高い場合、あるいは軸受が受ける荷重が高い場合など、使用環境が厳しい場合には、ステンレス鋼を用いることが好ましく、Ｃｒを１０．５〜１９．５質量％含有する合金鋼を用いることがより好ましい。Ｃｒは、水素が鋼中に侵入する速度を低下させる効果がある。更に、水素が侵入しても基地組織を安定化させて転がり疲労寿命の低下を抑制する効果もある。Ｃｒ含有量が１０．５質量％未満であるとこのような効果が得られ難い。しかしながら、Ｃｒ含有量が１９．５質量％を超えると、粗大な炭化物が形成されて転がり疲労寿命が低下する場合がある。更に好ましくは、Ｃｒ含有量は１３．４〜１７．４質量％である。また、品質の安定性を考慮する場合は、１０．５〜１３．５質量％とする。

また、転動体を窒化珪素やアルミナ−ジルコニア等のセラミックス製とすることも好ましい。これらのセラミックスは水素による強度低下がなく、耐摩耗性にも優れているため、より好適に使用できる。

尚、本発明において転がり軸受の種類に制限はなく、深溝玉軸受、アンギュラ玉軸受、スラスト玉軸受等の玉軸受、円筒ころ軸受や円錐ころ軸受、自動調心ころ軸受等のころ軸受、あるいはニードル軸受等に適用可能である。また、本発明の転がり軸受には潤滑剤が封入もしくは外部から供給されるが、潤滑剤は潤滑油でもグリースでも構わない。

以下に実施例及び比較例を挙げて本発明を更に説明するが、本発明はこれにより何ら制限されるものではない。

（実施例１〜９、比較例１〜１０）
表１の鋼種Ａ〜Ｍの鋼材を用いて、旋削加工でスラスト玉軸受５１３０５のリングの略形状にした。その後、表２に示すように浸炭処理または浸炭窒化処理を施した。浸炭処理または浸炭窒化処理は、８８０〜１０００℃で、１４時間保持した。また、浸炭工程は、初期からＲＸガスとエンリッチガスの混合ガス雰囲気、浸炭窒化工程は処理からＲＸガスとエンリッチガスとアンモニアガスの混合ガス雰囲気とし、表２のＣ濃度になるようにＣＰ比を調節した。浸炭窒化後の冷却時に保持する場合は、８６０〜８８０℃で１．５時間保持後に油冷した。その後、８００〜９００℃で１．５時間保持してから焼入れを行い、その後１６０〜２４０℃で焼戻しを行った。

その後、研削加工で５１３０５リングの最終形状に仕上げた。また、各リングの硬さや組織特性、表面粗さを表２に示す。

転動体には、表１の鋼種ＮまたはＯ、あるいは窒化珪素（Ｐ）で作製したボールを用いた。そして、５１３０５リング２枚と、ホール３個を組み合わせて転がり疲労試験用のスラスト玉軸受を作製し、下記条件１にて転がり疲労試験を行った。その際、各軸受で３〜５回の転がり疲労試験を行い、累積破損確率が５０％となる寿命（Ｌ５０寿命）を求めた。
＜条件１＞
・雰囲気ガス：水素ガス０．３ＭＰａ
・面圧；３．１ＧＰａ
・回転数：１０００ｍｉｎ^−１
・潤滑油：ＩＳＯ−ＶＧ６８

転がり疲労試験の結果を表２に、比較例１のＬ５０寿命に対する寿命比で示す。尚、比較例１の鋼種Ｈは軸受に一般に用いられているＪＩＳ−ＳＵＪ２である。

表１、２に示すように、実施例１〜９は、軌道輪の合金組成及び深さ０．０１Ｄ位置での硬さ等の熱処理品質が本発明の範囲内であり、水素ガス雰囲気でも長寿命となっている。特に実施例１、２、４、８、９は、試験後の金属組織を観察したところ、白色組織は発生しておらず、特に水素に強い。

これに対し比較例２〜１０は、何れも実施例に比べて転がり寿命が短くなっており、試験後のリング断面の金属組織観察において、水素による組織変化が観察された。その理由はそれぞれ以下の通りと考えられる。

比較例２、３は、合金成分が本発明の範囲外であり、熱処理品質、特に硬さが十分ではなく、転がり軸受寿命が短くなっている。

比較例４〜１０は、式（２）の値が本発明の範囲外であるため、水素による組織変化の遅延効果が十分に得られておらず、転がり寿命が短くなっている。

また、本試験で用いた鋼種類ＮまたはＯのボール、窒化珪素製のボールは、何れもボールの寿命が長く、ボールにはく離は見られなかった。

（実施例１０〜１３）
表１に示す鋼種Ａを用い、表３に示すように浸炭窒化処理及び焼入れ・焼戻し処理して５１３０５リングを作製した。また、ボールは、全て窒化珪素製とした。そして、下記の条件２にて同様の転がり疲労試験を行った。この条件２は条件１よりも水素ガス圧が高く、潤滑油の粘度が低いため、鋼中に侵入する水素量が多くなり、厳しい条件である。結果を表３に、比較例１に対する相対寿命で示す。
＜条件２＞
・雰囲気ガス：水素ガス０．６ＭＰａ
・面圧；３．１ＧＰａ
・回転数：１０００ｍｉｎ^−１
・潤滑油：ＩＳＯ−ＶＧ３２

表３に示すように、実施例１０〜１３では、軸受の軌道輪の粗さが、算術平均粗さＲａでは一定である。しかし、粗さ曲線の最大高さＲｐを変えることによって、転がり疲労試験後に、水素による組織変化が発生したかどうかが変わっている。即ち、粗さ曲線の最大高さＲｐが０．５以下であれば、転がり疲労試験後に、水素による組織変化が発生せず、より好ましい結果となっている。

Claims

水素ガスと接触する環境で使用され、内輪と外輪との間に、保持器により複数の転動体を転動自在に保持した転がり軸受において、
前記内輪及び前記外輪の少なくとも１つが、
Ｃ：０．１〜０．３質量％、
Ｓｉ：０．２〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．６〜１．２質量％、
Ｃｒ：２．６〜４．５質量％、
Ｍｏ：０．１〜０．４質量％、
Ｎｉ：０．２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｐ：０．０２質量％以下（０質量％を含む）、
Ｏ：２０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物を含有する合金鋼を、浸炭処理または浸炭窒化処理して表面に硬化層を形成してなり、かつ、
軌道面の表面から深さ０．０１Ｄ（Ｄ：転動体直径）の位置における硬さがＨｖ６５３〜８００で、圧縮残留応力が５０〜３００ＭＰａであり、
更に式（１）及び式（２）を満足することを特徴とする水素ガス雰囲気用転がり軸受。
式（１）：［Ｃｒ］^＊＝［Ｃｒ］−３．５（［Ｃ］−０．０２［γＲ］）
式（２）：０．５［Ｓｉ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｒ］^＊＋０．７［Ｍｏ］≧０．９５
式中［Ｃｒ］：合金鋼中のＣｒ量（質量％）
［Ｓｉ］：合金鋼中のＳｉ量（質量％）
［Ｍｎ］：合金鋼中のＭｎ量（質量％）
［Ｍｏ］：合金鋼中のＭｏ量（質量％）
［Ｃ］：転動体との接触面の表面から０．０１Ｄ位置でのＣ量（質量％）
［γＲ］：転動体との接触面の表面から０．０１Ｄ位置でのγＲ量（体積％）
軌道面の軸方向の粗さが、粗さ曲線の最大高さ（Ｒｐ）で０．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の水素ガス雰囲気用転がり軸受。