JP2017043800A - 熱処理方法、及び転がり軸受用部材 - Google Patents

Abstract

【課題】鋼材の疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させる。【解決手段】鋼材に対して浸炭処理を行うと共に、この浸炭処理に続けて前記鋼材に対して脱炭窒化処理を行ってから焼入れを行う（第一工程）。第一工程を終えて焼入れした鋼材を軟化させるための熱処理を行う（第二工程）。第一工程では、浸炭処理の後に鋼材の表層に炭化物を析出させないで脱炭窒化処理を開始する。浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行う。【選択図】 図２

Description

本発明は、鋼材に対する熱処理方法、及び転がり軸受用部材に関する。

転がり軸受の軌道輪及び転動体の素材（材料）として、ＳＣｒ４２０やＳＮＣＭ４２０等の鋼材が用いられているが、これら軌道輪及び転動体は互いに大きな荷重で接触（転がり接触）することから、転がり疲労寿命及び耐摩耗性を可及的に向上させる必要がある。

軌道輪において、転がり疲労寿命を向上させるためには、せん断応力発生層における硬さの向上、残留オーステナイトの増加、残留圧縮応力の付与が有効とされており、また、耐摩耗性を向上させるためには、表層の高硬度窒化物や高硬度炭窒化物の増加が有効とされている。
そして、このような軸受用部材において転がり疲労寿命や耐摩耗性を確保するための熱処理技術として、例えば、特許文献１（表１のＣ−３）では、ＳＣｒ４２０を予め浸炭焼入れしたものを素材として、脱炭雰囲気中で焼入れする処理が行われている。

特開２００２−２０６５２３号公報

しかし、従来の熱処理（浸炭焼入れ処理）では、軌道輪の表層とせん断応力発生層との両領域において、熱処理性状を最適化することは困難であった。具体的に説明すると、転がり疲労寿命を確保するためには、炭素を深部まで侵入させ拡散させる必要があるが、この場合、必然的に表層の炭素固溶量も多くなるため、窒素の侵入が阻害され、表層の窒素濃度が充分に得られず、窒化物や炭窒化物の析出量が少なくなって耐摩耗性を向上させることができない。
また、表層における窒化物や炭窒化物の析出量を増加させるために窒素濃度を増加させると、多量に析出する窒化物や炭窒化物によって炭素の侵入が阻害され、せん断応力発生層まで炭素を充分拡散させることができない。

このように、せん断応力発生層における硬さを高めようとすると、表層における窒化物や炭窒化物の析出が少なくなり、そして、表層における窒化物や炭窒化物の析出を増加させようとすると、せん断応力発生層における炭素量の増加が困難となる。つまり、従来の熱処理では、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることはできない。

なお、特許文献１（表１のＣ−３）の場合、表面における炭素濃度が０．７２％であるが、窒素濃度が０．２１％であって低く、表層における耐摩耗性について期待できない。このような濃度分布となる理由は、特許文献１の場合、鋼材（ＳＣｒ４２０）を浸炭焼入れして表面の炭素濃度を１％程度に高めたものを素材とし、この素材を脱炭雰囲気中で加熱して焼入れしているためである。つまり、鋼材を浸炭焼入れすることにより、一旦、表層に炭化物を析出させた状態とし、その後で、脱炭雰囲気で焼入れを行っているためであり、この場合、効果的に脱炭させるためには、一旦析出した炭化物がマトリクス中に溶け込む必要がある。このように表層に炭化物が析出していることから脱炭の作用が弱く、この結果、窒素の侵入が阻害され窒化物や炭窒化物の析出量が少なくなり、表面における窒素濃度が低くなる。

そこで、本発明は、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる熱処理方法、及び、転がり疲労寿命と耐摩耗性とを共に向上させた転がり軸受用部材を提供することを目的とする。

本発明の熱処理方法は、鋼材に対して浸炭処理を行うと共に、当該浸炭処理に続けて前記鋼材に対して脱炭窒化処理を行ってから焼入れを行う第一工程と、当該第一工程を終えて焼入れした鋼材を軟化させるための熱処理を行う第二工程と、を含み、前記第一工程では、前記浸炭処理の後に前記鋼材の表層に炭化物を析出させないで前記脱炭窒化処理を開始し、前記浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定したカーボンポテンシャルで前記脱炭窒化処理を行う。

本発明によれば、浸炭処理によって表層から深い領域まで浸炭させ、深い領域での硬さを高めることが可能となり、そして、この浸炭後に表層の脱炭を促しつつ窒化する脱炭窒化処理を行うことで、鋼材の表層において高硬度の窒化物や炭窒化物が析出され、しかも、その増加が可能となる。特に、浸炭処理の後に鋼材の表層に炭化物を析出させないで脱炭窒化処理を開始している。つまり、浸炭処理の後に焼入れを行わずに脱炭窒化処理を行っている。これにより、脱炭窒化処理前において鋼材の表層に炭化物を析出させておらず、炭素はマトリクス中に溶け込んだ状態にあるため、容易に脱炭され、表層における炭素濃度を低下させ、その代わりに窒素濃度を高めることが可能となる。また、脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルが、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定されていることで、脱炭効果を高めることができる。以上より、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる。

また、前記第一工程では、前記浸炭処理と前記脱炭窒化処理とを所定の温度以上を確保して続けて行うことで、当該浸炭処理の後に前記鋼材の表層において炭化物を析出させないで当該脱炭窒化処理を開始させることができる。
なお、前記「所定の温度」は、例えば、第一工程における焼入れ温度とすることができる。

また、前記浸炭処理を終えた鋼材の表層の炭素量よりも低いカーボンポテンシャルで前記脱炭窒化処理を行うのが好ましい。これにより、脱炭効果を高めることができる。
また、カーボンポテンシャルが０．３％未満である雰囲気で前記脱炭窒化処理を行うのが好ましい。これにより、脱炭効果を高めることができる。

また、前記鋼材は、炭素量が０．１〜０．５質量％であるものとすることができる。この場合、熱処理の対象となる鋼材が低炭素鋼や中炭素鋼であっても、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる。

また、本発明は、表面から所定深さまでの表層と、当該表層から更に所定深さまでのせん断応力発生層と、を有する転がり軸受用部材であって、前記表層は、窒素濃度が炭素濃度よりも高くなっている部分を有し、前記せん断応力発生層は、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている部分を有している。
本発明によれば、転がり軸受用部材において、転がり疲労寿命と耐摩耗性とを共に向上させることが可能となる。

本発明の熱処理方法によれば、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる。
また、本発明の転がり軸受用部材によれば、転がり疲労寿命と耐摩耗性とを共に向上させることが可能となる。

転がり軸受の断面図である。 熱処理方法の説明図である。 熱処理の対象とする鋼材の成分を示す説明図である。 実施例Ａ（実施例Ｄ、Ｆ）の熱処理方法である。 実施例Ｂの熱処理方法である。 実施例Ｃ（実施例Ｅ、Ｇ）の熱処理方法である。 比較例Ａ（比較例Ｄ、Ｅ）の熱処理方法である。 比較例Ｂの熱処理方法である。 比較例Ｃの熱処理方法である。 実施例、比較例の性状を示す説明図である。 実施例、比較例の摩耗量と転がり疲労寿命を評価した結果を示している説明図である。 実施例に係る転がり軸受用部材の炭素・窒素濃度分布を示す説明図である。 従来の転がり軸受用部材の炭素・窒素濃度分布を示す説明図である。

以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。
〔転がり軸受について〕
図１は、転がり軸受の断面図である。この転がり軸受１０は、内輪１１と、外輪１２と、これら内輪１１と外輪１２との間に介在している複数の転動体とを有している。図１に示す転がり軸受１０では、前記転動体が玉１３であり、転がり軸受１０は玉軸受である。また、転がり軸受１０は、複数の玉１３を保持する環状の保持器１４を更に有している。

内輪１１、外輪１２、及び玉１３の各転がり軸受用部材は、低炭素鋼又は中炭素鋼等の鋼材を素材としたものであり、この素材に対して下記の熱処理が行われて製造されている。なお、保持器１４については、鋼製であってもよく、樹脂製であってもよい。

〔熱処理方法について〕
図２は、熱処理方法の説明図である。この熱処理方法は、第一工程と第二工程とを含む。第一工程では、前記鋼材に対して浸炭処理を行うと共に、この浸炭処理に続けて前記鋼材に対して脱炭窒化処理を行ってから焼入れを行う。第二工程では、第一工程を終えて焼入れした鋼材を軟化させるための熱処理を行う。

更に説明すると、第一工程では、浸炭処理の後に鋼材の表層において炭化物を析出させないで脱炭窒化処理を開始する。そして、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行う。つまり、第一工程では、浸炭処理と脱炭窒化処理とを所定の温度以上を確保して続けて行うことで、浸炭処理の後に鋼材の表層において炭化物を析出させないで脱炭窒化処理を開始させている。なお、前記「所定の温度」は、第一工程における焼入れ温度であり、例えば、８３０〜９３０℃である。以下の実施例では前記「所定の温度」は８６０℃であり、浸炭処理と脱炭窒化処理とが８６０℃以上に保たれて続けて行われる。

本実施形態の第二工程では、前記鋼材を軟化させるための処理として、焼戻し処理が行われる。

〔実施例及び比較例について〕
実施例Ａ〜Ｇ、比較例Ａ〜Ｅについて説明する。これら実施例及び比較例それぞれにおいて熱処理の対象とする鋼材の成分を図３に示す。実施例Ａ〜Ｃ及び比較例Ａ〜ＣではＳＣｒ４２０（低炭素鋼）であり、実施例Ｄ，Ｅ及び比較例ＤではＳＣＭ４２０（低炭素鋼）であり、実施例Ｆ，Ｇ及び比較例ＥではＳＮＣＭ４２０（低炭素鋼）である。

〔実施例Ａ〕
図４に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．２とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を３％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図２に示す方法で熱処理し終えた鋼材（実施例Ａ）の性状を図１０に示す。

前記実施例Ａの熱処理方法（図４参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ａでは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ａに示すように表層における析出物面積率が２９％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。なお、図１０に示す析出物面積率は、表層の範囲内における表面から所定深さの位置（１０μｍ程度の深さ位置）で、ある領域を１００％とした場合に、その領域中に存在する析出物の面積の比率である。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７４０ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｂ〕
図５に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．２５とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を２％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図４に示す方法で熱処理し終えた鋼材（実施例Ｂ）の性状を図１０に示す。

前記実施例Ｂの熱処理方法（図５参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２５」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ａでは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２５／２＝０．６２５）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｂに示すように表層における析出物面積率が２０％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７０２ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｃ〕
図６に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．０とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を３％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図６に示す方法で熱処理し終えた鋼材（実施例Ｃ）の性状を図１０に示す。

前記実施例Ｃの熱処理方法（図６参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．０」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ａでは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．０／２＝０．５）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｃに示すように表層における析出物面積率が２７％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７２３ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｄ〕
実施例Ｄの熱処理方法は、図４に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が実施例Ａと異なる（実施例ＤがＳＣＭ４２０、実施例ＡがＳＣｒ４２０）。実施例Ｄの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
実施例Ｄの熱処理方法（図４参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ｄでは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｄに示すように表層における析出物面積率が２５％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７２７ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｅ〕
実施例Ｅの熱処理方法は、図６に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が実施例Ｃと異なる（実施例ＥがＳＣＭ４２０、実施例ＣがＳＣｒ４２０）。実施例Ｅの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
実施例Ｅの熱処理方法（図６参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ｅは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｅに示すように表層における析出物面積率が２３％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７０９ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｆ〕
実施例Ｆの熱処理方法は、図４に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が実施例Ａと異なる（実施例ＦがＳＮＣＭ４２０、実施例ＡがＳＣｒ４２０）。実施例Ｆの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
実施例Ｆの熱処理方法（図４参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例Ｆでは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｆに示すように表層における析出物面積率が２１％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７３８ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔実施例Ｇ〕
実施例Ｇの熱処理方法は、図６に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が実施例Ｃと異なる（実施例ＧがＳＮＣＭ４２０、実施例ＣがＳＣｒ４２０）。実施例Ｇの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
実施例Ｇの熱処理方法（図６参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０」としている。つまり、実施例ＤＥは、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャル（０）で脱炭窒化処理を行っている。このため、脱炭効果が高く、図１０の実施例Ｇに示すように表層における析出物面積率が２３％と高い。このため、表層における耐摩耗性を向上させることができる。また、最大せん断応力発生深さ（本実施形態では１００μｍ）におけるビッカース硬さとして７２０ＨＶの高い値が得られており、転がり疲労寿命を向上させることができる。

〔比較例Ａ〕
図７に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．２とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．１とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を３％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図７に示す方法で熱処理し終えた鋼材（比較例Ａ）の性状を図１０に示す。

前記比較例Ａの熱処理方法（図７参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「１．１」としており、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行っていない。すなわち、一般的な浸炭窒化と同様の処理となっており、このため、脱炭効果が低く、窒素の侵入が阻害され、図１０の比較例Ａに示すように表層における析出物面積率が５％と低い。

〔比較例Ｂ〕
図８に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．２とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．８とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を０％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図８に示す方法で熱処理し終えた鋼材（比較例Ｂ）の性状を図１０に示す。

前記比較例Ｂの熱処理方法では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「０．８」としており、比較例Ａよりも脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを小さくしているが、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行っていない。このため、脱炭効果が低く、また、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を０％としていることから、一般的な浸炭と同様の処理となっており、図１０に示すように表層における析出物面積率が１％未満と低い。

〔比較例Ｃ〕
図９に示すように、第一工程において、浸炭処理では、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を９３０℃とし、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．６とし、前記浸炭温度での保持時間を６時間としている。その後、脱炭窒化処理では、脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８６０℃とし、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．６とし、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を７％とし、前記脱炭窒化温度での保持時間を３時間としている。そして、焼入れを行う。
その後、第二工程において、温度を１８０℃、時間を２時間とする焼戻しを行う。
この図９に示す方法で熱処理し終えた鋼材（比較例Ｃ）の性状を図１０に示す。

前記比較例Ｃの熱処理方法では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「０．６」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルについても「０．６」としており、カーボンポテンシャルが同じである。つまり、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（０．６／２＝０．３）以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行っていない。このため、脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を７％と高く設定しているにも関わらず、脱炭効果が低いことから、図１０に示すように表層における析出物面積率が１８％と低い。また、浸炭処理でのカーボンポテンシャルは、脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルと同じであり、低いことから、せん断応力発生層において充分に炭素を侵入させ拡散させることができず、最大せん断応力発生深さにおけるビッカース硬度が５１２ＨＶと小さくなっている。

〔比較例Ｄ〕
比較例Ｄの熱処理方法は、図７に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が比較例Ａと異なる（比較例ＤがＳＣＭ４２０、比較例ＡがＳＣｒ４２０）。比較例Ｄの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
比較例Ｄの熱処理方法（図７参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「１．１」としており、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行っていない。すなわち、一般的な浸炭窒化と同様の処理となっており、このため、脱炭効果が低く、窒素の侵入が阻害され、図１０の比較例Ｄに示すように表層における析出物面積率が９％と低い。

〔比較例Ｅ〕
比較例Ｅの熱処理方法は、図７に示す方法と同じであり、熱処理の対象とする鋼材が比較例Ａと異なる（比較例ＥがＳＮＣＭ４２０、比較例ＡがＳＣｒ４２０）。比較例Ｅの熱処理を終えた鋼材の性状を図１０に示す。
比較例Ｅの熱処理方法（図７参照）では、浸炭処理でのカーボンポテンシャル「１．２」に対して、その後の脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルを「１．１」としており、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２（１．２／２＝０．６）以下に設定したカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行っていない。すなわち、一般的な浸炭窒化と同様の処理となっており、このため、脱炭効果が低く、窒素の侵入が阻害され、図１０の比較例Ｄに示すように表層における析出物面積率が７％と低い。

図１１は、前記実施例Ａ〜Ｇ及び前記比較例Ａ〜Ｅそれぞれの摩耗量（耐摩耗性）と転がり疲労寿命とを評価した結果（試験結果）を示している。なお、図１１では、比較例Ａを基準としている。つまり比較例Ａの摩耗量及び転がり疲労寿命を「１」とし、この比較例Ａとの比を表している。実施例Ａ〜Ｇは、比較例Ａと比べて摩耗量が少なくなっており、また、転がり疲労寿命も伸びている。

なお、前記摩耗量（耐摩耗性）を評価するために行った摩耗試験の条件は、次のとおりである。実施例及び比較例それぞれの熱処理方法で得られた鋼材は、外径３０ミリ、内径１６ミリ、幅８ミリの円筒部材（テストピース：評価材）とされており、これを円筒状である相手部材（鋼材）に対して外周面同士で接触させ、相互を回転させる。円筒部材と相手部材との接触圧を１．５ＧＰａ、回転数を１００ｒｐｍ、２ｃｃ／分の油滴による潤滑環境とし、滑り率９．１％の条件で円筒部材の摩耗試験を行った。そして、８時間後の円筒部材の重量変化量を摩耗量として評価した。
また、前記転がり疲労寿命を評価するために行った転がり疲労試験の条件は、次のとおりである。試験軸受を６２０６とし、外輪及び玉をＳＵＪ２とし、内輪を実施例及び比較例それぞれの熱処理方法で得られた軌道輪としている。そして、次の条件で内輪のはく離寿命を評価した。ラジアル荷重Ｆｒを９ｋＮ（０．４６Ｃｒ）、軸受の回転数を２５００ｒｐｍ、タービン油♯６８により潤滑（油温７０℃）、最大接触面圧（内輪）を２．８４ＧＰａ、動的せん断応力の最大値及びその深さ（内輪）を７０８ＭＰａ及び１００μｍとした。

〔熱処理の対象とする鋼材について〕
以上のように、図１に示す内輪１１、外輪１２、及び玉１３の各転がり軸受用部材は、炭素を含む鋼材を素材としたものであり、この素材に対して熱処理が行われる。前記実施例では軸受用部材の素材をＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ４２０としたが、それ以外であってもよい。つまり、熱処理が行われる対象となる鋼材は、０．１〜０．５質量％の炭素、０．３５質量％以下のケイ素、０．３〜１．７質量％のマンガン、０．０３質量％以下のリン、０．０３質量％以下の硫黄、和が０．５質量％よりも多く４．５質量％未満となるクロムとモリブデンを含み、残部が鉄および不可避不純物であるものとすることができる。

炭素について、熱処理後に必要となる心部硬さを得るためには０．１質量％以上であるのが好ましい。しかし、多すぎると硬さが高くなり過ぎ、鍛造性や切削性といった加工性が悪化することから０．５質量％以下としている。
ケイ素について、鋼の製錬時における脱酸に必要な元素であるため，少量の添加は不可欠であるが，多すぎると硬さが高くなり過ぎ、鍛造性や切削性といった加工性が悪化することから０．３５質量％以下としている。
マンガンについては、焼入れ性を高め、焼入れ後の心部硬さや、せん断応力発生層まで十分な硬さを得ることができ、更にオーステナイトを安定化させることができる元素である。せん断応力発生層まで必要な残留オーステナイト量を得るために０．３質量％以上とするのが好ましい。しかし、多すぎると、鍛造性や切削性といった加工性が悪化するとともに、焼入れ後の表層の残留オーステナイト量が増加しすぎて耐摩耗性が低下するため、１．７質量％以下としている。
リンについて、不純物であり、可能な限り低いほうが好ましい。オーステナイト粒界に偏析することで靭性を低下させるため，０．０３質量％以下としている。
硫黄について、不純物であり、可能な限り低いほうが好ましい。鋼中の酸素と結合して酸化物を形成し、靭性の低下や転動時にはく離の起点となり寿命を低下させるため、０．０３質量％以下としている。
クロムとモリブデンの和について、クロムとモリブデンは炭素や窒素と容易に結合し、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成する。目的とする耐摩耗性を得るために必要な析出物面積率を確保するために、前記和を０．５質量％以上とするのが好ましい。なお、多すぎると材料コストが上昇するとともに、素材の硬さが高くなり過ぎ鍛造性や切削性といった加工性が悪化する。さらに，上記析出物が粗大化し、転動時にはく離の起点となり寿命を低下させるため、前記和を４．５質量％%以下としている。

〔本発明の熱処理方法について〕
図２を参照して、浸炭時の保持温度（浸炭温度）を８３０〜９８０℃とし、この浸炭温度での保持時間（浸炭時間）を３時間以上としている。浸炭温度が低すぎると、炭素の鋼中の拡散速度が遅くなり、せん断応力が発生する所定の深さまで炭素を侵入させるために必要な処理時間が長くなり、この結果、熱処理コストが大きくなる。一方、浸炭温度が高すぎると、結晶粒が粗大化するため、降伏点が下がり、部品の強度が低下する。したがって、浸炭温度は８３０〜９８０℃とするのが好ましい。また、浸炭時間は、鋼中に十分な炭素を侵入させるために３時間以上とするのが好ましい。なお、浸炭時間は長いほど炭素の拡散が進むため、必要に応じて長くすることが可能である。

浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．７〜１．４としている。浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルが低すぎれば、せん断応力が発生する所定の深さにおける炭素濃度が０．８％未満となり、硬さ、残留γ量、残留圧縮応力が低下し、この結果、転がり疲労寿命が低下する。一方、カーボンポテンシャルが高すぎると、表層の炭素濃度が高くなり、応力集中源となる粗大な炭化物を形成するため部品の寿命が低下する。したがって、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．７〜１．４としている。

脱炭窒化時の保持温度（脱炭窒化温度）を８３０〜９３０℃とし、脱炭窒化での保持時間（脱炭窒化時間）を２〜４時間としている。脱炭窒化温度が低すぎると、表層に粗大な窒化物や炭窒化物が形成されるため、部品の寿命が低下する。一方、脱炭窒化温度が高すぎると、雰囲気中のアンモニアの分解量が多くなり、表層の窒素濃度が０．８％未満となって、耐摩耗性が低下する。したがって、脱炭窒化温度を８３０〜９３０℃とするのが好ましい。また、脱炭窒化時間が短すぎると、表層の窒素濃度が０．８％未満となって、耐摩耗性が低下する。一方、脱炭窒化時間が長すぎると、脱炭深さが深くなり、せん断応力が発生する深さの炭素濃度が低下する。したがって、脱炭窒化時間を２〜４時間とするのが好ましい。

脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．７以下としている。これは十分な脱炭効果を得るためである。なお、脱炭効果の向上のため、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルの１／２以下としており、例えば、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルが１．４である場合は、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．７以下とし、また、浸炭雰囲気中のカーボンポテンシャルが０．７である場合は、脱炭窒化雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．３５以下とする。

また、脱炭窒化処理におけるカーボンポテンシャルについて更に説明すると、脱炭効果を高める観点から、浸炭処理を終えた鋼材の表層の炭素量よりも低いカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行うのが好ましい。例えば、浸炭処理を終えた鋼材の表層の炭素量が１％である場合、これより低いカーボンポテンシャルで脱炭窒化処理を行うのが好ましい。特に、前記実施例Ａ〜Ｇに示すように、カーボンポテンシャルが０．３％未満である雰囲気で脱炭窒化処理を行うのが好ましい。

脱炭窒化雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度を２〜１０％としている。脱炭窒化雰囲気中のアンモニア濃度が低すぎると、表層の窒素濃度が０．８％以下となり、耐摩耗性の向上が望めない。一方、脱炭窒化雰囲気中のアンモニア濃度が高すぎると、表層に粗大な窒化物が形成するため、部品の寿命が低下する。したがって、脱炭窒化雰囲気中のアンモニア濃度を２〜１０％としている。

焼入れ温度を８３０〜９３０℃とし、焼入れ温度での保持時間を１時間以内としている。焼入れ温度が低すぎると，マトリクス中に十分な炭素量を固溶させることができず、硬さが低下する。これに対して、焼入れ温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、結晶粒界に沿った粗大な析出物が生成しやすくなり、転がり軸受用部材としての機能を低下させる。したがって、焼入れ温度を８３０〜９３０℃とするのが好ましい。なお，焼入れ温度での保持時間は、部品全体が所定の焼入れ温度になるために必要な時間以上であればよいが、１時間以上の保持は結晶粒の粗大化をもたらす。したがって，焼入れ温度での保持時間を１時間以内とするのが好ましい。

焼戻し温度を１５０〜２００℃とし、焼戻し時間を０．５〜４時間としている。焼戻し温度が低すぎると、十分な靭性を得ることができない。これに対して、焼戻し温度が高すぎると、硬さが低下し、耐摩耗性と転がり疲労寿命が低下する。したがって、焼戻し温度を１５０〜２００℃とするのが好ましい。また、焼戻し温度での保持時間が短すぎると、十分な靭性を得ることができない。これに対して、焼戻し温度での保持時間が長すぎると、硬さが低下し、耐摩耗性と転がり疲労寿命が低下し、さらに熱処理コストが増加する。したがって、焼戻し温度での保持時間を０．５〜４時間とするのが好ましい。

以上、本実施形態の熱処理方法によれば、第一工程において、浸炭処理により、表層からせん断応力発生層まで浸炭させ、最大せん断応力発生深さでの硬さを高めることが可能となり、そして、この浸炭後に表層の脱炭を促しつつ窒化する脱炭窒化処理を行うことで、特殊な鋼材を使用しなくても、つまり、一般的な（安価な規格材である）低炭素鋼や中炭素鋼であっても、その鋼材の表層において主にクロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）から形成される高硬度の窒化物や炭窒化物が析出され、しかもその増加が可能となる。特に、浸炭処理の後に鋼材の表層に炭化物を析出させないで脱炭窒化処理を開始している。つまり、浸炭処理の後に焼入れを行わずに脱炭窒化処理を行っている。これにより、脱炭窒化処理前において鋼材の表層に炭化物を析出させておらず、炭素はマトリクス中に溶け込んだ状態にあるため、容易に脱炭され、表層における炭素濃度を大きく低下させ、その代わりに窒素濃度を高めることが可能となる。
また、脱炭窒化処理でのカーボンポテンシャルが、浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定されていることで、脱炭効果を高めることができる。以上の熱処理方法によって得られる転がり軸受用部材では、転がり疲労寿命の向上と、耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる。

そして、前記実施例では、鋼材の炭素量が０．１〜０．５質量％である（つまり、低炭素鋼又は中炭素鋼である）。このように熱処理の対象が低炭素鋼や中炭素鋼であっても、転がり疲労寿命の向上と耐摩耗性の向上とを両立させることが可能となる。

なお、前記特許文献１の場合、鋼材（ＳＣｒ４２０）を予め浸炭焼入れして表面の炭素濃度を１％程度に高めたものを素材として、この素材を脱炭雰囲気中で加熱して焼入れしている。つまり、鋼材を浸炭焼入れすることにより、一旦、炭化物を析出させた状態とし、そして、常温まで温度が下がってから、脱炭雰囲気で焼入れを行っている。このため、脱炭を効果的に行わせるためには、一旦析出した炭化物がマトリクス中に溶け込む必要がある。このように表層に炭化物が析出していることから脱炭の作用が弱く、この結果、窒素の侵入が阻害され、表面における窒素濃度が低くなり、耐摩耗性を十分に向上させることができない。

〔前記実施例により製造される転がり軸受用部材について〕
前記実施例により製造される内輪１１及び外輪１２（転がり軸受用部材）の軌道部は、表層（極表層）、せん断応力発生層（動的せん断応力発生層）、及び内部の三層を有しており、前記実施例の熱処理方法によって、各層において熱処理品質が適正化されたものとなっている。

表層は、表面から深さ２０μｍまでの範囲と定義することができ、窒素濃度が０．８質量％以上であり、比較例より高硬度の窒化物や炭窒化物の析出量を増加させることができる。つまり、析出物面積率を２０〜３０％とすることができる。そして、硬さは７４０ＨＶ以上を確保することができ、これにより耐摩耗性が向上する。このように、表層では、窒化物や炭窒化物を多く析出させることで析出強化が実現されている。

せん断応力発生層は、表面からの深さが２０μｍから３００μｍまでの範囲と定義することができ、炭素濃度が０．８質量％以上であり、硬さは７００ＨＶ以上、残留オーステナイト量（残留γ量）が２５％以上であり、残留圧縮応力が１５０ＭＰａ以上とされており、転がり疲労寿命を向上させている。このように残留オーステナイト、残留圧縮応力の付与による相変態強化が実現されている。

内部は、せん断応力発生層よりも更に鋼材中央側の範囲と定義することができ、ここでは、通常の低炭素マルテンサイトとフェライト組成となっている。

そして、前記のとおり実施例の熱処理方法では、低炭素鋼（中炭素鋼）に対して浸炭処理を行って、せん断応力発生層まで炭素を侵入させた後に、アンモニア雰囲気に切り換え、窒化焼入れを行うが、この窒化焼入れの際のカーボンポテンシャルをゼロ又はゼロに近い値（０．３％未満）に設定する。これにより、表層の脱炭が促されることで窒素の侵入量が増え、従来の浸炭窒化と比較して表層における窒素濃度を高めることが可能となる。

実施例に係る転がり軸受用部材の炭素・窒素濃度分布を図１２に示す。図１２に示すように、実施例に係る転がり軸受用部材（内輪１１及び外輪１２）は、表面から所定深さまでの表層２１と、この表層２１から更に所定深さまでのせん断応力発生層２２と、このせん断応力発生層２２よりも更に深い領域の内部２３とを有している。そして、
表層２１は、窒素濃度が炭素濃度よりも高くなっている部分を有している。図１２に示す形態では、表層２１の全てにおいて、窒素濃度が炭素濃度よりも高くなっている。そして、せん断応力発生層２２は、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている部分を有している。図１２に示す形態では、窒素が含まれる領域の全範囲で、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている。

実施例では、せん断応力発生層２２に、硬さ、残留オーステナイト、残留圧縮応力が確保されている炭素リッチ層が形成されており、表層２１において、高硬度の窒化物や炭窒化物の析出量を増加させた窒素リッチ層が形成されている。そして、これら二層の領域を形成するために、第一工程において、浸炭処理後に表層の脱炭を促しつつ窒化する熱処理が行われる。
このような転がり軸受用部材（内輪１１及び外輪１２）によれば、転がり疲労寿命と、耐摩耗性とを共に向上させることが可能となる。

なお、図１３は、従来の転がり軸受用部材の炭素・窒素濃度分布を示している。図１３に示すように、せん断応力発生層２２では炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている。そして、表層２１では、実施例と反対に、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている。なお、図１０に示す比較例Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｅにおいても、表層では、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている。更に、図１０に示すように、実施例では、最大せん断応力発生深さにおける炭素濃度（炭素量）が、表層２１における炭素濃度（炭素量）よりも高く（多く）なっている。これにより、転がり疲労寿命を高くすることが可能となる。これに対して、比較例では、反対に、最大せん断応力発生深さにおける炭素濃度（炭素量）が、表層２１における炭素濃度（炭素量）よりも低く（少なく）なっている。特に比較例Ｃでは最大せん断応力発生深さにおける炭素濃度が低く、硬さも低い。このため、図１１に示すように、比較例Ｃでは転がり疲労寿命が極めて短くなっている。

以上のとおり開示した実施形態はすべての点で例示であって制限的なものではない。
前記実施例の熱処理方法では、脱炭窒化処理の際、窒化効率の向上のために浸炭処理よりも温度を下げている（９３０℃から８６０℃へ下げている）が、浸炭処理と脱炭窒化処理とを同じ温度としてもよい。

また、前記実施形態では転がり軸受が玉軸受である場合について説明したが、ころ軸受やその他の構造の軸受であってもよい。
更に、前記熱処理方法は、転がり軸受の内輪１１、外輪１２及び転動体のために用いられる以外に、自動車用のハブユニット、変速機、等速ジョイント、ギア、ピストンピン等の疲労寿命と耐摩耗性との両者を向上させる必要がある機械部品の熱処理に適用可能である。
また、熱処理の対象となる鋼材は、低炭素鋼（例えばＳＣｒ４２０）及び中炭素鋼（例えばＳＣｒ４４０）以外であってもよく、高炭素鋼（ＳＵＪ２等）や、その他の軸受用鋼材であってもよい。

１０：転がり軸受 １１：内輪 １２：外輪
１３：玉 １４：保持器 ２１：表層
２２：せん断応力発生層 ２３：内部

Claims (6)

1. 鋼材に対して浸炭処理を行うと共に、当該浸炭処理に続けて前記鋼材に対して脱炭窒化処理を行ってから焼入れを行う第一工程と、
   当該第一工程を終えて焼入れした鋼材を軟化させるための熱処理を行う第二工程と、を含み、
   前記第一工程では、前記浸炭処理の後に前記鋼材の表層に炭化物を析出させないで前記脱炭窒化処理を開始し、前記浸炭処理でのカーボンポテンシャルの１／２以下に設定したカーボンポテンシャルで前記脱炭窒化処理を行う、熱処理方法。
2. 前記第一工程では、前記浸炭処理と前記脱炭窒化処理とを所定の温度以上を確保して続けて行うことで、当該浸炭処理の後に前記鋼材の表層において炭化物を析出させないで当該脱炭窒化処理を開始させる、請求項１に記載の熱処理方法。
3. 前記浸炭処理を終えた鋼材の表層の炭素量よりも低いカーボンポテンシャルで前記脱炭窒化処理を行う、請求項１又は２に記載の熱処理方法。
4. カーボンポテンシャルが０．３％未満である雰囲気で前記脱炭窒化処理を行う、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱処理方法。
5. 前記鋼材の炭素量は０．１〜０．５質量％である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱処理方法。
6. 表面から所定深さまでの表層と、当該表層から更に所定深さまでのせん断応力発生層と、を有する転がり軸受用部材であって、
   前記表層は、窒素濃度が炭素濃度よりも高くなっている部分を有し、前記せん断応力発生層は、炭素濃度が窒素濃度よりも高くなっている部分を有している、転がり軸受用部材。

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