JP3750202B2 - 転がり軸受 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性が要求される航空機や食品機械等に使用される転がり軸受に係り、特にその高機能化に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、転がり軸受用の材料として、軸受鋼ではＳＵＪ２、肌焼鋼ではＳＣＲ４２０相当の鋼材が使用されているが、水混入，湿潤その他腐食環境下において使用された場合には早期に発錆して使用不能となる。
【０００３】
そこで、従来より、耐食性に優れると共に軸受に必要な硬度ＨＲＣ５８以上を有する高Ｃｒ系ステンレス軸受鋼としてマルテンサイト系のＳＵＳ４４０Ｃ等が使用されている。
【０００４】
ステンレス鋼製の転がり軸受は、一般の転がり軸受に比べて苛酷な環境で使用されるケースが多く、特に、水混入，湿潤環境等の条件下では耐食性もさることながら、潤滑不良等を考慮した耐摩耗性も極めて重要となる。鋼中に含有される炭素は、マルテンサイトを強化して高硬度を得るためには不可欠な元素であるが、さらに炭化物の形成によって高い耐摩耗性を与える。
【０００５】
特に、高温，高速で使用される航空機用軸受にあっては、耐食性や疲労寿命もさることながら、さらにフープ応力に対する高い心部強度が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、ＳＵＳ４４０Ｃに代表されるマルテンサイト系の高Ｃｒステンレス鋼にあっては、炭素濃度が高くなると、鋼中のＣ，Ｃｒ含有量が多いことに起因して１０μｍを超える粗大な共晶炭化物が多数形成されて、耐食性をはじめ転動寿命，靭性を低下させるばかりか、さらに鍛造性，切削性等の加工性をも劣化させるという問題点がある。
【０００７】
また、このような従来のマルテンサイト系ステンレス鋼は、焼入したままでは多量の残留オーステナイトが残るため、通常、焼入に引き続いてサブゼロ処理が行われる。しかして、航空機用軸受のように比較的高温で使用されたり、寸法安定性が特に重要視されるようなものでは、さらに４００℃〜６００℃の高温で焼戻されることがある。しかし、これら従来のステンレス鋼は４００℃〜６００℃で焼戻を行った場合には、硬度がＨＲＣ５５〜ＨＲＣ５７あるいはそれ以下まで軟化して、そのため疲労寿命及び耐摩耗性等が低下してしまうという問題がある。
【０００８】
また、従来の高炭素マルテンサイト系ステンレス鋼は、焼戻過程においてＣｒが炭化物として２次析出したりして、高温で焼戻した場合には著しく耐食性が低下してしまうという問題点もある。
【０００９】
こうした問題点を解決するため、特開昭６１−１６３２４４号においては、Ｃ，Ｃｒ含有量を低減することにより共晶炭化物の形成を抑制して、耐摩耗性を低下させないで疲労寿命及び靭性等を改善する試みがなされているが、耐摩耗性，耐食性に対する改善効果が不十分であり、さらに残留オーステナイト量に起因する寸法安定性や、それを分解するために行われる高温焼戻時の寿命，耐食性，耐摩耗性等については全く考慮されていない。
【００１０】
また、特開平１−２０５０６３号では、炭素含有量を０．６重量％以下に制限することにより心部靭性を改良し、さらに浸炭して高い表面硬度を有する耐摩耗性ステンレス鋼部品を提供しているが、耐食性を改良するには至っていない。
【００１１】
本願発明者らは、炭素濃度を低下させる代わりに炭素と同様の固溶強化作用がある窒素を添加し、耐食性や耐摩耗性等に及ぼす窒素・炭素濃度及びその他合金成分等の影響について研究を行った。その結果、炭素濃度を低下させる代わりに窒素を添加すれば、従来のステンレス鋼に比べて著しく耐食性が向上し、４００℃以上の高温で焼戻してもその耐食性が維持でき、さらに微細な窒化物の形成により高い耐摩耗性が得られること等がわかった。しかし、溶鋼中における窒素の溶解度は著しく小さいために、通常の大気圧下における製鋼法では０．２重量％以上の窒素を添加することは困難であることがわかった。０．２重量％以上の窒素を含有する鋼を得るためには高圧窒素雰囲気中で製鋼が行えるような生産設備が必要となり、大きなコストアップを招いてしまう。また、大気圧下で無理に多量の窒素を添加しようとすると、溶鋼が凝固する際に気泡が発生し、鋼塊に多数の気孔が導入される場合がある。したがって、一般の精錬法では窒素の添加は０．２重量％未満に制限される。
【００１２】
これに対して、独ＤＥ４０３３７０６Ｃ２にＡc₁以上の温度でアンモニアまたは窒素ガス等の雰囲気中で窒化して０．２重量％以上の窒素を表面層に添加する方法が開示されているが、耐食性に及ぼすＣｒ含有量とＣ，Ｎ含有量等の相関および疲労寿命，耐摩耗性に及ぼす影響等については全く考慮されていない。
【００１３】
そこで、本発明は従来のマルテンサイト系ステンレス鋼よりも耐食性，転がり疲労寿命，耐摩耗性等に優れ、さらに、高い心部靭性を有する表面硬化型ステンレス鋼を用いた高機能な転がり軸受を提供することを一の目的としている。
【００１４】
また、特に、航空機ジェットエンジン，ガスタービン等に用いる軸受については、先にも述べたように高温高速で使用されるのでフープ応力に対する高い心部強度及び高温硬さが必要とされる。従来、これらの軸受にはセミハイス系のＡＩＳＩＭ５０あるいはＭ５０ＮｉＬ等の材料が用いられているが、これらの材料は耐食性が不足している。そのため、海に隣接した空港等では塩害により早期に錆が発錆し易い。ところが、航空機用の軸受では、特に安全性が要求されるということもあって、多少の錆でも発錆すると軸受寿命と判断される場合がある。したがって、航空機用軸受の場合には耐食性を考慮してステンレス系の素材の適用が好ましい。
【００１５】
しかし、従来のステンレス鋼であるＳＵＳ４４０Ｃ等の材料では、高温硬さが不足しており、航空機エンジン関係の軸受には不適切である。さらに、この種の高炭素マルテンサイト系ステンレスは高温で焼戻した場合には、基地中のＣｒが炭化物となって析出するため、著しくその耐食性が損なわれるという問題があった。
【００１６】
そこで、本発明は、高温，高速で使用され、要求される条件も厳しい航空機用の転がり軸受を対象として、十分な耐食性は勿論のこと、さらに高性能であり、特に高温下での転がり軸受寿命やフープ応力に対する心部強度（靭性）に優れ、航空機分野でも優れた機能を発揮できる転がり軸受を提供することを他の目的とする。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本願発明者らは、含有量が多くなると粗大な共晶炭化物を形成して鋼の諸機能を低下させる炭素の濃度を低下させて、その代わりに炭素と同様の固溶強化作用がある窒素を添加し、耐食性や耐摩耗性等に及ぼす窒素，炭素濃度及びその他合金成分等の影響について研究を行った。その結果、鋼中の炭素濃度を低下させてその代わりに窒素を添加すれば、粗大共晶炭化物の形成を抑制できて従来のステンレス鋼に比べて著しく耐食性が向上し、４００℃以上の高温で焼戻してもその耐食性が維持でき、さらに微細な窒化物の形成により高い耐摩耗性が得られることがわかった。また、炭素含有量を減少させるこによって共晶炭化物の生成も抑えることができて、靭性，疲労寿命も向上する。
【００１８】
しかし、溶鋼中における窒素の溶解度は著しく小さいために、通常の大気圧下における製鋼法では０．２重量％以上の窒素を添加することは困難であることがわかった。０．２重量％以上の窒素を含有する鋼を得るためには高圧窒素雰囲気中で製鋼が行えるような生産設備が必要となり、大きなコストアップを招いてしまう。また、大気圧下で無理に多量の窒素を添加しようとすると、溶鋼が凝固する際に気泡が発生し、鋼塊に多数の気孔が導入される場合がある。したがって、一般の精錬法では窒素の添加は０．２重量％未満に制限される。
【００１９】
一方で、炭素＋窒素の総含有量が０．４５重量％以上でないと軸受に必要とされる硬度ＨＲＣ５８以上が得られないため、窒素含有量が上限の０．２重量％未満とすると、炭素含有量は必然的に０．２５重量％以上が必要である。さらに高硬度化するためには、炭素含有量を増加して炭化物等の析出物を利用するしか方法がない。しかし、炭素が０．５重量％以上含有される場合には、凝固時に粗大な共晶炭化物が形成されやすくなり、耐食性や靭性等の機能に悪影響を及ぼす。したがって、耐食性や靭性等の機能を向上させるためには、耐食性に有害な炭素含有量を減少させて共晶炭化物の形成を抑制し、さらに耐食性に有利で炭素と同様にマルテンサイトを固溶強化する窒素を添加することが好ましい。
【００２０】
そこで、本願発明者らはさらに窒素の添加法について検討し、窒化あるいは浸炭窒化によって表面硬化型とし、さらに高機能化することを試みた。
現状の熱処理技術における窒化または浸炭窒化法には、イオン窒化，タフトライド，ガス軟窒化，プラズマ浸炭窒化等があげられるが、一般的なＡc₁以下の温度で処理されると表面窒化層はＦｅ₄Ｎ，Ｆｅ₂Ｎ，Ｆｅ₃Ｎ，ＣｒＮ，Ｃｒ₂Ｎ等の化合物層が形成されて、Ｈｖ１０００以上の硬い層に覆われ、優れた耐摩耗性を示すようになる。
【００２１】
しかし、これらの窒素化合物層の厚さは僅か５０〜１５０μｍ程度であり、軸受の研削取代は一般的には１００〜１５０μｍ程度であるため、最大せん断応力位置である完成品表面から０．０２２Ｄａ深さ（Ｄａ：転動体直径）までその硬化層を保有するのは非常に困難である。さらに、これらの化合物層では基地中のＣｒが著しく失われるため、耐食性も極めて劣化する。
【００２２】
また、１１００℃〜１２５０℃のオーステナイト領域でアンモニアあるいは窒素ガス雰囲気で窒化しようとすると、極めて純度の高い窒素ガスが必要となるため生産性に劣り、雰囲気の窒素ポテンシャル（平衡固溶窒素量）も小さいために高濃度化も困難であることがわかった。平衡固溶窒素量は窒素分圧と温度あるいは鋼中のＣｒその他合金成分含有量に依存し、ＨＩＰ等を用いて窒素分圧を大きくすることにより増加させることもできるが生産性の面で好ましくない。さらに、１１００℃〜１２５０℃のオーステナイト領域で長時間の浸窒処理を行うとオーステナイト粒が成長し、粗大化するめに疲労強度が低下することがわかった。
【００２３】
そこで、本願発明者らは従来のＡc₁以下での窒化法（浸炭窒化を含む）を応用して、さらに窒化後にＡc₁以上の温度で浸窒を試みた。さらに、耐食性や耐摩耗性等に及ぼす窒素・炭素濃度及びその他合金成分等の影響についても検討した。
【００２４】
その結果、前記組成を有する合金鋼をまずＡc₁以下の温度で窒化処理することにより表面層の窒素濃度を高濃度化（化合物形成）し、その後９００℃〜１２００℃に保持すれば、比較的短時間に拡散による浸窒を行うことが可能で、さらに窒化処理または浸窒時に形成された微細なＣｒＮ，Ｃｒ₂Ｎ又はＶＮやＭｏ₂Ｎ等の窒化物がピン止め効果に作用することもあって、オーステナイト粒の成長を抑制し、焼入後に微細な窒化物，結晶粒が得られて疲労強度が向上し、且つ窒素濃度，炭素濃度を適正化することにより優れた耐食性が得られることを見出した。
【００２５】
さらに、上述の通り、炭素含有量を低減すると共晶炭化物の生成が抑制されるのであるが、一方で心部靭性に悪影響を及ぼすδフェライトが生成されやすくなる。そこで、元素の種類によりオーステナイト化を促進する（すなわちδフェライト生成を抑制する）ものと、反対にδフェライト生成を促進するものとがあることに着目し、炭素，クロムを含む複数の元素の含有量の相互関係がδフェライト生成の有無に及ぼす影響について調べた。そして、特定の複数の元素同士の相互の含有量の関係を所定の式を満たすように規制することにより、δフェライトの生成を抑制することが可能であることをも見出して、本発明をなすに至った。
【００２６】
すなわち、上記目的を達成するための第１の発明に係る転がり軸受は、内輪、外輪及び転動体を有する転がり軸受において、当該内輪、外輪及び転動体の各部材のうち少なくとも一つの部材の素材が、質量％でＣ；０．５％未満、Ｃｒ；８．０％以上２０．０％以下、Ｍｎ；０．１％以上１．５％以下、Ｓｉ；０．１％以上２．０％以下を含むと共に、その他Ｆｅおよび不可避不純物元素を含有し、且つ、素材のフェライト化を促進する少なくとも一つの元素の含有量（単位：質量％）を示す所定の関係式ｅｑ１と、素材のオーステナイト化を促進する少なくとも一つの元素の含有量（単位：質量％）を示す所定の関係式ｅｑ２との相互の関係が
〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９ ……（１）
を満足する合金鋼からなり、
更に、Ａｃ _１ 未満の温度で窒化または浸炭窒化処理をした後９００℃以上１２００℃以下に一旦加熱し、焼入，サブゼロ処理および焼戻されてなる表面層を備えることを特徴とする。
【００２７】
ここで、前記関係式ｅｑ１及び関係式ｅｑ２は、それぞれに〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％，〔ｅｑ２〕＝Ｃ％とし、両式の相互関係が前記（１）式を満たすものとすることができる。これによりδフェライトの生成を抑制することが可能になる。
【００２８】
また、〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％，〔ｅｑ２〕＝Ｃ％とし、両式の相互関係が前記（１）式を満たし、且つ
〔ｅｑ２〕≦−０．０５×〔ｅｑ１〕＋１．４１ ……（２）
を満たすものとすることができる。これによりδフェライトの生成を抑制し且つ共晶炭化物の生成をも抑制することが可能になる。
【００２９】
また、前記第１の発明において、素材はＮ；０．０５％以上０．２％未満を含み、且つ関係式ｅｑ１及び関係式ｅｑ２は、それぞれに〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％，〔ｅｑ２〕＝Ｃ％＋０．８３Ｎ％とし、両式の相互関係が前記（１）式を満たすと共に更に
Ｃ％≦−０．０５Ｃｒ％＋１．４１ ……（２）’
を満たし、且つ表面層はＮ；０．０５％以上１．２％以下、Ｃ＋Ｎ；０．４５％以上１．５％以下を含有するものとすることができる、かくして、このような転がり軸受（第２の発明に係る転がり軸受）の合金鋼にあっては、耐食性の面からは有害なＣの一部を、Ｃと同じ程度に固溶強化作用があるＮで置換することにより、転がり軸受の耐食性を著しく改善して一層の高機能化を図ることが可能になる。
【００３０】
また、本願発明者等は、航空機ジェットエンジン，ガスタービン等に用いる転がり軸受のように、特に高温，高速の過酷な条件下で使用される転がり軸受を更に高機能化するべく研究を重ねた。その結果、軸受素材にＮｉ，Ｃｏを適量添加することにより、δフェライトの生成が抑制されて、耐食性に有害な炭素の含有量を低減できて耐食性が向上できることを見出した。更に、基地（マトリックス）を固溶強化する元素であるＮｉ，Ｃｏの総含有量と、基地中に直接に侵入して基地自体を固溶強化すると共に炭化物や窒化物として組織の析出強化に寄与するＭｏ，Ｖの総含有量とを適正化することにより、優れた高温寿命特性が得られることを見出して本発明をなすに至ったものである。
【００３１】
すなわち、航空機ジェットエンジン，ガスタービン等に使用される軸受のように、特に高温，高速で用いる転がり軸受をより高機能化するために、第３の発明に係る転がり軸受は、内輪、外輪及び複数の転動体を有する転がり軸受において、当該内輪，外輪及び転動体の各部材のうち少なくとも一つの部材の素材が、質量％でＣ；０．３％未満、Ｃｒ；８．０％以上２０．０％以下、Ｍｎ；０．１％以上１．５％以下、Ｓｉ；０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ；０．４％以上３．０％以下、Ｖ；０．４％以上２．０％以下、Ｎｉ；１．０％以上３．５％以下、Ｃｏ；１．０％以上１０．０％以下、Ｎ；０．２％未満、その他Ｆｅおよび不可避不純物元素を含有し、且つ、素材のフェライト化を促進する元素の含有量を示す所定の関係式ｅｑ１及び素材のオーステナイト化を促進する元素の含有量を示す所定の関係式ｅｑ２をそれぞれに、次式
〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％＋Ｓｉ％＋１．５Ｍｏ％＋３．５Ｖ％、〔ｅｑ２〕＝Ｃ％＋０．８３Ｎ％＋０．０５（Ｃｏ＋Ｎｉ）％＋０．１２Ｍｎ％とし、両式の相互関係が、
〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９ ……（１）
を満足する合金鋼からなり、
更に、Ａｃ₁ 未満の温度で窒化または浸炭窒化処理をした後９００℃以上１２００℃以下に一旦加熱し、焼入，サブゼロ処理および焼戻されてなる表面層を備え、且つ表面層はＮ；０．１５％以上１．２％以下、Ｃ＋Ｎ；０．４５％以上１．５％以下であることを特徴とする。
【００３２】
かくして、航空機用として高速，高温，高耐食性を要求される本発明の転がり軸受にあっては、その構成材料であるステンレス鋼に関して、耐食性に悪影響を与える成分である炭素を窒素で一部置換して炭素濃度を一定の範囲内に規制したことにより、マルテンサイト系ステンレス鋼に比べて著しく耐食性を改善し、更には、Ｍｏ，Ｖ等の窒化物による析出強化作用及びＣｏ，Ｎｉの固溶による基地強化作用により高温特性を高め、且つフープ応力に対する高い心部強度を付与して、特に高温，高速の過酷な条件下で好適に利用できる高機能転がり軸受の実現を可能にする。
【００３３】
以上記述した本発明に係る転がり軸受にあっては、焼戻しを４００℃〜６００℃の高温で行うものとすることができる。これは、炭化物のみからなる従来のマルテンサイト系ステンレス鋼に比べて、炭素の一部を窒素に置換して固溶させる本発明のステンレス鋼の場合には、高温焼戻しで微細な窒化物を２次析出せしめて軸受の基地から奪われるＣｒの量を減少させ、その分、軸受の耐食性を向上させると共に、高温下での軸受寿命を延長させ得るものである。
【００３４】
なお、本発明に係る転がり軸受において、「表面層」とは、例えば直径Ｄａの転動体，内輪，外輪の各部材における研削加工後の完成品の表面から０．０２２Ｄａの深さ、即ち転動体直径の２．２％の深さまでをいうものとする。これは最大せん断応力位置である。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
まず、本発明の転がり軸受に用いられる合金成分の作用及び成分範囲限定理由、その臨界的意義等について説明する。
【００３６】
［Ｃ；０．５％未満］
Ｃは、基地をマルテンサイト化することにより強度を増加させる元素であり、靭性に有害なδフェライトの生成を抑制する作用がある。しかし、耐食性の面からは少ないほど良い。その含有量が多すぎると、心部に多量の残留オーステナイトが生成して寸法安定性が低下する場合がある。また、多量に加えると製鋼時にＣｒが粗大な共晶炭化物を形成し、その結果、基地中のＣｒ濃度が不足して十分な耐食性が得られなくなるだけでなく、転動寿命，靭性を低下させる。特に、０．５重量％を超えて含有すると共晶炭化物が生成して著しく耐食性が低下する傾向にある。したがって炭素含有量は０．５重量％未満とし、好ましくは０．４重量％以下とする。耐食性の観点からは、更に望ましくは０．２重量％以下である。
【００３７】
［Ｃｒ；８．０〜２０．０％］
Ｃｒは鋼に耐食性を与える最も必要な元素であり、８．０重量％に満たないと良好な耐食性が得られない。また、Ｃｒ含有量が増加すると耐食性は向上するが、δフェライトが生成して脆化しやすくなり、心部靭性を劣化させるので上限を２０．０重量％とした。場合によっては、Ｍｓ点を下げて十分な焼入れ硬さが得られなくなることがあるので、望ましくは上限を１６重量％とし、耐食性の観点から下限を１０．０重量％とする。
【００３８】
［Ｍｎ；０．１〜１．５％］
Ｍｎは脱酸剤として０．１重量％以上必要であるが、多量に添加すると鍛造性，被削性を低下させるだけでなく、Ｓ，Ｐなどの不純物と共存して耐食性を低下させるので上限を１．５重量％とした。また、残留オーステナイト量が増加して十分な焼入れ硬さが得られなくなることがあるので、望ましくは上限を０．８重量％とする。
【００３９】
［Ｓｉ；０．１〜２．０％］
Ｓｉも脱酸剤として０．１重量％以上必要であり、さらに焼戻軟化抵抗性を高めるが、多量に添加すると靭性を低下させるので上限を２．０重量％とした。
【００４０】
［Ｍｏ；０．４０〜３．０％］
Ｍｏは焼入性及び焼戻軟化抵抗を著しく増大させる元素であり、さらに耐孔食性を著しく改善する作用がある。また、窒化物を形成して強度を高める作用がある。特に、高温，高速で使用される例えば航空機用軸受の場合、０．４０重量％以上好ましくは０．４５％以上添加される。しかし、過剰に添加すると靭性，加工性等を低下させるので、上限を３．０重量％とした。
【００４１】
［Ｖ；０．４０〜２．０％］
Ｖは強力な窒化物生成元素であり、これらの窒化物は溶け難く、さらに焼戻過程で２次硬化を起こし、Ｃｒ窒化物の析出を抑制すると共に強度を高める作用がある。そのため、特に高温，高速で使用される例えば航空機用軸受の場合、０．４０重量％以上好ましくは０．４５重量％以上添加される。しかし、多量に添加すると靭性，加工性を低下させるので２．０重量％以下とした。
【００４２】
［Ｎ（心部）］
先に述べたように、Ｃは高Ｃｒ鋼ではその含有量が少なすぎるとフェライトが生成して靭性を劣化させる場合があり、したがって強度面で重要な元素であるが、一方、耐食性の面からは有害でその含有量は少ないほうが好ましい。そこで本発明の転がり軸受に用いる合金鋼は、Ｃの一部を同様に固溶強化作用があるＮで置換することによって高機能化を図っている。Ｎは、耐食性向上に寄与するとともに、Ｃ含有量が多い場合には粗大な一次共晶炭化物の形成を抑制したり、逆にＣ含有量が少ない場合には、フェライトの形成を抑制する作用があり、遷移温度を下げて心部靭性の向上に寄与する。特に、窒素添加によって炭素含有量を低減できるので耐食性が著しく改善できる。さらに、ケース部の硬さを得るための拡散時間も短縮できる。そのため、好ましくは製鋼時の段階でＮが０．０５重量％以上添加されるが、０．２重量％以上添加すると、凝固の際に気泡が発生して鋼塊に多数の気孔が導入されることがあるため、上限を０．２重量％未満、好ましくは０．１５重量％以下とする。
【００４３】
ここで、炭素を窒素に置き換える本願発明の意味の一つは次の通りである。 高温焼戻し（４００〜６００℃）して２次析出硬化する際に、炭化物のみのマルテンサイト系ステンレス鋼（例えばＧ，Ｈ鋼）では、Ｍ₂₃Ｃ₆ なる微細な金属炭化物を例にとると、炭素１原子に対し金属Ｍ（例えばＣｒ、Ｍｏ，Ｖなども同じ）の方は約４原子が基地から奪われる。これに対して本発明では炭素の一部を窒素に置き換え固溶させるので、（炭）窒化物がＣｒＮ，Ｃｒ₂ Ｎ（Ｖ，Ｍｏでも同じ）となり、窒素Ｎの１原子に対して金属のＣｒは１〜２原子となる。すなわち炭化物のみのマルテンサイト系ステンレス鋼からなる軸受の基地から奪われるＣｒの量が減少し、その分、軸受の耐食性が向上するのである。加えて、窒（炭）化物は耐食性が炭化物のみより大である。
【００４４】
［表面層のＮ及びＣ＋Ｎ］
本発明では軸受の心部と表面層とで窒素濃度が異なっている。ここで、本発明において表面層とは、先にも述べたように、例えば直径Ｄａの転動体の場合、研削加工後の完成品の最大せん断応力位置である完成品表面から０．０２２Ｄａの深さ、即ち直径の２．２％の深さまでをいうものとする（以後、「２．２％Ｄａ深さ」という）。
【００４５】
ＮはＣと同様にマルテンサイトを強化し、さらに耐孔食性，耐摩耗性を向上させる作用がある。マルテンサイト強化及び２次硬化によってＨＲＣ５８以上の表面硬度を得るためには、少なくとも表面層にはＮが０．０５重量％以上必要である。その効果を十分に発揮するためには、好ましくは０．２重量％以上添加する。Ｎ添加量が１．２重量％を超えると、未固溶のＣｒＮの影響で耐食性が改善されないか、又は固溶量が多いことから多量の残留オーステナイトが残存して十分な焼入硬さが得られない。また、この範囲内であっても、Ｃ含有量が０．５重量％以上あると、耐食性が改善されない。耐食性の観点から、表面層の炭素含有量は好ましくは０．４重量％以下とする。
【００４６】
また、表面層における炭素＋窒素の総含有量（Ｃ＋Ｎ）％が０．４５重量％に満たないと、本発明の対象とする軸受として必要な表面硬度ＨＲＣ５８以上となる領域を所要の表面層深さである２．２％Ｄａ深さにわたって確保できない。
【００４７】
また、表面層の（Ｃ＋Ｎ）％が１．５重量％を超えると、（Ｆｅ，Ｃｒ）₇Ｃ₃や、（Ｆｅ，Ｃｒ）₂₃Ｃ₆あるいはＣｒＮとして存在するＣｒの含有量が増えて、基地のＣｒ含有量の低下及び炭化物あるいは窒化物量の増大により、安定な不働態被膜が形成されなくなって耐食性が低下したり、浸窒温度が高い場合には、多量の残留オ−ステナイトが形成されて、十分な焼入硬さが得られなくなることがある。したがって、表面層の炭素＋窒素の総含有量は０．４５重量％以上で１．５％以下の範囲に制限する。
【００４８】
［Ｎｉ；１．０〜３．５％］
Ｎｉは強力なオーステナイト安定化元素であり、δフェライトの生成を抑え、さらに基地に固溶して靭性を向上させ高温特性を高める作用がある。そのため、例えば航空機用軸受のように特に高温，高速で使用される軸受の場合、０．１重量％以上添加する。しかし、必要以上に添加すると多量の残留オーステナイトが生成して十分な焼入硬さが得られなくなることがあるので、上限を３．５重量％以下とする。
【００４９】
［Ｃｏ；１．０〜１０．０％］
ＣｏもＮｉと同様にオーステナイト安定化元素であり、δフェライトの生成を抑え、さらに基地中に固溶して炭化物の凝集を抑制し、高温硬さを向上させる作用がある。そのため、例えば航空機用軸受のように特に高温，高速で使用される軸受の場合、１．０重量％以上添加する。しかし、多量に添加すると加工性が低下するし、さらにコストが高くなることをも考慮して上限を１０．０重量％以下とする。
【００５０】
［Ｍｏ＋Ｖ；０．８〜４．０％、Ｃｏ＋Ｎｉ；２．０〜１２．０％未満、］
Ｍｏ，Ｖは、固溶強化作用に加えてＣ，Ｎ等の元素と化合物を形成して析出強化作用に寄与するため、両者の総含有量で０．８重量％以上、好ましくは１．０重量％以上添加する。しかし、その総含有量が多すぎるとδフェライトが生成し易くなり、さらに加工性も低下するので上限を４．０重量％以下とする。
【００５１】
Ｃｏ，Ｎｉは靭性に有害なδフェライトの生成を抑制し、さらに基地を固溶強化して、特に高温下での疲労寿命特性に好適な影響を及ぼすため、両者の総含有量で２．０重量％以上、好ましくは２．５重量％以上添加する。しかし、総含有量で１２．０重量％以上添加しても効果は小さく、加工性も低下することから、コストを考慮して上限を１２．０重量％未満とする。
【００５２】
本願発明者等は、特に高温下における軸受の疲労寿命を向上させるためには、窒化物，炭化物による析出強化に加えて、基地の固溶強化が不可欠であることに着目して鋭意研究を行った。その結果、Ｍｏ＋Ｖ；０．８重量％以上、Ｃｏ＋Ｎｉ；２．０％以上を含有した場合に限り極めて良好な高温疲労寿命特性が得られることを明らかにすることができた。Ｍｏ＋ＶまたはＣｏ＋Ｎｉのどちらか一方がそれに満たない場合には、析出強化作用または固溶強化作用が不足して、例えば航空機向け軸受に求められるような特に高温，高速の使用に耐える良好な高温疲労寿命特性を得ることができない。
【００５３】
続いて、本発明に係る転がり軸受の材料組成における各元素の含有量の相互の関係について説明する。
［各元素の含有量の相互関係］
個々の元素の含有量あるいはＭｏ＋Ｖ，Ｃｏ＋Ｎｉの総含有量を上述のように規定するのに加えて、更に、各元素量が所定の相互関係を満たさないとδフェライトあるいは共晶炭化物が生成する場合があるので、各元素の含有量の相互関係を以下に述べるように規定する。
【００５４】
（Ｉ）基本：
軸受の素材のオーステナイト化を促進する元素の一つであるＣは、素材のフェライト化を促進する元素の一つであるＣｒの含有量によってδフェライトを生成したり、共晶炭化物を形成したりする場合がある。
【００５５】
そこで、本発明にあっては、両元素Ｃ，Ｃｒの含有量の相互関係を規定することを基本とする。
すなわち、素材のフェライト化を促進する元素の含有量を示す関係式ｅｑ１及び素材のオーステナイト化を促進する元素の含有量を示す関係式ｅｑ２との相互関係を次のように規定する。
〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９ ……（１）
基本的には、上記関係式ｅｑ１＝Ｃｒ％，関係式ｅｑ２＝Ｃ％である。そして
δフェライトの生成を抑制するため、Ｃ含有量（重量％）の下限は
Ｃ％≧０．０４×Ｃｒ％−０．３９
共晶炭化物の生成を抑制するため（特にＣｒ含有量の多い場合）、Ｃ含有量の上限は
Ｃ％≦−０．０５×Ｃｒ％＋１．４１
と規定する。
【００５６】
（II）比較的緩やかな軸受使用条件の場合（例えば食品機械等の分野）：
ＣとＣＲとの含有量の相互関係いかんによっては、δフェライトや共晶炭化物が形成されるのに対して、Ｎは共晶炭化物やδフェライトの生成を抑制する作用がある。これを利用すれば、Ｃ含有量を低くし、Ｃｒ含有量を高くしてもδフェライトや共晶炭化物の形成を抑制することが可能になる。
【００５７】
そこで、軸受の素材のＣ含有量の下限と、Ｃｒ含有量及び素材の含むＮ含有量（すなわち心部Ｎ量）との関係を、
Ｃ％≧０．０４Ｃｒ％−０．８３Ｎ％−０．３９
とすることによってδフェライトの生成を抑制する。
【００５８】
一方、素材のＣ含有量の上限は、上記の同じく
Ｃ％≦−０．０５Ｃｒ％＋１．４１
に限定して粗大な共晶炭化物の形成を防止し、ひいては製品軸受の耐食性，疲労寿命等の低下を防止する。
【００５９】
図１に、素材の炭素ＣとクロムＣｒの含有量に関して、本願発明に係る領域を示す。また、図２には更に窒素Ｎを含む場合に関して、本願発明に係る領域を示す。
【００６０】
いずれの場合も、既に述べたＣ及びＣｒの含有量の上，下限値に加え、ここで述べているＣとＣｒ及びＮとの含有量の関係式によって規定される。即ち図１，図２中の直線I はＣ％＝−０．０５Ｃｒ％＋１．４１を表し、直線I より上側では共晶炭化物が粗大化し、直線I 上およびその下側では共晶炭化物の粗大化が抑制される。また、図１，図２中の直線IIはＣ％＝０．０４Ｃｒ％−０．８３Ｎ％−０．３９を表す。但し、図１では実質的にはＮがない場合を示している。本発明のＮの範囲は０．２重量％未満であるから、Ｎ含有量により、この範囲内で直線IIは変化する（Ｎ含有量の増加に伴い図１より下側に平行にずれる）。直線IIより下側ではδフェライトが生成され、直線II上及びこれより上側ではδフェライトの生成が抑制される。
【００６１】
以上をまとめると、本発明の転がり軸受の内輪，外輪及び転動体のうち少なくとも一つの部材のＣ含有量及びＣｒ含有量のとり得る範囲は、Ｎが素材に含まれない場合では図１、Ｎが上限値の場合で図２の、それぞれ模様入りの領域で表されるということになる。
【００６２】
また、先にも述べたように、Ｃｒはさらに望ましくは１０重量％以上で１６重量％以下、素材の炭素については望ましくは０．４重量％未満、さらに望ましくは０．３重量％未満の領域とする。
【００６３】
（III ）特に高温，高速で使用され、耐食性も要求される軸受の場合（例えば航空機用の分野）：
このような過酷な条件下で使用される転がり軸受の素材には、δフェライトの生成を抑制し、さらに基地を固溶強化して、特に高温疲労寿命特性に好適な影響を及ぼすＭｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｏの各元素の存在が必須とされる。これらを適量添加することにより、δフェライトの生成が防止されて、耐食性が向上できると共に基地（マトリックス）の固溶強化並びに組織の析出強化により優れた高温寿命特性が得られる。
【００６４】
そこで、特に高温，高速で用いる転がり軸受をより高機能化するための本発明に係る転がり軸受にあっては、内輪，外輪及び転動体の各部材のうち少なくとも一つの部材の素材に関して、Ｃ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｎ等の各元素の含有量を規定するのみでなく、更に、素材のフェライト化を促進する元素の含有量を示す関係式ｅｑ１及び素材のオーステナイト化を促進する元素の含有量を示す関係式ｅｑ２を、それぞれに次のように設定する。
〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％＋Ｓｉ％＋１．５Ｍｏ％＋３．５Ｖ％
〔ｅｑ２〕＝Ｃ％＋０．８３Ｎ％＋０．０５（Ｃｏ＋Ｎｉ）％＋０．１２Ｍｎ％
そして、両式の相互関係が、先に述べた基本式
〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９ ……（１）
を満足するするものとする。
【００６５】
Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ，Ｎ及びＭｎの各元素は、オーステナイト安定化元素である。一方、Ｃｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｖの各元素は、フェライト安定化元素である。前記式（１）が満足されなければ、靭性に有害なδフェライトが生成する場合がある。換言すれば、上式（１）を満たしさえすれば、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｎ等の添加量に応じて耐食性に有害な炭素含有量を低減できる。特に、Ｃｏ，Ｎｉは基地中に固溶して、炭化物が凝集するのを抑制し、表面層の高温硬さや靭性を著しく高めることができ、その（Ｃｏ＋Ｎｉ）含有量は好ましくは２．０重量％以上である。
【００６６】
上記の関係式ｅｑ１，ｅｑ２の内容を変えた多数の素材について、δフェライト生成の有無を調べた結果を図６に示す。この結果に基づいて、ｅｑ１，ｅｑ２の関係が式（１）を満足するように定めれば、δフェライトの生成を防止することができる。
（実施例１）
次に、本発明に係る発明の実施例を説明する。
【００６７】
先ず、本発明の転がり軸受の実施例で用いた鋼Ａ〜Ｈ及び比較例の鋼Ｉ〜Ｍの合金成分を表１に示す（単位：重量％）。
【００６８】
【表１】

【００６９】
また、実施例の熱処理条件Ａ，Ｂを以下及び図３（１）に示す。
熱処理条件：Ａ
前処理（窒化処理）；イオン窒化（処理温度；５３０〜７８０℃）
高温保持（拡散）
及び焼入 ；１０２０〜１１２０℃×３０分〜３時間保持後油冷
サブゼロ処理；−１９０℃×２０分
焼戻 ；１８０℃×２時間
熱処理条件：Ｂ
焼戻前までの条件はＡ処理と同じ
焼戻 ；４５０〜５２０℃×２時間
また、比較例の熱処理条件Ｃ〜Ｇを以下に示す。
【００７０】
熱処理条件：Ｃ
前処理（窒化処理）；イオン窒化、（処理温度；５３０〜７８０℃）
焼入 ；８７０℃×３時間保持後油冷
サブゼロ処理；−１９０℃×２０分
焼戻 ；１８０℃×２時間
熱処理条件：Ｄ

熱処理条件：Ｅ
前処理（浸炭処理）；９５０℃×８時間プラズマ浸炭
焼入 ；１０２０℃×３０分保持後油冷
焼戻 ；１８０℃×２時間
熱処理条件：Ｆ
前処理 ；なし
焼入 ；１０５０℃×３０分保持後油冷
サブゼロ処理；−８０℃×１時間
焼戻 ；１８０℃×２時間
熱処理条件：Ｇ
焼戻までの処理はＦ処理と同じ
焼戻 ；４５０〜５２０℃×２時間
表２に、供試片の熱処理品質及び塩水噴霧あるいは孔食電位測定による耐食性評価結果，摩耗試験結果，疲労寿命試験結果を示した。
【００７１】
【表２】

【００７２】
なお、比較例のＭ鋼は焼入組織にフェライトが認められたため、その後の評価は行わなかった。また、共晶炭化物の有無については３μｍを超える炭化物が見られない場合、“なし”と記載した。
【００７３】
塩水噴霧試験は３５℃，５％ＮａＣｌ溶液を用いて試験時間５０時間後の供試片の外観で判定した。表中には、◎；全く発錆しなかったもの、○；僅かに発錆が見られたもの、△；ほぼ全面で発錆したもの、×；著しく発錆したもの
で示した。
【００７４】
また、孔食電位測定は、先ず８００番まで研磨した供試片を６０℃の３０％ＨＮＯ₃溶液中に１時間浸漬して不働態化処理した後、３０℃，３．５％ＮａＣｌ溶液中で２０ｍＶ／分で掃引し、１００μＡ／ｃｍ² に達したときのｍＶ vs ＳＣＥで評価した。
【００７５】
なお、上記の塩水噴霧試験，孔食電位測定における試験法はＪＩＳ規格に準じた。
摩耗試験は、図４に示した２円筒摩耗試験機を用いて以下の条件で行った。なお、相手材は全て同一材で評価した。
【００７６】
荷重 ：５０ｋｇｆ
回転数 ：２００ｒｐｍ
すべり率：３０％
潤滑 ：Ｓ１０
寿命試験には森式スラスト転がり寿命試験機を用い、以下の試験条件で行った。
【００７７】
面圧 ：４９００ＭＰａ
回転数 ：１０００ｒｐｍ
潤滑油 ：６８番タービン油
表２の試験片Ｎｏ．１〜１３に示される本発明の実施例の場合は、すべて良好な耐食性を有しており、高温焼戻したＮｏ．１０〜１３においても高い耐食性を備えている。
【００７８】
また、疲労寿命も良好で、特に高温焼戻したＮｏ．１１〜１３は微細な窒化物が２次析出して耐摩耗性が向上した。
これに対して、比較例である試験片Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５は、それぞれ従来鋼であるが耐食性が実施例に比べて著しく劣っており、さらにＮｏ．１５においては長径で２０μｍ以上の共晶炭化物が存在するため疲労寿命が著しく悪い。
【００７９】
比較例 Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１７は、Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５をそれぞれ高温で焼戻した場合の比較例であるが、焼戻により軟化して疲労寿命，耐食性が低下した。
【００８０】
比較例Ｎｏ．１８はＣｒ含有量が８．０％に満たないために実施例に比べて耐食性が不十分である。
比較例Ｎｏ．１９は炭素含有量が高い場合の例で、共晶炭化物はなく良好な寿命が得られたが、実施例に比べて耐食性が不十分である。
【００８１】
比較例Ｎｏ．２０は、Ｎ及びＣ＋Ｎの含有量が高すぎる場合の例で、表面の化合物層が残留して良好な耐食性が得られないうえに、焼入温度が低いために窒素の拡散も不十分で、硬化層深さも得られず寿命が低下した。
【００８２】
比較例Ｎｏ．２１は、Ｃ＋Ｎの総含有量が０．４５％に満たない場合の例であるが、その固溶量不足により十分な硬度が得られず、良好な寿命が得られない。
比較例Ｎｏ．２２は、本発明鋼を浸炭した場合の例であり、耐摩耗性と寿命は良好であるが耐食性が著しく低い。
【００８３】
比較例Ｎｏ．２３は、本発明鋼を高温で窒化した場合の例であるが、良好な耐食性は得られているものの、結晶粒が粗大化して疲労寿命が低下した。
図５には実施例と比較例とのアノード分極曲線を示した。図５からも実施例の鋼は比較例の鋼に比べて著しく耐食性が良好なことがわかる。
【００８４】
（実施例２）
本発明の転がり軸受、特に高温，高速条件で使用されるものについて、試験したものである。
【００８５】
この実施例で用いた鋼及び比較例の鋼の合金成分を表３に示す（単位：重量％）。また、表４, 表５に、実施例及び比較例の供試片の熱処理品質及び塩水噴霧あるいは孔食電位測定による耐食性評価結果，高温疲労寿命試験結果を示す。
【００８６】
【表３】

【００８７】
【表４】

【００８８】
【表５】

【００８９】
さらに、図６には、上記実施例及び比較例の供試片について、δフェライト生成の有無を調べ、各素材について、
〔ｅｑ１〕＝Ｃｒ％＋Ｓｉ％＋１．５Ｍｏ％＋３．５Ｖ％
及び
〔ｅｑ２〕＝Ｃ％＋０．８３Ｎ％＋０．０５（Ｃｏ＋Ｎｉ）％＋０．１２Ｍｎ％と、δフェライトの有無の関係を示した。
【００９０】
図６より
〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９ ……（１）
を満たす領域ではδフェライトの生成が阻止されることが確認された。
【００９１】
なお、表３記載のＵ及びＶ鋼は〔ｅｑ２〕≧０．０４×〔ｅｑ１〕−０．３９を満たしておらず、焼入組織にδフェライトが認められたため、その後の評価は行わなかった。特に比較鋼ＶはＣｏ，Ｎｉ，Ｃｏ＋Ｎｉが必要量あり、更にＭｏ，Ｖ，Ｍｏ＋Ｖは上限値を越えていないが、上記不等式を満たしていないためδフェライトの生成がみられる。
【００９２】
実施例の熱処理条件は、以下の通りである。

【００９３】

【００９４】

比較例の熱処理条件は、以下の通りである。
【００９５】

表５中の塩水噴霧試験及び孔食電位測定は、実施例の場合と同様である。
【００９６】
心部靭性はシャルピー衝撃試験（１０×１０×５５、２ｍｍ−５Ｒノッチ試験片）により常温で行って測定した。
また、寿命試験は深溝玉軸受６２０６で下記条件にて行った。
【００９７】
寿命試験条件
温 度；１７０℃
Ｐ／Ｃ；０．７１
潤 滑；ジェットオイルII
ボール；Ｍ５０
表４，表５の試験片Ｎｏ．Ａ−１〜Ａ−９に示される本発明の実施例の場合は、全て良好な耐食性を示しており、さらに比較例Ｂ−６に示されるＡＩＳＩＭ５０を越える衝撃強度、高温疲労寿命特性を有している。高温焼戻しをしたＡ−３〜Ａ−１１で特に長寿命となっている。なお、実施例同士であっても、鋼種が同じであるＡ−１とＡ−３、Ａ−２とＡ−４同士を比べると、焼戻温度が高いＡ−３，Ａ−４の方がいずれも軸受疲労寿命が１００時間程長くなっており、高温焼戻処理が高温下での軸受の長寿命化に効果があることがわかる。
【００９８】
図７にはＣｏ＋Ｎｉの総含有量とＭｏ＋Ｖの総含有量の高温疲労寿命に及ぼす影響を示した。図７より、Ｃｏ＋Ｎｉの総含有量が２．０重量％に満たない場合には、基地の固溶強化不足により高温疲労寿命が向上しないことが明らかである。また、Ｍｏ＋Ｖの総含有量が０．８重量％に満たない場合には、析出強化作用が不足して同様に高温疲労寿命が向上しないことがわかる。
【００９９】
これに対し、Ａｃ₁ 点未満の温度で窒化をしていないＢ−５を除き、Ｃｏ＋Ｎｉ及びＭｏ＋Ｖの総含有量が本発明の範囲内のものは、いずれも２００時間以上の長寿命となっている。特に、Ｍｏ＋Ｖ≧１重量％，Ｃｏ＋Ｎｉ≧２．５重量％のものでは、表４にも示されるように３００時間を上回っている。
【０１００】
一方、比較例Ｂ−１，Ｂ−２及びＢ−３は、Ｃｏ＋Ｎｉの総含有量またはＭｏ＋Ｖの総含有量のどちらかが不足しているため、本発明の実施例のものに比べて高温疲労寿命が劣っている。
【０１０１】
比較例Ｂ−４及びＢ−５は、窒素ガス雰囲気中で高温窒化を行ったものであるが、高温下でダイレクトに窒化されるため、窒化物等の析出物による粒界ピンニング効果が期待できない。そのため、結晶粒が粗大化（粒径で２００μｍ以上）して、良好な疲労寿命及び衝撃強度が得られない。
【０１０２】
比較例Ｂ−６及びＢ−７は、それぞれＡＩＳＩＭ５０及びＡＩＳＩＭ５０ＮｉＬの例である。これらは、比較例Ｂ−８及びＢ−９に示されるＳＵＳ４４０Ｃよりは良好な衝撃強度，高温疲労寿命を示しているが、耐食性が著しく劣っている。なお、比較例Ｂ−６は衝撃値も比較的低くなっているが、これは炭素量が多くて巨大炭化物が生じるためである。
【０１０３】
また、比較例Ｂ−８及びＢ−９に示されるＳＵＳ４４０Ｃでさえ、本発明の実施例の鋼に比べると著しく耐食性が劣っている。特に、粗大化した炭化物が散在しているＭ５０あるいはＳＵＳ４４０Ｃ等の材料では、本発明のものと比べると疲労寿命が劣っている。
【０１０４】
以上の結果から明らかなように、本発明の転がり軸受に係る発明によれば、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼製の軸受よりも、耐食性，転がり疲労寿命に優れ、さらに良好な耐摩耗性を有する表面硬化（浸窒）型転がり軸受を提供することができる。また特に、耐食性に優れ且つ従来のセミハイスＡＩＳＩＭ５０鋼製の軸受よりも高温疲労寿命が良好な表面硬化（浸窒）型転がり軸受を提供することができる。
【０１０５】
なお、上記実施例の熱処理条件で、イオン窒化に代えてプラズマ浸炭窒化処理としてもよい。また、図３（１）の工程に代えて図３（２）に示すように高温保持，焼入れの工程を２回に分けてもよい。具体的には、１０２０〜１１２０℃×３０分〜３時間保持後、油冷あるいは炉冷し、さらに１０２０〜１１２０℃×３０分再加熱後油冷するようにしても良い。その場合、焼戻しは熱処理条件Ａ，Ｂのどちらしても良い。
【０１０６】
【発明の効果】
以上、説明したように、本発明の転がり軸受は、その構成材料であるステンレス鋼材に関して、耐食性に悪影響を与えると共に含有量が多い場合には粗大共晶炭化物を形成して機能を低下させる成分である炭素を、同程度の固溶強化作用のある窒素で一部置換して炭素濃度を一定の範囲内に規制したことにより、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼に比べて著しく耐食性が高く且つ粗大な共晶炭化物の形成を抑制できて、その結果、耐食性に優れ、また高温焼戻しても軟化せずに良好な転がり疲労寿命，耐磨耗性が維持でき、かつフープ応力に対する高い心部強度を有して航空機用あるいは食品機械用等に好適に利用できる高機能な転がり軸受を提供することができるという効果を奏する。
【０１０７】
更に、本発明の転がり軸受は、上記の窒素置換に加えて、Ｍｏ，Ｖ等の窒化物による析出強化作用及びＣｏ，Ｎｉの固溶による基地強化作用を利用することにより、高温特性を高め且つフープ応力に対する高い心部強度を付与できて、その結果、特に航空機ジェットエンジン，ガスタービン等の高温，高速の過酷な条件下で好適に使用できる高機能な転がり軸受を提供することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明におけるＣ量とＣｒ量に関する範囲を規定する説明図で、実質的にＮを含有しない場合である。
【図２】本発明におけるＣ量とＣｒ量に関する範囲を規定する説明図で、Ｎを含有する場合である。
【図３】本発明の実施例の熱処理線図で、（１）は熱処理条件Ａの場合、（２）は熱処理条件Ｂの場合である。
【図４】２円筒摩耗試験機の概要を示す模式図である。
【図５】実施例と比較例とのステンレス鋼のアノード分極曲線測定結果の図である。
【図６】〔ｅｑ１〕及び〔ｅｑ２〕とδフェライトの有無との関係を示す図である。
【図７】Ｃｏ＋Ｎｉの総含有量及びＭｏ＋Ｖの総含有量が高温疲労寿命に及ぼす影響を示す図である。

Claims (5)

1. 内輪、外輪及び転動体を有する転がり軸受において、当該内輪、外輪及び転動体のうち少なくとも一つが、質量％でＣ；０．５％未満、Ｃｒ；８．０％以上２０．０％以下、Ｍｎ；０．１％以上１．５％以下、Ｓｉ；０．１％以上２．０％以下、その他Ｆｅおよび不可避不純物元素からなる合金鋼で形成され、かつ該合金鋼の表層部に０．０５質量％以上のＮと０．５質量％未満のＣとを含有する表面層を有し、前記合金鋼のＣ及びＣｒの含有量が質量％で０．０４Ｃｒ％−０．３９≦Ｃ％≦−０．０５Ｃｒ％＋１．４１の関係を満たし、前記表面層のＮ及びＣの含有量が質量％で０．４５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦１．５％の関係を満たすことを特徴とする転がり軸受。
2. 内輪、外輪及び転動体を有する転がり軸受において、当該内輪、外輪及び転動体のうち少なくとも一つが、質量％でＣ；０．５％未満、Ｃｒ；８．０％以上２０．０％以下、Ｍｎ；０．１％以上１．５％以下、Ｓｉ；０．１％以上２．０％以下、Ｎ；０．０５％以上０．２％未満、その他Ｆｅおよび不可避不純物元素からなる合金鋼で形成され、かつ該合金鋼の表層部に０．０５質量％以上のＮと０．５質量％未満のＣとを含有する表面層を有し、前記合金鋼のＣ、Ｃｒ及びＮの含有量が質量％で０．０４Ｃｒ％−０．８３Ｎ％−０．３９≦Ｃ％≦−０．０５Ｃｒ％＋１．４１の関係を満たし、前記表面層のＮ及びＣの含有量が質量％で０．４５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦１．５％の関係を満たすことを特徴とする転がり軸受。
3. 内輪、外輪及び転動体を有する転がり軸受において、当該内輪、外輪及び転動体のうち少なくとも一つが、質量％でＣ；０．３％未満、Ｃｒ；８．０％以上２０．０％以下、Ｍｎ；０．１％以上１．５％以下、Ｓｉ；０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ；０．４％以上３．０％以下、Ｖ；０．４％以上２．０％以下、Ｎｉ；１．０％以上３．５％以下、Ｃｏ；１．０％以上１０．０％以下、Ｎ；０．２％未満、その他Ｆｅおよび不可避不純物元素からなり、かつＣｒ質量％＋Ｓｉ質量％＋１．５Ｍｏ質量％＋３．５Ｖ質量％をｅｑ１、Ｃ質量％＋０．８３Ｎ質量％＋０．０５（Ｃｏ質量％＋Ｎｉ質量％）＋０．１２Ｍｎ質量％をｅｑ２としたとき、０．０４×［ｅｑ１］−０．３９≦［ｅｑ２］の関係を満たす合金鋼で形成され、該合金鋼の表層部に０．１５質量％以上１．２質量％以下のＮを含有し、かつ質量％で０．４５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦１．５％の関係を満たす表面層を有することを特徴とする転がり軸受。
4. 請求項３記載の転がり軸受において、前記Ｍｏと前記Ｖの合計含有量を質量％で０．８％以上４．０％以下とし、かつ前記Ｃｏと前記Ｎｉの合計含有量を質量％で２．０％以上１２．０％未満としたことを特徴とする転がり軸受。
5. 請求項１〜４のいずれか１項記載の転がり軸受において、前記表面層は、前記合金鋼をＡc₁未満の温度で窒化または浸炭窒化処理した後、９００℃以上１２００℃以下の温度に一旦加熱してから焼入，サブゼロ処理および焼戻を施すことにより、前記合金鋼の表層部に形成されていることを特徴とする転がり軸受。

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