JP4857746B2 - 転がり支持装置 - Google Patents
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Description
本発明は、転がり軸受、ボールねじ、リニアガイド等の転がり支持装置に関する。
自動車、農業機械、建設機械、鉄鋼機械等のトランスミッションやエンジンで用いられる転がり軸受は、潤滑油中に金属の切粉、削り屑、バリ、摩耗粉等の異物が混入した条件下（以下、「異物混入潤滑下」と記す。）で使用されることが多いため、軌道輪や転動体に異物による早期剥離が生じて、大幅に寿命が低下する場合がある。
このような異物混入潤滑下における早期剥離は、軌道輪と転動体との間に異物が噛み込むことで転がり面に形成された圧痕のエッジ部（以下、「圧痕縁」と記す。）に、応力集中が生じることが原因であると言われている。
このような異物混入潤滑下における早期剥離は、軌道輪と転動体との間に異物が噛み込むことで転がり面に形成された圧痕のエッジ部（以下、「圧痕縁」と記す。）に、応力集中が生じることが原因であると言われている。
そこで、本出願人は、異物混入潤滑下で転がり面に圧痕が形成された場合であっても、圧痕縁への応力集中を緩和するために、特許文献１において、内外輪のうち少なくとも一つの軌道面をなす表層部と、転動体の転動面をなす表層部の残留オーステナイト量を２０体積％以上４５体積％以下とし、さらに、転動体の転動面をなす表層部の炭窒化物の含有率を体積比で５％以上１５％以下とすることを提案している。
特開昭６４−５５４２３号公報
ところで、近年、異物混入潤滑下で生じる早期剥離は、上述した圧痕縁への応力集中だけでなく、軌道輪と転動体との転がり面に作用する接線力が原因となっていることが分かってきている。接線力に影響を及ぼす要因としては、転がり面のすべり速度や面圧の他に、転がり面の表面形状や表面粗さ等が挙げられる。すなわち、異物混入潤滑下において早期剥離を生じ難くするためには、転がり面に形成された圧痕縁への応力集中を抑制するとともに、転がり面に作用する接線力を小さくする必要がある。
しかしながら、上述した特許文献１では、圧痕縁への応力集中を抑制するために、転がり面をなす表層部の残留オーステナイト量を多くしているため、表層部の硬さが小さくなり、耐摩耗性や耐圧痕性が低下して、転がり面に異物による圧痕が形成され易くなる場合がある。その結果、形成される圧痕の大きさや数が増大する程、転がり面の形状崩れが起こり易く、表面粗さが大きくなるため、転がり面に作用する接線力が大きくなる。
ここで、転がり面に作用する接線力が大きくなった場合であっても、上述した特許文献１に記載の転がり軸受において、表層部の残留オーステナイト量が多い転動体には早期剥離が生じ難くなる。ところが、転がり接触する二つの部材間では同じ大きさの接線力が作用するため、上述した転動体と転がり接触する内外輪の表層部の残留オーステナイト量が転動体の表層部よりも少ない場合には、内外輪の転がり面に接線力の増大による早期剥離が生じ、結果として、転がり軸受全体の寿命を長くすることができなくなる。
また、表層部に存在する残留オーステナイトは、寸法安定性を劣化させるため、上述した特許文献１に記載の転がり軸受は、異物混入潤滑下で且つ高温下で使用される場合に好適に用いることが難しい。
そこで、本発明は、異物混入潤滑下で使用された場合であっても、早期剥離が生じ難く、寿命の長い転がり支持装置を提供することを課題としている。
そこで、本発明は、異物混入潤滑下で使用された場合であっても、早期剥離が生じ難く、寿命の長い転がり支持装置を提供することを課題としている。
このような課題を解決するために、本発明は、互いに対向配置される軌道面を有する第１部材及び第２部材と、前記第１部材及び前記第２部材の間に転動自在に配置され、前記軌道面に対する転動面を有する転動体と、を備え、前記転動体が転動することにより、前記第１部材及び前記第２部材のうち一方が他方に対して相対移動する転がり支持装置において、前記第１部材、前記第２部材、及び前記転動体のうち少なくとも一つの転動部材は、Ｓｉ含有率が０．３質量％以上２．２質量％以下で、Ｍｎ含有率が０．３５質量％以上２．０質量％以下であるとともに、ＳｉとＭｎとの含有率の質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が５以下で、Ｃ含有率が０．３質量％以上１．２質量％以下で、Ｃｒ含有率が０．５質量％以上２．０質量％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼からなる素材を所定形状に加工した後に、浸炭窒化又は窒化を含む熱処理が施されて得られ、その転がり面のＳｉ及びＭｎを含む窒化物の存在率は、面積比で１．０％以上７．５５％以下であるとともに、その転がり面をなす表層部のＮ含有率は、０．２質量％以上であることを特徴とする転がり支持装置を提供する。
なお、本発明の転がり支持装置とは、例えば、転がり軸受、ボールねじ、リニアガイドを指す。ここで、転がり支持装置が転がり軸受の場合には、第１部材及び第２部材は内輪及び外輪を指し、同様に、転がり支持装置がボールねじの場合には、第１部材及び第２部材はねじ軸及びナットを、転がり支持装置がリニアガイドの場合には、第１部材及び第２部材は案内レール及びスライダをそれぞれ指す。また、本発明の転がり面とは、第１部材や第２部材の軌道面や、転動体の転動面を指す。さらに、本発明の表層部とは、転がり面から所定深さ（例えば、５０μｍ）までの部分を指す。
本発明によれば、転がり支持装置を構成する第１部材、第２部材、及び転動体のうち少なくとも一つの転動部材において、転がり面のＳｉ及びＭｎを含む窒化物（以下、「Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物」と記す。）の存在率と、転がり面をなす表層部のＮ含有率とを特定したことにより、その転動部材自身に優れた応力集中抑制作用と、耐圧痕性及び耐摩耗性を付与できるとともに、その転動部材と転がり接触する相手部材との間に作用する接線力を小さくできるため、異物混入下において転がり面に早期剥離が生じ難くなる。
また、本発明によれば、転がり面の表層部の残留オーステナイト量以外の構成（Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率やＮ含有率）を特定することで早期剥離の抑制を図っているため、高温下で使用されても、優れた寸法安定性が得られる。
よって、本発明の転がり支持装置は、異物混入潤滑下で使用された場合であっても、早期剥離が生じ難くなり、寿命が長くなる。
よって、本発明の転がり支持装置は、異物混入潤滑下で使用された場合であっても、早期剥離が生じ難くなり、寿命が長くなる。
以下、本発明における転がり支持装置を構成する転動部材について、詳細に説明する。 本発明で用いる転動部材は、熱処理後において、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上２０．０％以下となり、且つ、転がり面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上となるように、鋼からなる素材を所定形状に加工した後に、浸炭窒化又は窒化を含む熱処理が施されて得られる。
＜素材をなす鋼について＞
素材をなす鋼としては、Ｓｉ含有率が０．３質量％以上２．２質量％以下で、Ｍｎ含有率が０．３質量％以上２．０質量％以下で、Ｓｉ含有率とＭｎ含有率との質量比Ｓｉ／Ｍｎが５以下の鋼を用いることが好ましい。また、転がり面にＳｉ−Ｍｎ系窒化物を効率よく析出させ、転がり面をなす表層部に本発明の範囲内のＮを固溶させるためには、Ｓｉ含有率とＭｎ含有率との合計を１質量％以上とすることが好ましい。
素材をなす鋼としては、Ｓｉ含有率が０．３質量％以上２．２質量％以下で、Ｍｎ含有率が０．３質量％以上２．０質量％以下で、Ｓｉ含有率とＭｎ含有率との質量比Ｓｉ／Ｍｎが５以下の鋼を用いることが好ましい。また、転がり面にＳｉ−Ｍｎ系窒化物を効率よく析出させ、転がり面をなす表層部に本発明の範囲内のＮを固溶させるためには、Ｓｉ含有率とＭｎ含有率との合計を１質量％以上とすることが好ましい。
ここで、Ｓｉ含有率及びＭｎ含有率は、Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物を効率よく析出させるために、それぞれ０．３質量％以上とする。一方、Ｓｉ含有率が多すぎると、加工性や被削性が低下するだけでなく、浸炭窒化特性や窒化特性が低下して、転がり面をなす表層部のＮ含有率を本発明の範囲内に出来なくなる。また、Ｍｎ含有率が多すぎると、熱処理後に転がり面をなす表層部の残留オーステナイト量が多くなり、硬さ、耐摩耗性、及び耐圧痕性が劣化する。よって、Ｓｉ含有率は２．２質量％以下とし、Ｍｎ含有率は２．０質量％以下とすることが好ましい。
また、Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物は、浸炭窒化又は窒化時に侵入した窒素が、オーステナイト域でＭｎを取り込みながらＳｉと反応して析出することで得られる。このため、Ｓｉ含有率に対してＭｎ含有率が少ないと、窒素を十分に拡散させてもＳｉ−Ｍｎ系窒化物の析出が促進され難くなる。よって、素材をなす鋼中のＳｉとＭｎとの含有率の比（Ｓｉ／Ｍｎ）を、質量比で５以下とすることが好ましい。
さらに、素材をなす鋼は、Ｃ含有率を０．３質量％以上１．２質量％以下とし、Ｃｒ含有率を０．５質量％以上２．０質量％以下とすることが好ましい。
ここで、素材をなす鋼中に存在するＣは、鋼に必要な強度と寿命を付与するために必要な元素である。素材をなす鋼のＣ含有率が少なすぎると、転動部材に必要な強度を付与できないだけでなく、窒化又は浸炭窒化を行う際に転がり面に必要な硬化層深さを得るための熱処理時間が長くなり、熱処理コストが増大する。よって、素材をなす鋼のＣ含有率は０．３質量％以上とすることが好ましく、０．５質量％以上とすることがより好ましい。
ここで、素材をなす鋼中に存在するＣは、鋼に必要な強度と寿命を付与するために必要な元素である。素材をなす鋼のＣ含有率が少なすぎると、転動部材に必要な強度を付与できないだけでなく、窒化又は浸炭窒化を行う際に転がり面に必要な硬化層深さを得るための熱処理時間が長くなり、熱処理コストが増大する。よって、素材をなす鋼のＣ含有率は０．３質量％以上とすることが好ましく、０．５質量％以上とすることがより好ましい。
一方、素材をなす鋼のＣ含有率が多過ぎると、製鋼時に巨大な炭化物が生成されて、その後の焼入れ特性や転がり疲れ寿命に悪影響を与えるだけでなく、ヘッダー加工性が低下してコストの上昇を招く。よって、Ｃ含有率は１．２質量％以下とすることが好ましい。 また、素材をなす鋼中に存在するＣｒは、基地に固溶して、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させる作用を有するとともに、高硬度の微細な炭化物や炭窒化物を形成して、転動部材の硬さや熱処理時の結晶粒粗大化を抑制するため、転がり疲れ寿命を向上させる作用を有する。これらの作用を得るために、素材をなす鋼のＣｒ含有率は０．５質量％以上とすることが好ましく、１．３質量％以上とすることがより好ましい。
一方、素材をなす鋼のＣｒ含有率が多過ぎると、製鋼時に巨大な炭化物が生成されて、その後の焼入れ特性や転がり疲れ寿命に悪影響を与えたり、ヘッダー加工性及び被削性が低下する場合がある。よって、素材をなす鋼のＣｒ含有率は２．０質量％以下とすることが好ましく、１．６質量％以下とすることがより好ましい。
なお、素材をなす鋼には、上述した元素に加えて、Ｃｒと同様の作用を有するＭｏやＶ等の炭化物形成促進元素を、素材費の上昇や加工性の低下によるコスト上昇を招かない範囲で含有してもよい。また、素材をなす鋼の残部は、実質的にＦｅからなるが、不可避不純物として、Ｓ，Ｐ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｏ等を含有してもよい。これらの元素は、圧痕縁を起点とする表面起点型の剥離に対して特に際立った抑制効果はないと言われているが、鋼の品質が著しく悪い場合には、これらが起点となって内部起点型の剥離が生じる。このため、コストの著しい上昇を招くような厳しい不純物規制は行わないが、不可避不純物の含有率は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５に規定された高炭素クロム軸受鋼の清浄度規制を満たす品質レベルとする。
なお、素材をなす鋼には、上述した元素に加えて、Ｃｒと同様の作用を有するＭｏやＶ等の炭化物形成促進元素を、素材費の上昇や加工性の低下によるコスト上昇を招かない範囲で含有してもよい。また、素材をなす鋼の残部は、実質的にＦｅからなるが、不可避不純物として、Ｓ，Ｐ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｏ等を含有してもよい。これらの元素は、圧痕縁を起点とする表面起点型の剥離に対して特に際立った抑制効果はないと言われているが、鋼の品質が著しく悪い場合には、これらが起点となって内部起点型の剥離が生じる。このため、コストの著しい上昇を招くような厳しい不純物規制は行わないが、不可避不純物の含有率は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５に規定された高炭素クロム軸受鋼の清浄度規制を満たす品質レベルとする。
＜熱処理について＞
まず、上述した鋼からなる素材を、成形加工や粗研削等で所定形状に加工した後に、アンモニアガスを導入した炉内で加熱保持することによる「窒化」を行うか、混合ガス（例えば、ＲＸガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）を導入した炉内で加熱保持することによる「浸炭窒化」を行う。これらの処理は、熱処理後において、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上２０．０％以下で、転がり面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上となるような条件で行う。
次に、焼入れ及び焼戻しを行う。これらの処理は、熱処理後における転がり面をなす表層部に、転動部材として必要な硬さ（例えば、Ｈｖ７５０以上）が得られるような条件で行うことが好ましい。
まず、上述した鋼からなる素材を、成形加工や粗研削等で所定形状に加工した後に、アンモニアガスを導入した炉内で加熱保持することによる「窒化」を行うか、混合ガス（例えば、ＲＸガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）を導入した炉内で加熱保持することによる「浸炭窒化」を行う。これらの処理は、熱処理後において、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上２０．０％以下で、転がり面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上となるような条件で行う。
次に、焼入れ及び焼戻しを行う。これらの処理は、熱処理後における転がり面をなす表層部に、転動部材として必要な硬さ（例えば、Ｈｖ７５０以上）が得られるような条件で行うことが好ましい。
＜転がり面をなす表層部のＮ含有率について＞
転がり面をなす表層部に存在するＮは、マルテンサイトの固溶強化や残留オーステナイトの安定確保に作用するだけでなく、窒化物や炭窒化物を形成して、耐摩耗性及び耐圧痕性を向上させ、転がり面に作用する接線力を小さくする作用を有する。これらの作用を得るために、転がり面をなす表層部のＮ含有率は０．２質量％以上とし、好ましくは０．３質量％とし、より好ましくは０．４５質量％以上とする。
一方、前記表層部のＮ含有率が多すぎると、転動部材として必要な靱性や強度が得られなくなる。特に、転がり支持装置の転動体には、十分な靱性や強度が必要であるため、転がり面をなす表層部のＮ含有率は２．０質量％以下とすることが好ましい。
転がり面をなす表層部に存在するＮは、マルテンサイトの固溶強化や残留オーステナイトの安定確保に作用するだけでなく、窒化物や炭窒化物を形成して、耐摩耗性及び耐圧痕性を向上させ、転がり面に作用する接線力を小さくする作用を有する。これらの作用を得るために、転がり面をなす表層部のＮ含有率は０．２質量％以上とし、好ましくは０．３質量％とし、より好ましくは０．４５質量％以上とする。
一方、前記表層部のＮ含有率が多すぎると、転動部材として必要な靱性や強度が得られなくなる。特に、転がり支持装置の転動体には、十分な靱性や強度が必要であるため、転がり面をなす表層部のＮ含有率は２．０質量％以下とすることが好ましい。
＜転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率について＞
本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、転がり面に存在するＳｉ−Ｍｎ系窒化物は、耐摩耗性及び耐圧痕性を向上させるとともに、転がり疲れ寿命を向上させる作用を有することを見出した。これらの作用を得るために、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率は１．０％以上とする。
一方、転がり面に存在するＳｉ−Ｍｎ系窒化物が多すぎると、転動部材として必要な靱性や強度が得られなくなる。よって、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率は２０．０％以下とし、好ましくは１０．０％以下とする。
本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、転がり面に存在するＳｉ−Ｍｎ系窒化物は、耐摩耗性及び耐圧痕性を向上させるとともに、転がり疲れ寿命を向上させる作用を有することを見出した。これらの作用を得るために、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率は１．０％以上とする。
一方、転がり面に存在するＳｉ−Ｍｎ系窒化物が多すぎると、転動部材として必要な靱性や強度が得られなくなる。よって、転がり面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率は２０．０％以下とし、好ましくは１０．０％以下とする。
＜転がり面をなす表層部の残留オーステナイト量について＞
転がり面をなす表層部の残留オーステナイト量は、圧痕縁への応力集中を抑制するためには多くすることが好ましいが、表層部に優れた耐摩耗性や耐圧痕性を付与して、転がり面に作用する接線力を小さくするためには少なくすることが好ましい。
そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、第１部材及び第２部材の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量をγRAB とし、転動体の転動面をなす表層部の残留オーステナイト量をγRCとした時に、０≦γRAB 及び０≦γRC≦５０を満たすとともに、γRAB −１５≦γRC≦γRAB ＋１５を満たすようにすることにより、転がり面をなす表層部における圧痕縁への応力集中を確実に抑制しつつ、転がり面に作用する接線力をより小さくできることを見出した。ここで、転がり面に必要な硬さを付与し、優れた耐圧痕性や耐摩耗性を得るとともに、高温下で使用された場合に優れた寸法安定性を付与するために、γRCは５０体積％以下とする。
転がり面をなす表層部の残留オーステナイト量は、圧痕縁への応力集中を抑制するためには多くすることが好ましいが、表層部に優れた耐摩耗性や耐圧痕性を付与して、転がり面に作用する接線力を小さくするためには少なくすることが好ましい。
そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、第１部材及び第２部材の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量をγRAB とし、転動体の転動面をなす表層部の残留オーステナイト量をγRCとした時に、０≦γRAB 及び０≦γRC≦５０を満たすとともに、γRAB −１５≦γRC≦γRAB ＋１５を満たすようにすることにより、転がり面をなす表層部における圧痕縁への応力集中を確実に抑制しつつ、転がり面に作用する接線力をより小さくできることを見出した。ここで、転がり面に必要な硬さを付与し、優れた耐圧痕性や耐摩耗性を得るとともに、高温下で使用された場合に優れた寸法安定性を付与するために、γRCは５０体積％以下とする。
本発明の転がり支持装置によれば、第１部材、第２部材、及び転動体のうち少なくとも一つの転動部材において、転がり面のＳｉ及びＭｎを含む窒化物の存在率を面積比で１．０％以上２０．０％以下とし、転がり面をなす表層部のＮ含有率を０．２質量％以上とすることにより、転がり面に作用する接線力を小さくできるため、異物混入潤滑下において早期剥離を生じ難くできる。
以下、本発明の効果を実施例に基づいて検証した結果について説明する。
＜第１実施例＞
まず、高炭素クロム軸受鋼二種（ＳＵＪ２）からなる素材を所定形状に加工した後、混合ガス（Ｒｘガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８３０〜８５０℃で１〜３時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１８０〜２４０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しを施すことにより、円筒状の試験体（内径：１６ｍｍ，外径：３０ｍｍ，幅：７ｍｍ）を作製した。
＜第１実施例＞
まず、高炭素クロム軸受鋼二種（ＳＵＪ２）からなる素材を所定形状に加工した後、混合ガス（Ｒｘガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８３０〜８５０℃で１〜３時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１８０〜２４０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しを施すことにより、円筒状の試験体（内径：１６ｍｍ，外径：３０ｍｍ，幅：７ｍｍ）を作製した。
なお、ＳＵＪ２からなる素材は、Ｃ含有率が０．９９質量％で、Ｓｉ含有率が０．２５質量％で、Ｍｎ含有率が０．４０質量％で、Ｃｒ含有率が１．４９質量％の鋼である。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面（表面）をなす表層部（表面から５０μｍの深さまでの部分）のＮ含有率を調節した。
このようにして得られた試験体において、外周面をなす表層部のＮ含有率を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、加速電圧１５ｋｖで測定した。
なお、得られた試験体において、表層部の硬さはいずれもＨｖ７５０〜７８０とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
そして、得られた試験体を用いて、耐圧痕性試験、耐摩耗性試験、及びシャルピー衝撃試験を行った。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面（表面）をなす表層部（表面から５０μｍの深さまでの部分）のＮ含有率を調節した。
このようにして得られた試験体において、外周面をなす表層部のＮ含有率を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、加速電圧１５ｋｖで測定した。
なお、得られた試験体において、表層部の硬さはいずれもＨｖ７５０〜７８０とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
そして、得られた試験体を用いて、耐圧痕性試験、耐摩耗性試験、及びシャルピー衝撃試験を行った。
〔耐圧痕性試験について〕
耐圧痕性試験は、図１に示すように、試験体１０の外周面に直径２ｍｍの鋼球２０を載せて、５ＧＰａで押し付けることで行った。この試験では、鋼球２０を押し付けた後に試験体１０の外周面に形成される圧痕深さを測定した。
そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と圧痕深さとの関係を示す図２のグラフを作成した。
図２のグラフから、表層部のＮ含有率が多くなる程、圧痕深さが浅くなり、表層部のＮ含有率を０．２質量％以上とすると、圧痕深さが２５０ｎｍ以下となることが分かった。
耐圧痕性試験は、図１に示すように、試験体１０の外周面に直径２ｍｍの鋼球２０を載せて、５ＧＰａで押し付けることで行った。この試験では、鋼球２０を押し付けた後に試験体１０の外周面に形成される圧痕深さを測定した。
そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と圧痕深さとの関係を示す図２のグラフを作成した。
図２のグラフから、表層部のＮ含有率が多くなる程、圧痕深さが浅くなり、表層部のＮ含有率を０．２質量％以上とすると、圧痕深さが２５０ｎｍ以下となることが分かった。
〔耐摩耗性試験について〕
耐摩耗性試験は、図３に示すように、一対の試験体１１，１２の両外周面を接触させた状態で配置した後、面圧０．８ＧＰａ、滑り率３０％の条件下で、駆動側の試験体１１を回転速度１０ｍｉｎ-1で、従動側の試験体１２を回転速度７ｍｉｎ-1で２０時間回転させることで行った。この試験では、回転前後の各試験体１１，１２の質量差を測定し、これらの平均値を摩耗量として測定した。なお、各試験体１１，１２はモータ３０により回転させて、従動側の試験体１２の回転速度はギア４０で調節した。
そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と摩耗量との関係を示す図４のグラフを作成した。
図４のグラフから、表層部のＮ含有率が多くなる程、摩耗量が少なくなり、表層部のＮ含有率を０．２質量以上とすると、摩耗量が０．０２ｇ以下となることが分かった。
耐摩耗性試験は、図３に示すように、一対の試験体１１，１２の両外周面を接触させた状態で配置した後、面圧０．８ＧＰａ、滑り率３０％の条件下で、駆動側の試験体１１を回転速度１０ｍｉｎ-1で、従動側の試験体１２を回転速度７ｍｉｎ-1で２０時間回転させることで行った。この試験では、回転前後の各試験体１１，１２の質量差を測定し、これらの平均値を摩耗量として測定した。なお、各試験体１１，１２はモータ３０により回転させて、従動側の試験体１２の回転速度はギア４０で調節した。
そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と摩耗量との関係を示す図４のグラフを作成した。
図４のグラフから、表層部のＮ含有率が多くなる程、摩耗量が少なくなり、表層部のＮ含有率を０．２質量以上とすると、摩耗量が０．０２ｇ以下となることが分かった。
〔シャルピー衝撃試験について〕
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験方法で行った。そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と吸収エネルギーとの関係を示す図５のグラフを作成した。
図５のグラフから、表層部のＮ含有率が２．０質量％よりも大きくなると、吸収エネルギーが小さくなり、表層部に十分な靱性が得られなくなることが分かった。
以上の結果より、表層部に耐圧痕性、耐摩耗性、及び靱性の全てを付与するためには、表層部のＮ含有率を０．２質量％以上２．０質量％以下にすればよいことが確認できた。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験方法で行った。そして、得られた結果に基づいて、表層部のＮ含有率と吸収エネルギーとの関係を示す図５のグラフを作成した。
図５のグラフから、表層部のＮ含有率が２．０質量％よりも大きくなると、吸収エネルギーが小さくなり、表層部に十分な靱性が得られなくなることが分かった。
以上の結果より、表層部に耐圧痕性、耐摩耗性、及び靱性の全てを付与するためには、表層部のＮ含有率を０．２質量％以上２．０質量％以下にすればよいことが確認できた。
＜第２実施例＞
まず、ＳＵＪ２からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第１実施例と同様の熱処理を施すことにより、上述した第１実施例と同様の円筒状の試験体を作製した。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面をなす表層部（表面から５０μｍの深さまでの部分）の硬さを調節した。
このようにして得られた試験体において、外周面をなす表層部の硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験方法を用いて測定した。
なお、得られた試験体において、表層部のＮ含有率はいずれも０．３〜０．５質量％とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
そして、得られた試験体を用いて、上述した第１実施例と同様の条件で、耐圧痕性試験及び耐摩耗性試験を行った。
その後、得られた結果に基づいて、表層部の硬さと圧痕深さとの関係を示す図６のグラフを作成した。
まず、ＳＵＪ２からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第１実施例と同様の熱処理を施すことにより、上述した第１実施例と同様の円筒状の試験体を作製した。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面をなす表層部（表面から５０μｍの深さまでの部分）の硬さを調節した。
このようにして得られた試験体において、外周面をなす表層部の硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験方法を用いて測定した。
なお、得られた試験体において、表層部のＮ含有率はいずれも０．３〜０．５質量％とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
そして、得られた試験体を用いて、上述した第１実施例と同様の条件で、耐圧痕性試験及び耐摩耗性試験を行った。
その後、得られた結果に基づいて、表層部の硬さと圧痕深さとの関係を示す図６のグラフを作成した。
図６のグラフから、表層部の硬さを大きくする程、圧痕深さが浅くなり、表層部の硬さをＨｖ７５０以上とすると、圧痕深さが２００ｎｍ以下となることが分かった。
また、得られた結果に基づいて、表層部の硬さと摩耗量との関係を示す図７のグラフとを作成した。
図７のグラフから、表層部の硬さが大きくなる程、摩耗量が少なくなり、表層部の硬さをＨｖ７５０以上とすると、摩耗量が０．０１１ｇ以下となることが分かった。
以上の結果より、表層部に耐圧痕性及び耐摩耗性を確実に付与するためには、表層部の硬さをＨｖ７５０以上とすればよいことが確認できた。
また、得られた結果に基づいて、表層部の硬さと摩耗量との関係を示す図７のグラフとを作成した。
図７のグラフから、表層部の硬さが大きくなる程、摩耗量が少なくなり、表層部の硬さをＨｖ７５０以上とすると、摩耗量が０．０１１ｇ以下となることが分かった。
以上の結果より、表層部に耐圧痕性及び耐摩耗性を確実に付与するためには、表層部の硬さをＨｖ７５０以上とすればよいことが確認できた。
＜第３実施例＞
まず、Ｓｉ及びＭｎを含む鋼からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第１実施例と同様の熱処理を施すことにより、上述した第１実施例と同様の円筒状の試験体を作製した。
このとき、素材をなす鋼中のＳｉ含有率及びＭｎ含有率を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面（表面）のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が異なるようにした。
このようにして得られた試験体の外周面において、電界放射型走査顕微鏡（Ｆｅ−ＳＥＭ）を用いて、加速電圧１０ｋＶで、倍率５０００倍の条件下で、最低３視野以上の写真（図８参照）を撮影した。その後、画像解析装置を用いて、得られた写真を二値化した後に存在率（面積比）を測定した。
まず、Ｓｉ及びＭｎを含む鋼からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第１実施例と同様の熱処理を施すことにより、上述した第１実施例と同様の円筒状の試験体を作製した。
このとき、素材をなす鋼中のＳｉ含有率及びＭｎ含有率を変えることにより、熱処理後における試験体の外周面（表面）のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が異なるようにした。
このようにして得られた試験体の外周面において、電界放射型走査顕微鏡（Ｆｅ−ＳＥＭ）を用いて、加速電圧１０ｋＶで、倍率５０００倍の条件下で、最低３視野以上の写真（図８参照）を撮影した。その後、画像解析装置を用いて、得られた写真を二値化した後に存在率（面積比）を測定した。
なお、得られた試験体において、表層部（表面から５０μｍの深さまでの部分）の硬さはいずれもＨｖ７８０〜８２０とし、表層部のＮ含有率はいずれも０．３〜０．７質量％とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
そして、得られた試験体を用いて、上述した第１実施例と同様の圧痕性試験、耐摩耗性試験、及びシャルピー衝撃試験を行った。
その後、得られた結果に基づいて、試験体の外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、圧痕深さとの関係を示す図９のグラフを作成した。
図９のグラフから、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を大きくする程、圧痕深さが浅くなり、Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上とすると、圧痕深さが１００ｎｍ以下となることが分かった。
そして、得られた試験体を用いて、上述した第１実施例と同様の圧痕性試験、耐摩耗性試験、及びシャルピー衝撃試験を行った。
その後、得られた結果に基づいて、試験体の外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、圧痕深さとの関係を示す図９のグラフを作成した。
図９のグラフから、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を大きくする程、圧痕深さが浅くなり、Ｓｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上とすると、圧痕深さが１００ｎｍ以下となることが分かった。
また、得られた結果に基づいて、試験体の外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、摩耗量との関係を示す図１０のグラフを作成した。
図１０のグラフから、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を大きくする程、摩耗量が少なくなり、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上とすると、摩耗量が０．００５ｇ以下となることが分かった。
さらに、得られた結果に基づいて、試験体の外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、吸収エネルギーとの関係を示す図１１のグラフを作成した。
図１０のグラフから、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を大きくする程、摩耗量が少なくなり、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上とすると、摩耗量が０．００５ｇ以下となることが分かった。
さらに、得られた結果に基づいて、試験体の外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、吸収エネルギーとの関係を示す図１１のグラフを作成した。
図１１のグラフから、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が２０．０％を超えると、吸収エネルギーが小さくなり、転がり面に十分な靱性が得られなくなることが分かった。 以上の結果より、表層部に耐圧痕性、耐摩耗性、及び靱性の全てを付与するためには、外周面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上、好ましくは２．０％以上とし、２０．０％以下にすればよいことが確認できた。
＜第４実施例＞
まず、高炭素クロム軸受鋼三種（ＳＵＪ３）からなる素材と、ＳＵＪ２からなる素材を、それぞれ旋削加工を施して所定形状に加工した。
次に、これらに、混合ガス（Ｒｘガス＋プロパンガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８２０〜９００℃で２〜１０時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１６０〜２７０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しとを施した。
次に、これらに研磨及びラッピングによる鏡面仕上げ加工を施すことにより、円板状の試験体（直径６５ｍｍ，厚さ６ｍｍ）を作製した。
まず、高炭素クロム軸受鋼三種（ＳＵＪ３）からなる素材と、ＳＵＪ２からなる素材を、それぞれ旋削加工を施して所定形状に加工した。
次に、これらに、混合ガス（Ｒｘガス＋プロパンガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８２０〜９００℃で２〜１０時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１６０〜２７０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しとを施した。
次に、これらに研磨及びラッピングによる鏡面仕上げ加工を施すことにより、円板状の試験体（直径６５ｍｍ，厚さ６ｍｍ）を作製した。
なお、ＳＵＪ３からなる素材は、Ｃ含有率が１．０１質量％で、Ｓｉ含有率が０．５６質量％で、Ｍｎ含有率が１．１０質量％で、Ｃｒ含有率が１．１０質量％の鋼である。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、表１に示すように、熱処理後における試験体の表面をなす表層部のＮ含有率を調節した。
なお、得られた試験体において、表層部の硬さはいずれもＨｖ７５０〜８２０とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
このとき、浸炭窒化の条件を変えることにより、表１に示すように、熱処理後における試験体の表面をなす表層部のＮ含有率を調節した。
なお、得られた試験体において、表層部の硬さはいずれもＨｖ７５０〜８２０とし、表層部の残留オーステナイト量はいずれも２０〜３０体積％とした。
このようにして得られた試験体において、上述と同様の条件で、表面をなす表層部のＮ含有率と、表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を測定した。この結果を、表１に併せて示した。
そして、得られた試験体を、日本精工株式会社製のスラスト型寿命試験機に組み込んだ後、異物混入潤滑下で使用することを想定した以下に示す条件で寿命試験を行った。この試験では、試験体の表面に剥離が生じるまでの試験体の回転時間を寿命として測定し、ワイブル分布曲線に基づくＬ１０寿命を算出した。この結果を、Ｎｏ．１１のＬ１０寿命を１としたときの比で、表１に併せて示した。
〔寿命試験条件〕
試験荷重：５８８０Ｎ（６００ｋｇｆ）
回転速度：１０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ８７０
（寸法）７４〜１４７μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して２００ｐｐｍとなるように混入
そして、得られた試験体を、日本精工株式会社製のスラスト型寿命試験機に組み込んだ後、異物混入潤滑下で使用することを想定した以下に示す条件で寿命試験を行った。この試験では、試験体の表面に剥離が生じるまでの試験体の回転時間を寿命として測定し、ワイブル分布曲線に基づくＬ１０寿命を算出した。この結果を、Ｎｏ．１１のＬ１０寿命を１としたときの比で、表１に併せて示した。
〔寿命試験条件〕
試験荷重：５８８０Ｎ（６００ｋｇｆ）
回転速度：１０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ８７０
（寸法）７４〜１４７μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して２００ｐｐｍとなるように混入
表１の結果から、試験体の表面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上で、且つ、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０質量％以上であると、長寿命が得られ、Ｎｏ．１１の２．１倍以上となっていることが分かる。
また、得られた結果に基づいて、試験体の表面をなす表層部のＮ含有率と、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率との関係を示す図１２を作成した。
また、得られた結果に基づいて、試験体の表面をなす表層部のＮ含有率と、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率との関係を示す図１２を作成した。
図１２のグラフから、試験体の表面をなす表層部のＮ含有率が多くなる程、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が大きくなっていることが分かる。また、ＳＵＪ２と比べてＳｉ含有率やＭｎ含有率の多いＳＵＪ３からなる素材を用いた場合に、表層部のＮ含有率がＳＵＪ２と同量でも、表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が大きくなっていることが分かる。
さらに、得られた結果に基づいて、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、寿命との関係を示す図１３のグラフを作成した。
図１３のグラフから、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が大きくなる程、寿命が長くなっていることが分かる。また、ＳＵＪ２と比べてＳｉ含有率やＭｎ含有率の多いＳＵＪ３からなる素材を用いた場合に、表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率がＳＵＪ２と同様でも、寿命が長くなっていることが分かる。
図１３のグラフから、試験体の表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が大きくなる程、寿命が長くなっていることが分かる。また、ＳＵＪ２と比べてＳｉ含有率やＭｎ含有率の多いＳＵＪ３からなる素材を用いた場合に、表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率がＳＵＪ２と同様でも、寿命が長くなっていることが分かる。
以上の結果より、転がり支持装置の転動部材を、表面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上で、且つ、表面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上２０．０％以下とした試験体と同様の構成とすることにより、異物混入潤滑下で使用された場合であっても、転がり支持装置の寿命を長くできることが確認できた。
＜第５実施例＞
本実施例では、日本精工株式会社製呼び番号６２０６の深溝玉軸受（内径：３０ｍｍ，外径：６２ｍｍ，幅１６ｍｍ）を以下に示す手順で作製した。この深溝玉軸受は、図１４に示すように、内輪１、外輪２、玉３、及び保持器４からなる。
玉３は、表２に示す各組成の鋼からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第４実施例と同様の熱処理及び鏡面仕上げ加工を施すことにより作製した。 このようにして得られた玉３において、上述した第１実施例と同様の条件で転動面（転がり面）をなす表層部のＮ含有率を測定するとともに、上述した第３実施例と同様の条件で転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を測定した。この結果を、表２に併せて示した。
本実施例では、日本精工株式会社製呼び番号６２０６の深溝玉軸受（内径：３０ｍｍ，外径：６２ｍｍ，幅１６ｍｍ）を以下に示す手順で作製した。この深溝玉軸受は、図１４に示すように、内輪１、外輪２、玉３、及び保持器４からなる。
玉３は、表２に示す各組成の鋼からなる素材を所定形状に加工した後、上述した第４実施例と同様の熱処理及び鏡面仕上げ加工を施すことにより作製した。 このようにして得られた玉３において、上述した第１実施例と同様の条件で転動面（転がり面）をなす表層部のＮ含有率を測定するとともに、上述した第３実施例と同様の条件で転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を測定した。この結果を、表２に併せて示した。
そして、得られた玉３と、ＳＵＪ２製の内輪１及び外輪２と、プラスチック製の保持器４とを用いて深溝玉軸受を組み立てた後、異物混入潤滑下で使用することを想定した以下に示す条件で寿命試験を行った。
この試験では、内輪１、外輪２、及び玉３のいずれかの転がり面に剥離が生じるまでの回転時間を寿命として測定し、ワイブル分布曲線に基づくＬ１０寿命を算出した。この結果を、Ｎｏ．４０のＬ１０寿命を１としたときの比で、表２に併せて示した。
〔寿命試験条件〕
試験荷重：６２２３Ｎ（６３５ｋｇｆ）
回転速度：３０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ５９０
（寸法）７４〜１４７μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して２００ｐｐｍとなるように混入
この試験では、内輪１、外輪２、及び玉３のいずれかの転がり面に剥離が生じるまでの回転時間を寿命として測定し、ワイブル分布曲線に基づくＬ１０寿命を算出した。この結果を、Ｎｏ．４０のＬ１０寿命を１としたときの比で、表２に併せて示した。
〔寿命試験条件〕
試験荷重：６２２３Ｎ（６３５ｋｇｆ）
回転速度：３０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ５９０
（寸法）７４〜１４７μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して２００ｐｐｍとなるように混入
表２の結果から、Ｓｉ含有率が０．３質量％以上２．２質量％以下で、Ｍｎ含有率が０．３質量％以上２．０質量％以下であり、Ｓｉ／Ｍｎが質量比で５以下である鋼からなる素材を用いて作製して、転動面をなす表層部のＮ含有率を０．２質量％以上とし、転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上で２０．０％以下とした玉３を用いたＮｏ．２１〜Ｎｏ．３９では、それ以外の玉３を用いたＮｏ．４０〜Ｎｏ．４４と比べて、長寿命が得られていることが分かる。
また、得られた結果に基づいて、玉３の素材をなす鋼中のＳｉ／Ｍｎと、玉３の転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率との関係を示す図１５のグラフを作成した。
図１５のグラフから、Ｓｉ含有率及びＭｎ含有率が本発明範囲内の鋼からなる素材を用いて、転動面をなす表層部のＮ含有率を本発明範囲内とした玉３の素材をなす鋼中のＳｉ／Ｍｎが質量比で５以下であると、玉３の転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上になることが分かった。
図１５のグラフから、Ｓｉ含有率及びＭｎ含有率が本発明範囲内の鋼からなる素材を用いて、転動面をなす表層部のＮ含有率を本発明範囲内とした玉３の素材をなす鋼中のＳｉ／Ｍｎが質量比で５以下であると、玉３の転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上になることが分かった。
＜第６実施例＞
本実施例では、日本精工株式会社製呼び番号Ｌ４４６４９／６１０の円錐ころ軸受（内径：２６．９８８ｍｍ，外径：５０．２９２ｍｍ，幅１４．２２４ｍｍ）のころを、以下に示す手順で作製した。
まず、表３に示す各組成の鋼からなる線材（素材）をヘッダー加工及び粗研削加工により所定形状に加工した後、混合ガス（Ｒｘガス＋プロパンガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８３０℃で５〜２０時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１８０〜２７０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しとを施した。次に、これらの転動面に研磨及びラッピングによる鏡面仕上げ加工を施した。
本実施例では、日本精工株式会社製呼び番号Ｌ４４６４９／６１０の円錐ころ軸受（内径：２６．９８８ｍｍ，外径：５０．２９２ｍｍ，幅１４．２２４ｍｍ）のころを、以下に示す手順で作製した。
まず、表３に示す各組成の鋼からなる線材（素材）をヘッダー加工及び粗研削加工により所定形状に加工した後、混合ガス（Ｒｘガス＋プロパンガス＋アンモニアガス）を導入した炉内において８３０℃で５〜２０時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１８０〜２７０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しとを施した。次に、これらの転動面に研磨及びラッピングによる鏡面仕上げ加工を施した。
このようにして得られたころにおいて、転動面（転がり面）をなす表層部において、上述した第１実施例と同様の条件でＮ含有率を測定するとともに、Ｘ線回折法により残留オーステナイト量を測定した。また、ころの転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を、上述した第３実施例と同様の条件で測定した。これらの結果を、表３に併せて示した。
内輪及び外輪は、以下に示す手順で作製した。
内輪及び外輪は、以下に示す手順で作製した。
まず、ＳＵＪ２からなる素材を所定形状に加工した後、混合ガス（Ｒｘガス＋プロパンガス＋アンモニアガス）を導入した炉内で、８３０〜８５０℃で１〜３時間加熱保持することによる浸炭窒化と、油焼入れと、１８０〜２４０℃で２時間加熱保持することによる焼戻しとからなる熱処理を施した。次に、これらの軌道面に研磨及びラッピングによる鏡面仕上げ加工を施した。
この時、浸炭窒化の条件を変えることで、内輪及び外輪の軌道面（転がり面）をなす表層部の残留オーステナイト量を三種類（１０体積％、約２０体積％、３０体積％）に調節した。
この時、浸炭窒化の条件を変えることで、内輪及び外輪の軌道面（転がり面）をなす表層部の残留オーステナイト量を三種類（１０体積％、約２０体積％、３０体積％）に調節した。
そして、得られたころと、内輪及び外輪と、を用いて円錐ころ軸受を組み立てた後、異物混入潤滑下で使用することを想定した以下に示す条件で寿命試験を行った。この試験では、ころ、内輪、及び外輪のいずれかの転がり面に剥離が生じるまでの回転時間を寿命として測定し、ワイブル分布曲線に基づくＬ１０寿命を算出した。この結果を、Ｎｏ．９６のＬ１０寿命を１としたときの比で、表３に併せて示した。
〔寿命試験条件〕
試験荷重：Ｆｒ＝１２ｋＮ，Ｆａ＝３．５ｋＮ
回転速度：３０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ８７０
（寸法）７４〜１３４μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して０．１ｇとなるように混入
サンプル毎の試験回数：１２回
〔寿命試験条件〕
試験荷重：Ｆｒ＝１２ｋＮ，Ｆａ＝３．５ｋＮ
回転速度：３０００ｍｉｎ-1
潤滑油：ＶＧ６８
異物：（硬さ）Ｈｖ８７０
（寸法）７４〜１３４μｍ
（混入量）潤滑剤全体に対して０．１ｇとなるように混入
サンプル毎の試験回数：１２回
表３の結果から、転動面をなす表層部のＮ含有率が０．２質量％以上で、その転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率が１．０％以上２０．０％以下のころを用いたＮｏ．５１〜Ｎｏ．９１では、上記以外のころを用いたＮｏ．９２〜Ｎｏ．９６と比べて、長寿命が得られていることが分かる。
このうち、内外輪の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量γRAB を種々変更させたＮｏ．６７〜Ｎｏ．７４と、Ｎｏ．７５〜Ｎｏ．８２と、Ｎｏ．８３〜Ｎｏ．９１との結果から、γRAB が多い程、寿命が長くなる傾向があることが分かる。
このうち、内外輪の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量γRAB を種々変更させたＮｏ．６７〜Ｎｏ．７４と、Ｎｏ．７５〜Ｎｏ．８２と、Ｎｏ．８３〜Ｎｏ．９１との結果から、γRAB が多い程、寿命が長くなる傾向があることが分かる。
すなわち、γRAB が１０体積％の内外輪を用いたＮｏ．６７〜Ｎｏ．７４では、Ｎｏ．９６の１．７〜２．８倍の寿命が得られた。同様に、γRAB が２０体積％の内外輪を用いたＮｏ．７５〜Ｎｏ．８２では、Ｎｏ．９６の２．４〜４．５倍の寿命が得られ、γRAB が３０体積％の内外輪を用いたＮｏ．８３〜Ｎｏ．９１では、Ｎｏ．９６の２．９〜６．１倍の寿命が得られた。
また、Ｎｏ．６７〜Ｎｏ．７４のうち、γRAB と、ころの表層部の残留オーステナイト量γRCとの差（以下、「γRAB とγRCとの差」と記す。）が１５体積％よりも大きなころを用いたＮｏ．７３，Ｎｏ．７４では、寿命が短く、Ｎｏ．９６の１．８倍以下となっていることが分かる。
同様に、Ｎｏ．７５〜Ｎｏ．８２のうち、γRAB とγRCとの差が１５体積％よりも大きなころを用いたＮｏ．７５，Ｎｏ．８１，Ｎｏ．８２では、寿命が短く、Ｎｏ．９６の２．４倍以下となっており、Ｎｏ．８３〜Ｎｏ．９１のうち、γRAB とγRCとの差が１５体積％よりも大きなころを用いたＮｏ．８３，Ｎｏ．８４，Ｎｏ．９０，Ｎｏ．９１では、寿命が短く、Ｎｏ．９６の２．９倍以下となっていることが分かる。
同様に、Ｎｏ．７５〜Ｎｏ．８２のうち、γRAB とγRCとの差が１５体積％よりも大きなころを用いたＮｏ．７５，Ｎｏ．８１，Ｎｏ．８２では、寿命が短く、Ｎｏ．９６の２．４倍以下となっており、Ｎｏ．８３〜Ｎｏ．９１のうち、γRAB とγRCとの差が１５体積％よりも大きなころを用いたＮｏ．８３，Ｎｏ．８４，Ｎｏ．９０，Ｎｏ．９１では、寿命が短く、Ｎｏ．９６の２．９倍以下となっていることが分かる。
これらの結果から、γRAB とγRCとの差を１５体積％以下とすることにより、円錐ころ軸受の寿命をさらに長くできることが分かる。
表３に示す結果に基づいて、ころの転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、寿命との関係を示す図１６のグラフを作成した。
図１６のグラフから、ころの転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上２０．０％以下とすると、Ｎｏ．９６の２．０倍以上の寿命が得られていることが分かる。
表３に示す結果に基づいて、ころの転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率と、寿命との関係を示す図１６のグラフを作成した。
図１６のグラフから、ころの転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率を１．０％以上２０．０％以下とすると、Ｎｏ．９６の２．０倍以上の寿命が得られていることが分かる。
また、表３に示す結果に基づいて、内輪及び外輪の軌道面をなす表層部及びころの転動面をなす表層部の残留オーステナイト量と、寿命との関係を示す図１７のグラフを作成した。
図１７のグラフから、ころの転動面をなす表層部の残留オーステナイト量γRCと、内輪及び外輪の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量γRAB との関係が、γRAB −１５≦γRC≦γRAB ＋１５を満たさない部分（図１７における破線部）では、寿命が短くなっていることが分かる。
図１７のグラフから、ころの転動面をなす表層部の残留オーステナイト量γRCと、内輪及び外輪の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量γRAB との関係が、γRAB −１５≦γRC≦γRAB ＋１５を満たさない部分（図１７における破線部）では、寿命が短くなっていることが分かる。
以上の結果より、ころの転動面をなす表層部のＮ含有率及び内外輪の転動面のＳｉ−Ｍｎ系窒化物の存在率の特定に加えて、ころの転動面をなす表層部の残留オーステナイト量γRC及び内外輪の軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量γRAB を特定することにより、異物混入潤滑下で使用される円錐ころ軸受の寿命をさらに長くできることが確認できた。
１ 内輪（第１部材）
２ 外輪（第２部材）
３ 玉（転動体）
４ 保持器
２ 外輪（第２部材）
３ 玉（転動体）
４ 保持器
Claims (2)
- 互いに対向配置される軌道面を有する第１部材及び第２部材と、前記第１部材及び前記第２部材の間に転動自在に配置され、前記軌道面に対する転動面を有する転動体と、を備え、前記転動体が転動することにより、前記第１部材及び前記第２部材のうち一方が他方に対して相対移動する転がり支持装置において、
前記第１部材、前記第２部材、及び前記転動体のうち少なくとも一つの転動部材は、Ｓｉ含有率が０．３質量％以上２．２質量％以下で、Ｍｎ含有率が０．３５質量％以上２．０質量％以下であるとともに、ＳｉとＭｎとの含有率の質量比（Ｓｉ／Ｍｎ）が５以下で、Ｃ含有率が０．３質量％以上１．２質量％以下で、Ｃｒ含有率が０．５質量％以上２．０質量％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼からなる素材を所定形状に加工した後に、浸炭窒化又は窒化を含む熱処理が施されて得られ、
その転がり面のＳｉ及びＭｎを含む窒化物の存在率は、面積比で１．０％以上７．５５％以下であるとともに、その転がり面をなす表層部のＮ含有率は、０．２質量％以上であることを特徴とする転がり支持装置。 - 前記軌道面をなす表層部の残留オーステナイト量をγ ＲＡＢ とし、前記転動面をなす表層部の残留オーステナイト量をγ ＲＣ とした時に、０≦γ ＲＡＢ 及び０≦γ ＲＣ ≦５０を満たすとともに、γ ＲＡＢ −１５≦γ ＲＣ ≦γ ＲＡＢ ＋１５を満たすことを特徴とする請求項１に記載の転がり支持装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005353441A JP4857746B2 (ja) | 2005-12-07 | 2005-12-07 | 転がり支持装置 |
Applications Claiming Priority (1)
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