JP6326217B2 - 転がり軸受の粗形材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、転がり軸受の粗形材の製造方法に関する。
自動車、産業機械等に用いられている転がり軸受の軌道輪を形成するための粗形材は、例えば、図１１（Ａ）に示されるように、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、１１００〜１２００℃の範囲内の鍛造温度に加熱して当該鋼材に塑性加工を施す工程（熱間鍛造）、得られた鍛造物を冷却する工程、及び冷却後の鍛造物を７８０〜８１０℃の範囲内の均熱温度に加熱した後、徐冷する焼鈍処理を行なう工程を含む方法によって製造されている。前記方法では、熱間鍛造及び冷却を行なうことによってセメンタイトを析出させた後（図１１（Ｂ）参照）、１５〜１６時間かけて焼鈍処理を行なうことによってセメンタイトを球状化（図１１（Ｂ）参照）させる必要がある。したがって、前記方法は、粗形材の製造に長時間を要するという欠点がある。
そこで、本発明者らの一部は、粗形材の製造に要する時間を短縮するために、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、６００℃以上の温度範囲での加熱速度を１０℃／ｓ以上となるように加熱速度を制御しながらＡｅ1点〜（Ａｅｍ点＋５０℃）の範囲内の温度Ｔまで加熱し、前記温度Ｔに到達後１０分以内に、（Ａｒ1点＋１５０℃）〜Ａｒ1点の範囲内の温度で鍛造することにより、球状化焼鈍を短縮又は省略する方法を提案している（例えば、特許文献１を参照）。
前記特許文献１に記載の方法によれば、従来は球状化焼鈍で形成させていた球状セメンタイト組織を、球状化焼鈍を行なうことなく、鍛造を行なうことだけで形成させることが可能であり、長時間（１５〜１６時間）の焼鈍処理を短縮又は省略することができる。しかしながら、前記特許文献１に記載の方法では、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、（Ａｒ1点＋１５０℃）〜Ａｒ1点の範囲内の温度で鍛造した場合、鍛造条件や鍛造によって得られた粗形材の部位によっては、所望の球状セメンタイト組織が得られるものの、マトリクス組織であるフェライト相の結晶粒が非常に微細化され、微細化に伴って硬さが、Ｈｖ３５０〜４００程度まで増加することがあり、硬さ増加に伴う切削性の低下や、更なる加工が困難になる場合があった。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、良好な切削性を安定して確保することができる粗形材を短時間で製造することができる転がり軸受の粗形材の製造方法を提供することを目的とする。
本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法は、０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムとを含有する高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を鍛造することによって転がり軸受の粗形材を製造する方法であって、（Ａ）前記鋼材を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度に加熱しながら所定形状に鍛造した後、Ａｅ１点以下の温度まで冷却する工程、及び（Ｂ）前記工程（Ａ）で得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度に加熱し、所定時間保持した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却することによって焼鈍する工程を含むことを特徴とする。
本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法によれば、前記工程（Ａ）において、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度で鍛造（温間鍛造）し、Ａｅ１点以下の温度まで冷却することにより、微細な球状セメンタイトを鋼材の組織中に分散した状態で生成させた後、前記工程（Ｂ）において、得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度で所定時間保持し、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却することにより、前記微細な球状セメンタイトをより大きく成長させるので、１１００〜１２００℃の鍛造温度に加熱して鋼材に塑性加工（熱間鍛造）を施す従来の製造方法と比べて製造時間を短縮することができ、しかも、軌道輪等の製造時における良好な切削性を確保することができる粗形材を得ることができる。
従来の方法（特許文献１に記載の方法）においては、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、（Ａｒ1点＋１５０℃）〜Ａｒ1点の範囲内の温度で鍛造して球状セメンタイトを生成させることができる。しかし、従来の方法では、所望の条件下で鍛造した場合でも、金型や空気との接触による抜熱等により、局所的に微細なフェライト組織が形成され、微細組織に起因した硬さの分布、ミクロ組織の状態、及びミクロ組織の不均一に起因した焼入れ焼戻し処理（以下、「ＱＴ処理」ともいう）後の残留オーステナイト量の分布にばらつきが生じやすい。しかし、本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法によれば、鍛造及び冷却（前記工程（Ａ））の後、得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度で所定時間保持し、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却して焼鈍するので、硬さの分布、ミクロ組織の状態及びＱＴ処理後の残留オーステナイト量の分布のばらつきの発生を効果的に抑制することができる。
従来の方法（特許文献１に記載の方法）においては、高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、（Ａｒ1点＋１５０℃）〜Ａｒ1点の範囲内の温度で鍛造して球状セメンタイトを生成させることができる。しかし、従来の方法では、所望の条件下で鍛造した場合でも、金型や空気との接触による抜熱等により、局所的に微細なフェライト組織が形成され、微細組織に起因した硬さの分布、ミクロ組織の状態、及びミクロ組織の不均一に起因した焼入れ焼戻し処理（以下、「ＱＴ処理」ともいう）後の残留オーステナイト量の分布にばらつきが生じやすい。しかし、本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法によれば、鍛造及び冷却（前記工程（Ａ））の後、得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度で所定時間保持し、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却して焼鈍するので、硬さの分布、ミクロ組織の状態及びＱＴ処理後の残留オーステナイト量の分布のばらつきの発生を効果的に抑制することができる。
本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法では、前記工程（Ｂ）における均熱温度は、７６０〜８２０℃であることが好ましい。この場合、球状セメンタイトをより効率よく成長させることができる。
また、本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法では、前記工程（Ｂ）における冷却速度は、０．３℃／ｓ以下であることが好ましい。この場合、板状又は層状のセメンタイトの形成を抑制し、球状セメンタイトをより効率よく成長させることができる。
また、本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法では、前記工程（Ｂ）における冷却速度は、０．３℃／ｓ以下であることが好ましい。この場合、板状又は層状のセメンタイトの形成を抑制し、球状セメンタイトをより効率よく成長させることができる。
本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法によれば、良好な切削性を確保することができる粗形材を短時間で製造することができる。
以下、添付の図面により本発明の転がり軸受の粗形材の製造方法（以下、単に「製造方法」ともいう）を詳細に説明する。
図１は、本発明の一実施形態に係る製造方法によって製造された軌道輪用粗形材から形成された軌道輪を備えている転がり軸受の断面図である。なお、本実施形態では、転がり軸受の一例として円錐ころ軸受を挙げて説明するが、本発明は、かかる例示のみに限定されるものではない。また、本実施形態では、粗形材として、転がり軸受の軌道輪（内輪、外輪）を形成するための粗形材を一例として説明しているが、本発明はこれに限定されるものではなく、転動体（ころ、玉）を形成するための粗形材にも適用することができる。
図１に示される転がり軸受１は、内輪１１及び外輪１２と、これら内外輪１１，１２の間に配列された複数個のころ（転動体）１３と、これら複数個のころ３３を保持している保持器１４とを備えている。転がり軸受１の内輪１１及び外輪１２は、本発明の製造方法によって製造された軌道輪粗形材（内輪粗形材及び外輪粗形材）を素材としている。
図１は、本発明の一実施形態に係る製造方法によって製造された軌道輪用粗形材から形成された軌道輪を備えている転がり軸受の断面図である。なお、本実施形態では、転がり軸受の一例として円錐ころ軸受を挙げて説明するが、本発明は、かかる例示のみに限定されるものではない。また、本実施形態では、粗形材として、転がり軸受の軌道輪（内輪、外輪）を形成するための粗形材を一例として説明しているが、本発明はこれに限定されるものではなく、転動体（ころ、玉）を形成するための粗形材にも適用することができる。
図１に示される転がり軸受１は、内輪１１及び外輪１２と、これら内外輪１１，１２の間に配列された複数個のころ（転動体）１３と、これら複数個のころ３３を保持している保持器１４とを備えている。転がり軸受１の内輪１１及び外輪１２は、本発明の製造方法によって製造された軌道輪粗形材（内輪粗形材及び外輪粗形材）を素材としている。
図２は本発明の一実施形態に係る製造方法の手順及び熱処理条件を示す工程図、図３は本発明の一実施形態に係る製造方法における温間鍛造工程の手順を示す工程図、図４は本発明の一実施形態に係る製造方法の各工程における組織を観察した結果を示す図面代用写真である。図４中、スケールバーは１０μｍを示す。
本発明の一実施形態に係る製造方法は、（Ａ）０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムとを含有する高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度に加熱しながら所定形状に鍛造した後、Ａｅ１点以下の温度まで冷却する工程〔図２中、（ａ）「温間鍛造工程」参照〕、及び（Ｂ）前記工程（Ａ）で得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度に加熱し、所定時間保持することによって焼鈍した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却する工程〔図２中、（ｂ）「焼鈍工程」参照〕を含んでいる。なお、本明細書において、「Ａｅ1点」は、オーステナイトの存在下限を定義する平衡温度（オーステナイト化温度）を意味する。以下、各工程について説明する。
［温間鍛造工程］
温間鍛造工程では、まず、０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムとを含有する高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、当該鋼材の中心部の温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度になるまで加熱する（図２中、（ａ）参照）。
温間鍛造工程では、まず、０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムとを含有する高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を、当該鋼材の中心部の温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度になるまで加熱する（図２中、（ａ）参照）。
前記高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材としては、例えば、０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムと、０．１５〜０．３５質量％のケイ素と、０．２５〜０．５０質量％のマンガンと、０．０２５質量％以下のリンと、０．００８質量％以下の硫黄とを含有し、残部が鉄及び不可避不純物である高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材が挙げられる。
前記鋼材における炭素の含有量は、軌道輪用粗形材中におけるセメンタイトの量を増加させ、軌道輪として用いるのに十分な疲労寿命を確保する観点から、０．７質量％以上、好ましくは０．９８質量％以上であり、軌道輪の製造時における良好な切削性を確保する観点から、１．２質量％以下、好ましくは１．０５質量％以下である。
前記鋼材におけるクロムの含有量は、鋼の焼入性及びセメンタイトの熱安定性を確保する観点から、０．８質量％以上、好ましくは１．４質量％以上であり、焼入れ時の焼き割れを抑制するとともに機械的性質の低下を防止する観点から、１．８質量％以下、より好ましくは１．６質量％以下である。
前記鋼材におけるケイ素の含有量は、軌道輪として用いるのに十分な転動疲労寿命を確保する観点から、好ましくは０．１５質量％以上であり、軌道輪の製造時における熱処理の効率を向上させる観点から、好ましくは０．３５質量％以下である。
前記鋼材におけるマンガンの含有量は、鋼の焼入れ性を確保する観点から、好ましくは０．２５質量％以上であり、焼入れ時の焼き割れを抑制するとともに機械的性質の低下を防止する観点から、好ましくは１．５５質量％以下である。
前記鋼材におけるリンは、不純物である。そのため、前記鋼材におけるリンの含有量は、靭性確保や転動疲労寿命の観点から、好ましくは０．０２５質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以下である。前記鋼材におけるリンの含有量は、少ないほど望ましいので、リンの含有量の下限は、０質量％であってもよい。しかし、リンの含有量を０質量％にするのは技術的に容易でなく、安定的に０．００１質量％とするにも製鋼コストが高くなる。したがって、前記鋼材におけるリンの含有量の下限を０．００１質量％としてもよい。
前記鋼材における硫黄は、不純物である。そのため、前記鋼材における硫黄の含有量は、転動疲労寿命の向上の観点から、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。前記鋼材における硫黄の含有量は、少ないほど望ましいが、硫黄の含有量を０質量％にするのは製鋼技術的に容易でなく、安定的に０．００１質量％未満とするにも製鋼コストが高くなる。したがって、前記鋼材における硫黄の含有量の下限を０．００１質量％としてもよい。
前記リン及び硫黄以外の不可避不純物としては、ニッケル、銅、アルミニウム、窒素、酸素などが挙げられる。
前記鋼材におけるニッケルの含有量は、材料コストの低減の観点から、０．２５質量％以下である。なお、前記鋼材におけるニッケルの含有量の下限値は、不可避不純物となる程度の含有量であることが望ましく、通常、好ましくは０質量％である。
なお、前記鋼材における鉄の含有量は、前記鋼材の全組成から炭素、ケイ素、マンガン、クロム、リン、硫黄及び前記不可避不純物それぞれの含有量を除いた残部であり、通常、９６〜９９質量％である。
前記鋼材における炭素の含有量は、軌道輪用粗形材中におけるセメンタイトの量を増加させ、軌道輪として用いるのに十分な疲労寿命を確保する観点から、０．７質量％以上、好ましくは０．９８質量％以上であり、軌道輪の製造時における良好な切削性を確保する観点から、１．２質量％以下、好ましくは１．０５質量％以下である。
前記鋼材におけるクロムの含有量は、鋼の焼入性及びセメンタイトの熱安定性を確保する観点から、０．８質量％以上、好ましくは１．４質量％以上であり、焼入れ時の焼き割れを抑制するとともに機械的性質の低下を防止する観点から、１．８質量％以下、より好ましくは１．６質量％以下である。
前記鋼材におけるケイ素の含有量は、軌道輪として用いるのに十分な転動疲労寿命を確保する観点から、好ましくは０．１５質量％以上であり、軌道輪の製造時における熱処理の効率を向上させる観点から、好ましくは０．３５質量％以下である。
前記鋼材におけるマンガンの含有量は、鋼の焼入れ性を確保する観点から、好ましくは０．２５質量％以上であり、焼入れ時の焼き割れを抑制するとともに機械的性質の低下を防止する観点から、好ましくは１．５５質量％以下である。
前記鋼材におけるリンは、不純物である。そのため、前記鋼材におけるリンの含有量は、靭性確保や転動疲労寿命の観点から、好ましくは０．０２５質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以下である。前記鋼材におけるリンの含有量は、少ないほど望ましいので、リンの含有量の下限は、０質量％であってもよい。しかし、リンの含有量を０質量％にするのは技術的に容易でなく、安定的に０．００１質量％とするにも製鋼コストが高くなる。したがって、前記鋼材におけるリンの含有量の下限を０．００１質量％としてもよい。
前記鋼材における硫黄は、不純物である。そのため、前記鋼材における硫黄の含有量は、転動疲労寿命の向上の観点から、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。前記鋼材における硫黄の含有量は、少ないほど望ましいが、硫黄の含有量を０質量％にするのは製鋼技術的に容易でなく、安定的に０．００１質量％未満とするにも製鋼コストが高くなる。したがって、前記鋼材における硫黄の含有量の下限を０．００１質量％としてもよい。
前記リン及び硫黄以外の不可避不純物としては、ニッケル、銅、アルミニウム、窒素、酸素などが挙げられる。
前記鋼材におけるニッケルの含有量は、材料コストの低減の観点から、０．２５質量％以下である。なお、前記鋼材におけるニッケルの含有量の下限値は、不可避不純物となる程度の含有量であることが望ましく、通常、好ましくは０質量％である。
なお、前記鋼材における鉄の含有量は、前記鋼材の全組成から炭素、ケイ素、マンガン、クロム、リン、硫黄及び前記不可避不純物それぞれの含有量を除いた残部であり、通常、９６〜９９質量％である。
鍛造温度は、セメンタイトの分解を促進して、板状又は層状のセメンタイトの形成を抑制するとともに微細な球状セメンタイトの生成を促進する観点から、（Ａｅ１点＋２５℃）以上であり、好ましくは（Ａｅ１点＋３５℃）以上であり、少なくとも０．５の相当歪を与える塑性加工を行なうとともに、炭化物の溶解を抑制するとともに、塑性加工に伴う球状セメンタイトの加工誘起析出を促進する観点から、（Ａｅ１点＋１０５℃）以下、好ましくは（Ａｅ１点＋９５℃）以下である。鍛造温度は、具体的には、加熱前の鋼材内の層状セメンタイト（ラメラーセメンタイト）の分解を促進して、微細な球状セメンタイトの生成を促進する観点から、７６０℃以上、好ましくは７７０℃以上であり、少なくとも０．５の相当歪を与える塑性加工を行なうとともに、球状セメンタイトの溶解を抑制し、かつ球状セメンタイトの加工誘起析出を促進する観点から、８４０℃以下、好ましくは８３０℃以下である。なお、本明細書において、「鍛造温度」は、鋼材の中心部における鍛造温度を意味する。また、本明細書において、「相当歪」は、鋼材に加えられた相当塑性歪の平均値を指す。前記相当塑性歪は、益田らの「改訂工業塑性力学」（１９９５年２月２０日、第１５版、株式会社養賢堂発行）の第１１３頁に記載された手法により、鍛造で変形した断面内の歪みを一軸引張りの塑性歪に換算することによって求めることができる。なお、鋼材に加えられた相当塑性歪の平均値は、有限要素法によって求めることができる。
鋼材を前記鍛造温度まで加熱する際の昇温速度は、微細な球状セメンタイトの生成が可能な範囲であればよく、前記鋼材の組成、ミクロ組織状態等に応じて適宜決定することができる。
鋼材を前記鍛造温度まで加熱する際の昇温速度は、微細な球状セメンタイトの生成が可能な範囲であればよく、前記鋼材の組成、ミクロ組織状態等に応じて適宜決定することができる。
鋼材の中心部の温度が前記鍛造温度に達したら、鍛造を開始する。鍛造は、前記鍛造温度の条件下で行なわれる（図２中、（ａ）参照）。このように、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度で鍛造を行なうことにより、鋼材の組織の結晶内に導入された転位が消失しにくくなり、当該転位がオーステナイトの粒界付近や残存セメンタイトの付近に集積し、球状セメンタイトの析出、すなわち、加工誘起析出が促進される。前記加工誘起析出を生じさせるためには、少なくとも０．５の相当歪を与える塑性加工が必要となる。鍛造は、例えば、据え込み工程（図３中、（ａ）参照）、成形工程（図３中、（ｂ）参照）及び分離穴開け工程（図３中、（ｃ）参照）を含むプロセスによって行なうことができる。
据え込み工程では、前記高炭素クロム軸受鋼からなる円柱状の鋼材（図示せず）を据え込み装置（図示せず）にセットし、当該円柱状の鋼材の軸方向両側から押圧することによって据え込み成形し、円板部材Ｂ１を得る（図３中、（ａ）参照）。
つぎに、成形工程では、図示しない雄型及び雌型からなる金型を用いて円板部材Ｂ１を塑性変形させ、外筒部５０と内筒部６０と内筒部６０の下部に形成された底部６０ａとを有する成形ブランクＢ２を得る（図３中、（ｂ）参照）。
その後、分離穴開け工程では、図示しないパンチにより、成形ブランクＢ２の内筒部６０を打ち抜くとともに、内筒部６０の底部６０ａを打ち抜くことにより、外輪用鍛造物５１と内輪用鍛造物６１とを分離するとともに、内輪用鍛造物６１と底部６１ｂとを分離し内輪用鍛造物６１に下穴６１ａを形成する（図３中、（ｃ）参照）。
据え込み工程では、前記高炭素クロム軸受鋼からなる円柱状の鋼材（図示せず）を据え込み装置（図示せず）にセットし、当該円柱状の鋼材の軸方向両側から押圧することによって据え込み成形し、円板部材Ｂ１を得る（図３中、（ａ）参照）。
つぎに、成形工程では、図示しない雄型及び雌型からなる金型を用いて円板部材Ｂ１を塑性変形させ、外筒部５０と内筒部６０と内筒部６０の下部に形成された底部６０ａとを有する成形ブランクＢ２を得る（図３中、（ｂ）参照）。
その後、分離穴開け工程では、図示しないパンチにより、成形ブランクＢ２の内筒部６０を打ち抜くとともに、内筒部６０の底部６０ａを打ち抜くことにより、外輪用鍛造物５１と内輪用鍛造物６１とを分離するとともに、内輪用鍛造物６１と底部６１ｂとを分離し内輪用鍛造物６１に下穴６１ａを形成する（図３中、（ｃ）参照）。
鍛造終了後、得られた鍛造物をＡｅ１点以下の温度（冷却温度）まで冷却する（図２中、（ａ）参照）。このように、得られた鍛造物を前記冷却温度まで冷却することにより、微細な球状セメンタイトを効率よく生成させることができる。前記冷却温度は、鍛造終了後、オーステナイト組織が完全に変態を完了させ、パーライト組織の形成及び過冷組織であるマルテンサイトやベイナイト組織の形成を抑制する観点から、Ａｅ１点以下、好ましくは４００℃以下であり、冷却設備の負荷の低減、生産効率の向上及び製造コストの低減の観点から、好ましくは常温（２５℃）以上である。
鋼材を前記冷却温度まで冷却する際の冷却速度は、前記鋼材の組成、鍛造形状等に応じて適宜決定することができる。なお、本明細書において、「冷却温度」は、鋼材の中心部における冷却温度を意味する。
鋼材を前記冷却温度まで冷却する際の冷却速度は、前記鋼材の組成、鍛造形状等に応じて適宜決定することができる。なお、本明細書において、「冷却温度」は、鋼材の中心部における冷却温度を意味する。
かかる温間鍛造工程により、温間鍛造工程前（図２中の（Ａ）の段階）におけるパーライトを含む組織（図４（Ａ）参照）から、温間鍛造工程（図２中の（Ｂ）の段階）後における微細な球状セメンタイトが分散した組織（図２中の（Ｂ）の段階、図４（Ｂ）参照）を生成させることができる。
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、まず、前記温間鍛造工程で得られた鍛造物を、当該鍛造物の中心部の温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度になるまで加熱する（図２中、（ｂ）参照）。
焼鈍工程では、まず、前記温間鍛造工程で得られた鍛造物を、当該鍛造物の中心部の温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度になるまで加熱する（図２中、（ｂ）参照）。
均熱温度は、良好な切削性を安定して確保することができる粗形材を得る観点から、Ａｅ１点＋２５℃）以上であり、好ましくは（Ａｅ１点＋３５℃）以上であり、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、（Ａｅ１点＋８５℃）以下、好ましくは（Ａｅ１点＋７５℃）以下である。均熱温度は、具体的には、良好な切削性を確保することができる粗形材を得る観点から、７６０℃以上、好ましくは７７０℃以上であり、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、８２０℃以下、好ましくは８１０℃以下である。なお、本明細書において、「均熱温度」は、鋼材の中心部における均熱温度を意味する。
鋼材を前記均熱温度まで加熱する際の昇温速度は、前記鋼材の組成、鍛造形状等に応じて適宜決定することができる。
鋼材を前記均熱温度まで加熱する際の昇温速度は、前記鋼材の組成、鍛造形状等に応じて適宜決定することができる。
前記鍛造物の中心部の温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度に達したら、前記鍛造物を当該均熱温度で所定時間保持する（図２中、（ｂ）参照）。
均熱温度に保持する時間（均熱時間）は、良好な切削性を安定して確保することができる粗形材を得る観点から、好ましくは０．５時間以上、より好ましくは１．０時間以上である。なお、均熱時間を１０時間よりも多くしても、均熱時間の長さに見合った粗形材の特性のさらなる向上が見られない。そのため、製造時間を短縮する観点から、均熱時間は、できるだけ短いことが望ましい。均熱時間の上限は、通常、５．０時間以下である。
均熱温度に保持する時間（均熱時間）は、良好な切削性を安定して確保することができる粗形材を得る観点から、好ましくは０．５時間以上、より好ましくは１．０時間以上である。なお、均熱時間を１０時間よりも多くしても、均熱時間の長さに見合った粗形材の特性のさらなる向上が見られない。そのため、製造時間を短縮する観点から、均熱時間は、できるだけ短いことが望ましい。均熱時間の上限は、通常、５．０時間以下である。
鍛造物を均熱時間で所定時間保持した後、鍛造物を、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下の冷却温度に冷却する（図２中、（ｂ）参照）。
冷却速度は、生産性の向上（製造時間の短縮）の観点から、好ましくは０．００７℃／ｓ以上、より好ましくは０．０２０℃／ｓ以上であり、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、０．３℃／ｓ以下、好ましくは０．２７℃／ｓ以下、より好ましくは０．２５℃／ｓ以下である。
冷却温度は、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、７００℃以下、好ましくは６５０℃以下であり、冷却設備の負荷の低減、生産効率の向上及び製造コストの低減の観点から、好ましくは常温（２５℃）以上である。
冷却速度は、生産性の向上（製造時間の短縮）の観点から、好ましくは０．００７℃／ｓ以上、より好ましくは０．０２０℃／ｓ以上であり、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、０．３℃／ｓ以下、好ましくは０．２７℃／ｓ以下、より好ましくは０．２５℃／ｓ以下である。
冷却温度は、板状又は層状のセメンタイトの生成を抑制する観点から、７００℃以下、好ましくは６５０℃以下であり、冷却設備の負荷の低減、生産効率の向上及び製造コストの低減の観点から、好ましくは常温（２５℃）以上である。
かかる焼鈍工程により、温間鍛造工程後（図２中の（Ｂ）の段階）の組織における微細な球状セメンタイト（図４（Ｂ）参照）を、効率よく成長させ、焼鈍工程後（図２中の（Ｃ）の段階）における球状セメンタイトが分散した組織（図４（Ｃ）参照）を生成させることができる。
このようにして、転がり軸受の軌道輪用粗形材を得ることができる。
このようにして、転がり軸受の軌道輪用粗形材を得ることができる。
つぎに、実施例等により、本発明の一実施形態に係る転がり部材及びその製造方法の作用効果を検証する。
（実験例１）
高炭素クロム軸受鋼Ａ（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ1＝７３５℃）を表１に示される条件で鍛造及び焼鈍し、実験番号１〜１７の軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
高炭素クロム軸受鋼Ａ（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ1＝７３５℃）を表１に示される条件で鍛造及び焼鈍し、実験番号１〜１７の軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
（試験例１）
実験番号１〜１７のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１〜１７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。つぎに、各テストピースの硬さ及び組織の球状化の評価並びに総合評価を行なった。これらの結果を表２に示す。なお、各テストピースの硬さ及び組織の球状化の評価並びに総合評価の評価基準は、以下のとおりである。
実験番号１〜１７のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１〜１７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。つぎに、各テストピースの硬さ及び組織の球状化の評価並びに総合評価を行なった。これらの結果を表２に示す。なお、各テストピースの硬さ及び組織の球状化の評価並びに総合評価の評価基準は、以下のとおりである。
［硬さの評価基準］
○：ビッカース硬さがＨｖ２４０以下である。
×：ビッカース硬さがＨｖ２４０を超える。
○：ビッカース硬さがＨｖ２４０以下である。
×：ビッカース硬さがＨｖ２４０を超える。
［組織の球状化の評価基準］
○：板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが組織中に均一に分散している。
×：板状又は層状のセメンタイトが見られる。
○：板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが組織中に均一に分散している。
×：板状又は層状のセメンタイトが見られる。
［総合評価の評価基準］
○：硬さ及び組織の球状化の評価が、いずれも○である。
×：硬さ及び組織の球状化の評価の少なくとも１つが×である。
○：硬さ及び組織の球状化の評価が、いずれも○である。
×：硬さ及び組織の球状化の評価の少なくとも１つが×である。
表２に示された結果から、鍛造温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲、鍛造後の冷却温度がＡｅ１点以下、焼鈍を行なう際の均熱温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲、均熱時間が０．５時間以上、均熱後の冷却速度が０．３℃／ｓ以下及び冷却温度が７００℃以下である条件を満たす場合（実験番号１〜３、６、１０、１１、１３〜１５）、得られたテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が安定して得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有していることから、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適していることがわかる。これに対し、均熱温度がＡｅ１点＋５℃（実験番号１２）、Ａｅ１点＋１０５℃（実験番号１６）又はＡｅ１点＋１３５℃（実験番号１７）である場合、均熱時間が０時間である場合（実験番号９）、均熱後の冷却温度が７３０℃（実験番号４）又は７８０℃（実験番号５）、均熱後の冷却速度が１．５℃／ｓである場合（実験番号８）のように前記条件を満たさない場合には、テストピースの硬さ及び組織の球状化の少なくとも一方が軌道輪用粗形材として不適なものとなっていることがわかる。
前記高炭素クロム軸受鋼Ａからなる鋼材の代わりに、炭素１．０質量％とクロム１．５質量％とケイ素０．３質量％とマンガン０．４５質量％とリン０．０１質量％と硫黄０．００５質量％と鉄９５．７３５質量％と残部不可避不純物とを含有する高炭素クロム軸受鋼Ｂ（Ａｅ1＝７３５℃）、炭素０．８質量％とクロム１．４質量％とケイ素０．２質量％とマンガン０．４質量％とリン０．００５質量％と硫黄０．００４質量％と鉄９７．１９１質量％と残部不可避不純物とを含有する高炭素クロム軸受鋼Ｃ（Ａｅ1＝７３５℃）又は炭素０．９質量％とクロム１．７質量％とケイ素０．２質量％とマンガン０．４５質量％とリン０．００５質量％と硫黄０．００５質量％と鉄９６．７４質量％と残部不可避不純物とを含有する高炭素クロム軸受鋼Ｄ（Ａｅ1＝７４５℃）からなる鋼材を用いた場合にも、高炭素クロム軸受鋼Ａからなる鋼材と同様の傾向が見られる。
（実験例２）
高炭素クロム軸受鋼（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ１＝７３５℃）を表３に示される条件で鍛造及び焼鈍し、実験番号１８〜４３の軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
高炭素クロム軸受鋼（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ１＝７３５℃）を表３に示される条件で鍛造及び焼鈍し、実験番号１８〜４３の軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
（試験例２）
実験番号１８及び１９のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１８及び１９のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号１８及び１９のテストピースは、焼鈍工程における昇温速度が互いに異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。
実験番号１８及び１９のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１８及び１９のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号１８及び１９のテストピースは、焼鈍工程における昇温速度が互いに異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。
その結果、実験番号１８及び１９のテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、かつ板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有しており、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適したものとなっていた（図示せず）。したがって、軌道輪用粗形材の硬さ及び組織の状態に対する焼鈍工程における昇温速度の影響は、小さいことが示唆される。
（試験例３）
実験番号２０〜２８のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号２０〜２８のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号２０〜２８のテストピースは、焼鈍工程における均熱温度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例３において、均熱温度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図５に示す。図５中、（ａ）は均熱温度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は均熱温度が７４０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は均熱温度が７６０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は均熱温度が８２０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｅ）は均熱温度が８４０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
実験番号２０〜２８のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号２０〜２８のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号２０〜２８のテストピースは、焼鈍工程における均熱温度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例３において、均熱温度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図５に示す。図５中、（ａ）は均熱温度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は均熱温度が７４０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は均熱温度が７６０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は均熱温度が８２０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｅ）は均熱温度が８４０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
図５に示されるように、均熱温度が７６０〜８２０℃〔（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）〕である場合（実験番号２２〜２５）、得られたテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、かつ板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有する傾向があることから、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適していることがわかる。これに対し、均熱温度が７４０℃（実験番号２０）、７５０℃（実験番号２１）、８４０℃（実験番号２６）及び８７０℃（実験番号２７）である場合、テストピースのビッカース硬さがＨｖ２４０を超えている（切削性が低下する硬さ）か、あるいは板状又は層状のセメンタイトが見られることがわかる。したがって、これらの結果から、均熱温度は、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）であることが好ましいことが示唆される。
（試験例４）
実験番号２９〜３３のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号２９〜３３のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号２９〜３３のテストピースは、焼鈍工程における均熱時間がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。
実験番号２９〜３３のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号２９〜３３のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号２９〜３３のテストピースは、焼鈍工程における均熱時間がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。
その結果、均熱時間が０．５時間（実験番号３０）、１時間（実験番号３１）、１．５時間（実験番号３２）及び２時間（実験番号３３）である場合、得られたテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、かつ板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有しており、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適していた（図示せず）。これに対し、均熱時間が０時間である場合、テストピースのビッカース硬さがＨｖ２４０を超えている（切削性が低下する硬さ）であった（図示せず）。したがって、これらの結果から、均熱時間は、０．５時間以上であることが好ましいことが示唆される。
（試験例５）
実験番号３４〜３７のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号３４〜３７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号３４〜３７のテストピースは、焼鈍工程における冷却速度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例５において、冷却速度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図６に示す。図中、（ａ）は冷却速度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は冷却速度が７℃／ｍｉｎ（０．１７℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は冷却速度が１６℃／ｍｉｎ（０．２７℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は冷却速度が２６℃／ｍｉｎ（０．４３℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｅ）は冷却速度が９３℃／ｍｉｎ（１．５５℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
実験番号３４〜３７のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号３４〜３７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号３４〜３７のテストピースは、焼鈍工程における冷却速度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例５において、冷却速度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図６に示す。図中、（ａ）は冷却速度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は冷却速度が７℃／ｍｉｎ（０．１７℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は冷却速度が１６℃／ｍｉｎ（０．２７℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は冷却速度が２６℃／ｍｉｎ（０．４３℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｅ）は冷却速度が９３℃／ｍｉｎ（１．５５℃／ｓ）であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
図６に示される結果から、冷却速度が０．１２℃／ｓ（実験番号３４）及び０．２７℃／ｓ（実験番号３５）である場合、得られたテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、かつ板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有していることから、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適していることがわかる。これに対し、冷却速度が０．４３℃／ｓ（実験番号３６）及び１．５５℃／ｓ（実験番号３７）である場合、テストピースのビッカース硬さがＨｖ２４０を超えており（切削性が低下する硬さ）、しかも板状又は層状のセメンタイトが見られることがわかる。したがって、これらの結果から、焼結工程における冷却速度は、０．３℃／ｓ以下であることが好ましく、０．２７℃／ｓ以下であることがより好ましいことが示唆される。
（試験例６）
実験番号３８〜４３のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号３８〜４３のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号３８〜４３のテストピースは、焼鈍工程における冷却温度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例６において、冷却温度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図７に示す。図中、（ａ）は冷却温度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は冷却温度が６５０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は冷却温度が７００℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は冷却温度が７３０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
実験番号３８〜４３のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号３８〜４３のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。なお、実験番号３８〜４３のテストピースは、焼鈍工程における冷却温度がそれぞれ異なることを除き、他の条件は同一の条件で製造されたものである。試験例６において、冷却温度と硬さとの関係を調べた結果及び焼鈍工程後に得られた軌道輪用粗形材の組織を観察した結果を図７に示す。図中、（ａ）は冷却温度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、（ｂ）は冷却温度が６５０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｃ）は冷却温度が７００℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真、（ｄ）は冷却温度が７３０℃であるときの軌道輪用粗形材の組織の図面代用写真である。図中、スケールバーは５μｍを示す。
図７に示される結果から、冷却温度が６００℃（実験番号３８）、６５０℃（実験番号３９）及び７００℃（実験番号４０）である場合、得られたテストピースは、いずれもＨｖ２４０以下（良好な切削性が得られる硬さ）のビッカース硬さを有しており、かつ板状又は層状のセメンタイトが見られず、球状セメンタイトが均一に分散した組織を有する傾向があることから、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪用粗形材として適していることがわかる。これに対し、冷却温度が７３０℃（実験番号４１）及び７８０℃（実験番号４３）である場合、テストピースのビッカース硬さがＨｖ２４０を超えており（切削性が低下する硬さ）、しかも板状又は層状のセメンタイトが見られる傾向があることがわかる。したがって、これらの結果から、焼結工程における冷却温度は、７００℃以下であることが好ましいことが示唆される。
（実施例１及び２）
高炭素クロム軸受鋼（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ１＝７３５℃）を表４に示される条件で鍛造及び焼鈍した。得られた鍛造物に、図８に示される条件（実施例１）及び図９に示される条件（実施例２）で焼入れ処理及び焼もどし処理を施し、軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
高炭素クロム軸受鋼（組成：炭素０．９８質量％、クロム１．４８質量％、ケイ素０．２５質量％、マンガン０．４５質量％、リン０．０１２質量％、硫黄０．００６質量％、鉄９６．８２２質量％及び残部不可避不純物）からなる鋼材（Ａｅ１＝７３５℃）を表４に示される条件で鍛造及び焼鈍した。得られた鍛造物に、図８に示される条件（実施例１）及び図９に示される条件（実施例２）で焼入れ処理及び焼もどし処理を施し、軌道輪用粗形材のテストピース（型番６２０８）を得た。
（試験例７）
実施例１及び２における焼鈍工程後の鍛造物の中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。また、実施例１及び２のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１〜１７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。つぎに、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後の鍛造物の組織の球状化の評価を行なった。また、Ｘ線回折法により、実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部においてＸ線回折強度を測定し、残留オーステナイトの結晶構造であるｆｃｃのＸ線回折強度Ｉγと焼戻しマルテンサイトの結晶構造であるｂｃｃのＸ線回折強度Ｉαを求め、得られたＸ線回折強度の比から理論式（Ｉ）：
１／Ｖγ＝１＋（Ｒγ／Ｒα）×（Ｉα／Ｉγ） （Ｉ）
（式中、Ｖγは残留オーステナイト量、Ｒγ及びＲαは測定した結晶方位に依存した係数、Ｉγ及びＩαはＸ線回折強度を示す）
を用い、実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部の残留オーステナイト量を求めた。試験例７において、焼鈍工程後に得られた鍛造物の組織を観察した結果を図１０に示す。図中、（ａ）は実施例１の鍛造物の組織を観察した結果を示す図面代用写真、（ｂ）は実施例２の鍛造物の組織を観察した結果を示す図面代用写真である。また、図中、スケールバーは１０μｍを示す。実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部の残留オーステナイト量、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後の鍛造物の組織の球状化を評価した結果を表５に示す。なお、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後に得られた鍛造物の組織の球状化の評価の評価基準は、試験例１で用いられた評価基準と同様である。また、残留オーステナイト量が転がり軸受の軌道輪での転動疲労寿命の確保と寸法安定性の確保とを両立するのに適した量（１５体積系％以下）である場合を○とした。
実施例１及び２における焼鈍工程後の鍛造物の中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。また、実施例１及び２のテストピース中の５５か所のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４にしたがって測定し、測定された５５か所のビッカース硬さの平均値を求めた。また、実験番号１〜１７のテストピースの中心部に５質量％ピクラール腐食液を１０秒間接触させて腐食させ、腐食面を走査型電子顕微鏡〔（株）島津製作所製、商品名：ＥＰＭＡ−１６００〕によって観察した。つぎに、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後の鍛造物の組織の球状化の評価を行なった。また、Ｘ線回折法により、実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部においてＸ線回折強度を測定し、残留オーステナイトの結晶構造であるｆｃｃのＸ線回折強度Ｉγと焼戻しマルテンサイトの結晶構造であるｂｃｃのＸ線回折強度Ｉαを求め、得られたＸ線回折強度の比から理論式（Ｉ）：
１／Ｖγ＝１＋（Ｒγ／Ｒα）×（Ｉα／Ｉγ） （Ｉ）
（式中、Ｖγは残留オーステナイト量、Ｒγ及びＲαは測定した結晶方位に依存した係数、Ｉγ及びＩαはＸ線回折強度を示す）
を用い、実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部の残留オーステナイト量を求めた。試験例７において、焼鈍工程後に得られた鍛造物の組織を観察した結果を図１０に示す。図中、（ａ）は実施例１の鍛造物の組織を観察した結果を示す図面代用写真、（ｂ）は実施例２の鍛造物の組織を観察した結果を示す図面代用写真である。また、図中、スケールバーは１０μｍを示す。実施例１及び２の軌道輪用粗形材のテストピースの表層部及び中央部の残留オーステナイト量、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後の鍛造物の組織の球状化を評価した結果を表５に示す。なお、各テストピースの硬さ及び焼鈍工程後に得られた鍛造物の組織の球状化の評価の評価基準は、試験例１で用いられた評価基準と同様である。また、残留オーステナイト量が転がり軸受の軌道輪での転動疲労寿命の確保と寸法安定性の確保とを両立するのに適した量（１５体積系％以下）である場合を○とした。
図１０及び表５に示された結果から、鍛造温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲、鍛造後の冷却温度がＡｅ１点以下、焼鈍を行なう際の均熱温度が（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲、好ましくは焼鈍を行なう際の均熱温度が（Ａｅ１点＋３５℃）〜（Ａｅ１点＋７５℃）の範囲、均熱時間が０．５時間以上、均熱後の冷却速度が０．３℃／ｓ以下及び冷却温度が７００℃以下である条件を満たす場合（実施例１及び２）、残留オーステナイト量、硬さ及び組織の球状化のいずれもが軌道輪を製造するのに適した範囲内であることがわかる。
１：円錐ころ軸受（転がり軸受）、１１：内輪（軌道輪）、１２：外輪（軌道輪）
Claims (5)
- ０．７〜１．２質量％の炭素と、０．８〜１．８質量％のクロムとを含有する高炭素クロム軸受鋼からなる鋼材を鍛造することによって転がり軸受の粗形材を製造する方法であって、
（Ａ）前記鋼材を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋１０５℃）の範囲内の鍛造温度に加熱しながら所定形状に鍛造し少なくとも０．５の相当歪を与えた後、Ａｅ１点以下の温度まで冷却する工程、及び
（Ｂ）前記工程（Ａ）で得られた鍛造物を、（Ａｅ１点＋２５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内の均熱温度に加熱し、当該均熱温度で０．５時間以上保持した後、０．００７℃／ｓ以上０．３℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃以下に冷却することによって焼鈍する工程
を含むことを特徴とする転がり軸受の粗形材の製造方法。 - 前記冷却速度が０．１０℃／ｓ以上である、請求項１に記載の転がり軸受の粗形材の製造方法。
- 前記工程（Ｂ）における均熱温度が（Ａｅ１点＋３５℃）〜（Ａｅ１点＋８５℃）の範囲内である、請求項１又は２に記載の転がり軸受の粗形材の製造方法。
- 前記均熱温度が７６０〜８２０℃である請求項１から３のいずれかに記載の転がり軸受の粗形材の製造方法。
- 前記冷却速度が０．２７℃／ｓ以下である請求項１から４のいずれかに記載の転がり軸受の粗形材の製造方法。
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