WO2014196431A1 - 軸受部品および転がり軸受 - Google Patents

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大木　力
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    • F16C19/364—Bearings with rolling contact, for exclusively rotary movement with bearing rollers essentially of the same size in one or more circular rows, e.g. needle bearings for both radial and axial load with a single row of rollers with tapered rollers, i.e. rollers having essentially the shape of a truncated cone

Definitions

  • the present invention relates to a bearing component and a rolling bearing, and more particularly to a bearing component with improved durability and a rolling bearing including the bearing component.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2007-277648
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2008-267402. No.
  • Carbonitriding treatment after the steel is heated to a temperature above the A 1 transformation point of carbon and nitrogen infested diffuse into the steel, a heat treatment for hardening the steel.
  • the carbonitriding process is effective for extending the life under lubrication with foreign matters, which is an important performance of rolling bearings.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a bearing component with improved durability and a rolling bearing including the bearing component.
  • the bearing component according to the present invention comprises 0.95 mass% or more and 1.1 mass% or less of carbon, less than 0.3 mass% silicon, less than 0.5 mass% manganese, and 0.008 mass%. Less than sulfur and 1.4% by mass or more and less than 1.6% by mass of chromium, which is made of steel consisting of the remaining iron and impurities, and carburizes the surface layer part including the contact surface that is in contact with other parts
  • This is a bearing component in which a nitride layer is formed.
  • an average nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.3% by mass or more and 0.6% by mass or less, and a variation in nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.1% by mass or less.
  • region in which the carbonitriding layer is not formed is 7% or less.
  • the present inventor has conducted intensive studies on measures for improving the durability of bearing parts used in rolling bearings and the like. As a result, the following knowledge was obtained and the present invention was conceived.
  • the nitrogen concentration in the surface layer portion including the contact surface when the nitrogen concentration in the surface layer portion including the contact surface is less than 0.2% by mass, the life of the bearing component under the foreign matter mixed lubrication is reduced. Therefore, in order to suppress a decrease in the life of the bearing component, the nitrogen concentration in the surface layer portion needs to be at least 0.2% by mass or more. On the other hand, when the nitrogen concentration in the surface layer portion exceeds 0.7 mass%, the amount of retained austenite becomes excessive, and the hardness of the contact surface decreases. Therefore, in order to suppress the decrease in the hardness of the contact surface, the nitrogen concentration in the surface layer portion needs to be 0.7% by mass or less.
  • the bearing parts are manufactured by subjecting the formed steel material to a heat treatment such as carbonitriding or tempering, and then finishing the contact surface.
  • the steel material may be deformed by the heat treatment (for example, the raceway may be elliptical and the roundness may be lost), and the grinding allowance during finishing may vary. Therefore, the conventional bearing component has a problem that the variation of the nitrogen concentration becomes large in the surface layer portion.
  • the steel constituting the bearing parts can be solid solution strengthened by dissolving precipitates such as carbides.
  • the solid solution amount of carbon in the steel can be estimated from the area ratio of carbide inside the carbonitriding process. According to the study of the present inventor, by setting the area ratio of the precipitate in the region where the carbonitrided layer is not formed (non-nitrided region) to 7% or less, the amount of solid solution of carbon in the interior increases. Resulting life is improved.
  • Such an area ratio of precipitates can be achieved by increasing the treatment temperature in the carbonitriding process.
  • the average nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.3% by mass or more and 0.6% by mass or less, and the variation in nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.00. It is reduced to 1% by mass or less. For this reason, in the bearing component, the nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.2% by mass or more and 0.7% by mass or less, and a decrease in life under lubrication mixed with foreign matter and a decrease in hardness of the contact surface are suppressed. ing. Moreover, in the said bearing component, since the area ratio of the precipitate in the area
  • the “surface layer portion” means a region from the contact surface to a depth of 20 ⁇ m in the thickness direction of the bearing component. Further, “average nitrogen concentration in the surface layer portion” and “variation in nitrogen concentration in the surface layer portion” are as defined in the embodiments of the present invention described later.
  • Carbon content has a big influence on the hardness of a bearing component and the amount of carbides after quench hardening.
  • the carbon content of the steel is 0.95% by mass or more, sufficient hardness and carbide content can be achieved without introducing a large amount of carbon into the steel by heat treatment.
  • the carbon content exceeds 1.1% by mass, a large carbide is formed at the time of manufacturing the steel, which may adversely affect the durability of the bearing component. Therefore, the carbon content is set to 0.95 mass% or more and 1.1 mass% or less.
  • Silicon Less than 0.3% by mass Silicon increases the hydrogen storage amount in steel and promotes hydrogen embrittlement. When the silicon content of steel is 0.3% by mass or more, exfoliation due to hydrogen embrittlement is likely to occur in applications where hydrogen easily enters steel. For this reason, in the above bearing component, the silicon content of steel was set to a low value of less than 0.3% by mass.
  • Manganese Less than 0.5 mass% Manganese contributes to the hardenability of the steel and the hardness of the steel before quenching. However, when the manganese content is 0.5% by mass or more, the hardness of the material before quenching is increased, and the workability in the cold process is lowered. Therefore, the manganese content is set to less than 0.5% by mass.
  • Sulfur Less than 0.008% by mass Sulfur chemically bonds with manganese and forms non-metallic inclusions such as manganese sulfide. This non-metallic inclusion can adversely affect the life of the bearing. Therefore, in the said bearing component, the sulfur content of steel was set low to less than 0.008 mass%.
  • Chromium 1.4 mass% or more and less than 1.6 mass% Chromium contributes to the improvement of hardenability of steel. Further, in the bearing component according to the present invention, the hardenability is lowered because the silicon content is low in order to prevent peeling due to hydrogen embrittlement. Therefore, in order to compensate for the decrease in hardenability due to the lowering of the silicon content, the chromium content of the steel is set to be higher than 1.4% by mass and lower than 1.6% by mass in the bearing component.
  • the bearing component may have a hardness at the contact surface of 700 HV or higher.
  • the hardness at the contact surface is maintained at 700 HV or higher. Therefore, according to the bearing component according to the present invention, a bearing component with improved durability can be provided more reliably.
  • the grain size number of the old austenite crystal grains may be JIS standard 9 or more and 11 or less.
  • the durability is further improved. Therefore, according to the bearing component according to the present invention, a bearing component with improved durability can be provided more reliably.
  • the slope of the nitrogen concentration in the thickness direction of the bearing component may be ⁇ 15 (1 / m) or more.
  • the slope of the nitrogen concentration is measured as described in the examples described later.
  • the “nitrogen concentration gradient” may be the gradient of nitrogen concentration before the finishing process such as grinding on the contact surface, or the nitrogen concentration after finishing the contact surface (product state).
  • the slope may be That is, in the bearing component, the gradient of the nitrogen concentration may be ⁇ 15 (1 / m) or more before finishing the contact surface, or the gradient of the nitrogen concentration after performing the finishing process is ⁇ It may be 15 (1 / m) or more, and the slope of the nitrogen concentration may be -15 (1 / m) or more before and after the finishing.
  • an average retained austenite amount at a position of 0.05 mm from the contact surface is 25% by volume or more and 35% by volume or less, and a residual at a position of 0.05 mm from the contact surface.
  • the variation in the amount of austenite may be 3% by volume or less.
  • the average retained austenite amount at the depth position is set to 25% by volume or more and 35% by volume or less, and the variation of the retained austenite amount at the depth position is set to 3% by volume or less, and the retained austenite at the depth position is set to 3% by volume or less.
  • the average amount of retained austenite at the depth position and “the variation in the amount of retained austenite at the position of the depth” are as defined in the embodiment of the present invention described later.
  • the total average retained austenite amount may be 18% by volume or less.
  • the dimensional stability of the bearing component can be improved by setting the total average retained austenite amount to 18% by volume or less.
  • the bearing component five or more carbonitrides having a diameter of 0.5 ⁇ m or less per 100 ⁇ m 2 may be present in the surface layer portion.
  • the static load capacity of the bearing component is increased by precipitation strengthening of the carbonitride. improves. Therefore, by defining the abundance of the carbonitride in the surface layer within the above range, the static load capacity of the bearing component can be further improved.
  • the carbon concentration in the surface layer portion is 0.9% by mass or more and 1.1% by mass or less.
  • the surface layer portion has 5 or more carbonitrides having a diameter of 0.5 ⁇ m or less per 100 ⁇ m 2 ” means that the bearing part is cut in a cross section perpendicular to the contact surface and the surface layer of the obtained cross section When the part is observed with a microscope, 5 or more carbonitrides having a diameter of 0.5 ⁇ m or less are confirmed per 100 ⁇ m 2 .
  • the “carbonitride” refers to iron carbide or carbon in which part of the carbide is substituted with nitrogen, and includes Fe—C compounds and Fe—CN compounds. Moreover, this carbonitride may contain the alloy elements contained in steel, such as chromium.
  • the nitrogen concentration in the non-ground portion including the non-ground surface other than the contact surface may be less than 0.7% by mass.
  • the nitrogen concentration in the non-grinding portion is 0.7% by mass or more, the amount of retained austenite becomes excessive, and as a result, the hardness of the non-grinding surface decreases. Therefore, in order to ensure sufficient hardness on the non-ground surface, the nitrogen concentration in the non-ground portion is preferably less than 0.7% by mass.
  • the “non-ground portion” means a region from the non-ground surface to a depth of 20 ⁇ m in the thickness direction of the bearing component. In this case, the hardness at a depth of 0.1 mm from the non-ground surface is 700 HV or more.
  • the Vickers hardness at a position of a depth of 0.4 (mm) from the contact surface is the thickness of the bearing component. It may be 80 HV or more higher than the Vickers hardness in the region where the carbonitrided layer is not formed.
  • the nitrogen concentration at the contact surface is 0.4% by mass or more.
  • the rolling bearing according to the present invention includes the bearing component according to the present invention with improved durability. Therefore, according to the rolling bearing according to the present invention, it is possible to provide a rolling bearing with improved durability.
  • the deep groove ball bearing 1 includes an annular outer ring 11, an annular inner ring 12 disposed inside the outer ring 11, and a rolling element that is disposed between the outer ring 11 and the inner ring 12 and is held by an annular retainer 14. And a plurality of balls 13.
  • An outer ring rolling surface 11 ⁇ / b> A is formed on the inner circumferential surface of the outer ring 11, and an inner ring rolling surface 12 ⁇ / b> A is formed on the outer circumferential surface of the inner ring 12.
  • the inner ring 12 is disposed inside the outer ring 11 so that the inner ring rolling surface 12A faces the outer ring rolling surface 11A.
  • the plurality of balls 13 are in contact with the outer ring rolling surface 11A and the inner ring rolling surface 12A on the rolling surface 13A, and are arranged at a predetermined pitch in the circumferential direction by the cage 14. Thereby, the plurality of balls 13 are held on the annular raceway of the outer ring 11 and the inner ring 12 so as to be freely rollable. With such a configuration, the outer ring 11 and the inner ring 12 of the deep groove ball bearing 1 are rotatable relative to each other. Moreover, the outer ring
  • the tapered roller bearing 2 includes an annular outer ring 21 and an inner ring 22, a plurality of rollers 23 that are rolling elements, and an annular cage 24.
  • An outer ring rolling surface 21 ⁇ / b> A is formed on the inner circumferential surface of the outer ring 21, and an inner ring rolling surface 22 ⁇ / b> A is formed on the outer circumferential surface of the inner ring 22.
  • the inner ring 22 is arranged inside the outer ring 21 so that the inner ring rolling surface 22A faces the outer ring rolling surface 21A.
  • the rollers 23 are in contact with the outer ring rolling surface 21A and the inner ring rolling surface 22A on the rolling surface 23A, and are arranged at a predetermined pitch in the circumferential direction by the cage 24. As a result, the roller 23 is held on the annular raceway of the outer ring 21 and the inner ring 22 so as to roll freely. Further, in the tapered roller bearing 2, the apex of the cone including the outer ring rolling surface 21A, the cone including the inner ring rolling surface 22A, and the cone including the locus of the rotating shaft when the roller 23 rolls is the center of the bearing. It is configured to intersect at one point on the line.
  • the outer ring 21 and the inner ring 22 of the tapered roller bearing 2 are rotatable relative to each other.
  • the outer ring 21, the inner ring 22, and the rollers 23 are bearing parts according to the present embodiment, similarly to the outer ring 11, the inner ring 12, and the balls 13.
  • the bearing component comprises 0.95 mass% or more and 1.1 mass% or less of carbon, less than 0.3 mass% silicon, less than 0.5 mass% manganese, less than 0.008 mass% sulfur, And 1.4% by mass or more and less than 1.6% by mass of chromium, and is made of steel consisting of the remaining iron and impurities.
  • the bearing component has contact surfaces (outer ring rolling surfaces 11A, 21A, inner ring rolling surfaces 12A, 22A, rolling surfaces 13A, 23A) that come into contact with other components, and a surface layer portion including the contact surfaces. A carbonitriding layer is formed on the surface.
  • the average nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.3 mass% or more and 0.6 mass% or less, and the variation in nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.1 mass% or less. .
  • the lifetime under foreign material mixing lubrication improves, and the fall of the hardness of the said contact surface is suppressed. More specifically, the hardness of the contact surface is maintained at 700 HV or higher.
  • the steel structure is refined
  • the area ratio of precipitates in the region (matrix) where the carbonitriding layer is not formed is 7% or less, preferably 5%.
  • the precipitate is an iron carbide or a carbonitride in which a part of carbon of the carbide is replaced with nitrogen, and includes an Fe—C compound and an Fe—CN compound.
  • this carbonitride may contain the alloy component contained in steel, such as chromium.
  • a measurement point S1 is set at an arbitrary position on the contact surfaces (inner ring rolling surfaces 12A, 22A) of the inner rings 12, 22.
  • the measurement point S2 shifted by ⁇ (30 °) in the circumferential direction as viewed from the measurement point S1
  • the measurement point S3 shifted by ⁇ (30 °) in the circumferential direction as viewed from the measurement point S2
  • the measurement point S3 Measurement point S4 shifted by ⁇ (30 °) in the circumferential direction when viewed from the side
  • measurement point S5 shifted by ⁇ (30 °) in the circumferential direction when viewed from the measurement point S4, and circumferential direction when viewed from measurement point S5
  • a measurement point S6 shifted by ⁇ (30 °).
  • a plurality of measurement points S1 to S6 are set on the contact surfaces of the inner rings 12 and 22 and shifted by 30 ° along the circumferential direction. Note that the measurement points S1 to S6 are set at the axially central portion on the contact surfaces of the inner rings 12 and 22.
  • the race rings such as the inner rings 12 and 22 may be deformed into an oval shape by heat treatment and the roundness may be lost, which may cause variations in the nitrogen concentration in the surface layer after grinding.
  • the measurement points S1 to S6 that are shifted by 30 ° along the circumferential direction are set, the measurement points are distributed and arranged in a substantially half-circumferential region in the circumferential direction.
  • the measurement points S1 to S6 can include a maximum value and a minimum value of the nitrogen concentration. Therefore, by performing the evaluation based on the measurement values at the measurement points S1 to S6, the “average nitrogen concentration in the surface layer portion” and “the variation in the nitrogen concentration in the surface layer portion” can be more accurately evaluated.
  • FIG. 4 shows the nitrogen concentration (vertical axis) of the surface layer measured at the measurement points S1 to S6 (horizontal axis).
  • the average value of each nitrogen concentration shown on the vertical axis in FIG. 4 can be defined as “average nitrogen concentration in the surface layer portion”.
  • the largest value among the differences between the “average nitrogen concentration in the surface layer portion” and the measured values at the measurement points S1 to S6 can be defined as “the variation in the nitrogen concentration in the surface layer portion”.
  • the slope of the nitrogen concentration in the thickness direction may be ⁇ 15 (1 / m) or more. Thereby, after finishing the contact surface, variation in the nitrogen concentration in the surface layer portion can be reduced to 0.1 mass% or less. In the bearing component, even after finishing the contact surface, the gradient of the nitrogen concentration in the thickness direction may be ⁇ 15 (1 / m) or more.
  • the contact surfaces (outer rings 11, 21, inner rings 12, 22, balls 13 and rollers 23).
  • the average retained austenite amount at a depth of 0.05 mm is not less than 25% by volume and not more than 35% by volume, and the variation in the retained austenite amount at the depth is not more than 3% by volume. Good. Thereby, the fall of the lifetime under foreign material mixing lubrication and the hardness of the said contact surface can further be suppressed.
  • the average amount of retained austenite at the position of the depth and “the variation in the amount of retained austenite at the position of the depth” are the “average nitrogen concentration in the surface layer portion” described with reference to FIGS. It can be measured in the same manner as in the case of “variation of nitrogen concentration in the surface layer”.
  • the average retained austenite amount of the entire bearing parts may be 18% by volume or less. Therefore, since the aging dimensional change rate falls, the dimensional stability of a bearing component can be improved.
  • the contact surfaces (outer rings 11, 21, inner rings 12, 22, balls 13 and rollers 23).
  • the nitrogen concentration in the non-grinding portion including the non-grinding surfaces 11B, 12B, and 22B that is a surface other than) may be less than 0.7% by mass. Thereby, sufficient hardness (700HV or more) in the non-ground surfaces 11B, 12B, and 22B can be ensured.
  • the bearing parts (outer rings 11, 21, inner rings 12, 22, balls 13 and rollers 23) are subjected to heat treatment with a heating temperature of 500 ° C. and a holding time of 1 hour, and then the contact surfaces (outer ring rolling).
  • Vickers hardness at a depth of 0.4 (mm) from the running surfaces 11A and 21A, the inner ring rolling surfaces 12A and 22A, and the rolling surfaces 13A and 23A) forms a carbonitriding layer in the thickness direction of the bearing component. It may be higher by 80 HV or more than the Vickers hardness in the untreated region. Thereby, it can be assured that the nitrogen concentration at the contact surface is 0.4 mass% or more.
  • the bearing components (outer rings 11, 21, inner rings 12, 22, balls 13 and rollers 23) according to the present embodiment can be manufactured.
  • a steel material preparation step is performed.
  • the steel material which contains less iron and 1.4 mass% or more and less than 1.6 mass% chromium, and consists of remainder iron and impurities is prepared.
  • the said steel material is shape
  • a quench hardening process is implemented as process (S20).
  • the temperature of the steel material is equal to or lower than the M s point (martensitic transformation start point). Cooled to.
  • This step (S20) will be described in detail later.
  • a tempering step is performed as a step (S30).
  • this step (S30) with respect to quench hardened steel in the step (S20), heat-treated at a temperature of less than 1 point A is performed. More specifically, after the step (S20) is completed, the steel material is held at a temperature of 180 ° C. or higher and 220 ° C. or lower (for example, 210 ° C.) of A 1 or less for a predetermined time, thereby tempering the steel material. Is given. Thereafter, the steel material is cooled by air at room temperature (air cooling). Thereby, the toughness etc. of steel materials can be improved.
  • a finishing step is performed as a step (S40).
  • a grinding process is performed on the contact surfaces (outer ring rolling surfaces 11A and 21A, inner ring rolling surfaces 12A and 22A, and rolling surfaces 13A and 23A) of the steel material that has been tempered.
  • the outer rings 11 and 21, the inner rings 12 and 22, the balls 13, and the rollers 23 are manufactured, and manufacture of the bearing parts according to the present embodiment.
  • the method is complete.
  • the deep groove ball bearing 1 (see FIG. 1) is manufactured by combining the manufactured outer ring 11, inner ring 12 and ball 13, and the tapered ring bearing 2 (see FIG. 1) is combined by combining the outer ring 21, the inner ring 22 and the roller 23. 2) is manufactured.
  • FIG. 6 is a diagram for explaining the quench hardening process (S20) in detail.
  • FIG. 7 is a view for explaining an undecomposed ammonia (NH 3 ) partial pressure control step included in the atmosphere control step of FIG.
  • FIG. 8 is a diagram for explaining a hydrogen (H 2 ) partial pressure control step included in the atmosphere control step of FIG.
  • FIG. 9 is a figure which shows an example of the heating pattern (temperature history) in the heating pattern control process included in the carbonitriding process of FIG. In FIG. 9, the horizontal direction indicates time, and it indicates that time has passed toward the right.
  • a carbonitriding step is performed in which the steel material prepared in the step (S10) is carbonitrided.
  • a nitrogen diffusion step for diffusing nitrogen that has entered the steel in the carbonitriding step is performed.
  • the cooling process which cools steel materials to the temperature below Ms point is implemented.
  • the steel material is heated in an atmosphere containing ammonia, carbon monoxide, carbon dioxide, and hydrogen.
  • the carbonitriding process includes an atmosphere control process 30 in which the atmosphere in the heat treatment furnace is controlled, and a heating pattern control process 40 in which the temperature history applied to the steel material that is the object to be processed in the heat treatment furnace is controlled. .
  • the atmosphere control process 30 and the heating pattern control process 40 can be performed independently and in parallel.
  • the atmosphere control step 30 includes an undecomposed NH 3 partial pressure control step 31 in which the undecomposed ammonia partial pressure in the heat treatment furnace is controlled, and an H 2 partial pressure control step 32 in which the hydrogen partial pressure in the heat treatment furnace is controlled. And a CO / CO 2 partial pressure control step 33 in which the partial pressure of at least one of carbon monoxide and carbon dioxide in the heat treatment furnace is controlled.
  • the carbon activity is controlled by controlling the partial pressure of at least one of carbon monoxide and carbon dioxide in the heat treatment furnace. ( Ac * ) is controlled.
  • a c * defined by the above formula (1) is 0.88 or more and 1.27 or less (preferably 0.9 or more and 1.1 or less), and the following formula ( 2) Undecomposed NH 3 partial pressure control step 31, H 2 partial pressure so that the value of ⁇ represented by 2) is in the range of 0.012 to 0.020 (preferably 0.013 to 0.018).
  • a control step 32 and a CO / CO 2 partial pressure control step 33 are performed.
  • P N (atm) is the partial pressure of undecomposed ammonia
  • P H (atm) is the partial pressure of hydrogen.
  • an undecomposed NH 3 partial pressure measuring step (S11) for measuring the undecomposed ammonia partial pressure in the heat treatment furnace is performed. Is done.
  • the measurement of the undecomposed ammonia partial pressure can be performed using, for example, a gas chromatograph or an infrared analyzer.
  • a decomposition NH 3 partial pressure determination step (S12) is performed.
  • the determination is made by comparing the target undecomposed ammonia partial pressure, which is determined in advance so that the value of ⁇ is in the range of 0.012 to 0.020, and the measured undecomposed ammonia partial pressure. The determination is made by determining whether the undecomposed ammonia partial pressure is the target undecomposed ammonia partial pressure.
  • the step (S13) includes, for example, a mass flow controller in which the amount of ammonia (amount of ammonia gas) flowing into the heat treatment furnace per unit time from an ammonia gas cylinder connected to the heat treatment furnace via a pipe is attached to the pipe. It can implement by adjusting with the flow control apparatus provided with.
  • the step (S13) can be performed by decreasing the flow rate and increasing the flow rate when the partial pressure is low. .
  • this step (S13) when there is a predetermined difference between the measured undecomposed ammonia partial pressure and the target undecomposed ammonia partial pressure, it was experimentally determined in advance how much the flow rate should be increased or decreased. It can be determined based on the relationship between the increase / decrease in the flow rate of ammonia gas and the increase / decrease in the partial pressure of undecomposed ammonia.
  • the step (S11) is performed again without performing the step (S13).
  • the H 2 partial pressure control step 32 is performed in the same manner as the undecomposed NH 3 partial pressure control step 31 described above. That is, referring to FIG. 8, in the H 2 partial pressure control step 32, first, an H 2 partial pressure measurement step (S21) for measuring the hydrogen partial pressure in the heat treatment furnace is performed. The measurement of the hydrogen partial pressure can be performed using, for example, a heat conduction gas analyzer. Then, based on the hydrogen partial pressure measured in the step (S21), it is determined whether or not the H 2 supply amount adjusting step (S23) for increasing or decreasing the supply amount of hydrogen gas to the heat treatment furnace is necessary. A determination step (S22) is performed. The determination is made by comparing the target hydrogen partial pressure determined in advance so that the value of ⁇ is in the range of 0.012 or more and 0.020 or less and the measured hydrogen partial pressure. Is carried out by determining whether or not is at the target hydrogen partial pressure.
  • the step (S23) includes, for example, a mass flow controller in which the amount of hydrogen (flow rate of hydrogen gas) flowing into the heat treatment furnace per unit time from a hydrogen gas cylinder connected to the heat treatment furnace via a pipe is attached to the pipe It can implement by adjusting with the flow control apparatus provided with. That is, when the measured hydrogen partial pressure is higher than the target hydrogen partial pressure, the step (S23) can be performed by decreasing the flow rate, and when it is low, increasing the flow rate.
  • this step (S23) when there is a predetermined difference between the measured hydrogen partial pressure and the hydrogen partial pressure, how much the flow rate is increased or decreased is experimentally determined in advance as in the case of ammonia. It can be determined based on the relationship between the increase or decrease of the hydrogen gas flow rate and the increase or decrease of the hydrogen partial pressure.
  • the step (S21) is performed again without performing the step (S23).
  • the supply amount of propane (C 3 H 8 ) gas, butane gas (C 4 H 10 ) or the like as an enriched gas is adjusted, so that CO 2 is adjusted.
  • the partial pressure of at least one of the partial pressure of CO 2 and CO 2 is controlled, and a c * is adjusted.
  • the partial pressure P CO2 partial pressure P CO and carbon monoxide to carbon dioxide in the atmosphere by using an infrared gas concentration measurement device are measured.
  • propane (C as an enriched gas) so that a c * defined by the above formula (1) becomes a target value within the range of 0.88 or more and 1.27 or less.
  • the supply amount of 3 H 8 ) gas, butane gas (C 4 H 10 ), etc. is adjusted.
  • the value of ⁇ is determined by the undecomposed NH 3 partial pressure control step 31, the H 2 partial pressure control step 32, and the CO / CO 2 partial pressure control step 33 with reference to the above equation (2). It can be controlled by changing at least one of cracked ammonia partial pressure, hydrogen partial pressure, and a c * . That is, the value of ⁇ is determined by, for example, the H 2 partial pressure in a state where the undecomposed NH 3 partial pressure control step 31 and the CO / CO 2 partial pressure control step 33 keep the undecomposed ammonia partial pressure and a c * constant.
  • the control step 32 may control by changing the hydrogen partial pressure, or the hydrogen partial pressure and a c * value are kept constant by the H 2 partial pressure control step 32 and the CO / CO 2 partial pressure control step 33. In this state, the partial pressure of undecomposed ammonia may be changed and controlled by the undecomposed NH 3 partial pressure control step 31.
  • the heating history provided to steel materials is controlled. Specifically, as shown in FIG. 9, in the steel material is controlled by an atmosphere control step 30 of the above atmosphere at a temperature of 850 ° C. or more and A 1 transformation point or above 900 ° C. below the temperature (e.g. 880 ° C.) And maintained for a period of 180 minutes to 600 minutes (preferably 240 minutes to 480 minutes). When the holding time elapses, the heating pattern control process 40 ends, and at the same time, the atmosphere control process 30 ends. Steel material in an atmosphere which is controlled by an atmosphere control step 30 described above, A 1 transformation point or more in a 820 ° C. or higher 880 ° C. or less (preferably 830 ° C. or higher 870 ° C. or less) is heated at a temperature of 600 minutes or more 180 minutes It may be held for the following time period (preferably 240 minutes or more and 480 minutes or less).
  • a nitrogen diffusion process is performed after the carbonitriding process is completed.
  • the steel material is heated at a temperature equal to or lower than the treatment temperature in the carbonitriding step, and is maintained for 30 minutes to 120 minutes (preferably 45 minutes to 90 minutes). Thereby, the nitrogen which penetrate
  • a c * is 0.88 to 1.27 (preferably 0.9 to 1.1)
  • ⁇ is 0.003 to 0.012 (preferably 0). 0.003 or more and 0.008 or less)
  • the atmosphere in the heat treatment furnace is controlled. The control of the a c * value and the ⁇ value can be performed in the same manner as in the carbonitriding step.
  • the cooling process is performed after the nitrogen diffusion process is completed.
  • the steel material is immersed in oil (oil-cooled) to be cooled to a temperature not higher than the MS point.
  • Example 1 First, the influence of the average nitrogen concentration in the surface layer and the variation in nitrogen concentration on the durability of the bearing parts was investigated. Specifically, indentation was formed on the rolling surface of the race (inner ring), and an indentation origin type peeling life test was performed to evaluate the life of the inner ring under lubrication mixed with foreign matter.
  • the experimental procedure is as follows.
  • an inner ring was produced by the same procedure as in the present embodiment (carbonitriding temperature: 850 ° C., tempering temperature: 180 ° C.). In the carbonitriding process, the concentration distribution of nitrogen entering the surface of the inner ring was controlled by adjusting the partial pressure of undecomposed ammonia, hydrogen partial pressure, carbon activity, heat treatment time, and quenching temperature. For comparison, an inner ring that does not perform the nitrogen diffusion step after the carbonitriding step was also produced.
  • a bearing was produced by combining the produced inner ring with the outer ring, rolling elements and retainer. And the lifetime test was done using the produced bearing.
  • a tester having a structure in which a radial load is equally applied to two bearings was used.
  • a test was performed by applying a load of about 3.04 GPa to one bearing and rotating the bearing at a rotational speed of 3000 rpm.
  • Lubrication was performed by continuously flowing a certain amount of oil into the housing in which the test bearings were arranged.
  • Figure 10 is a nitrogen concentration of the inner ring of the surface layer portion (horizontal axis, mass%), shows the relationship between the L 10 life of indentation-originated flaking life (vertical axis, h).
  • Figure 11 is a variation of the nitrogen concentration of the inner ring of the surface layer portion (horizontal axis, mass%) and the indentation-originated flaking life L 10 life (the vertical axis, h) shows the relationship between the.
  • the nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.2% by mass or more in order to suppress the life under the contamination with foreign matter and the decrease in the hardness of the contact surface and to maintain the hardness of the contact surface at 700HV or higher.
  • 0.7 mass% or less that is, the average nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.3 mass% or more and 0.6 mass% or less, and the variation in nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.1 mass% or less.
  • Example 2 Next, the relationship between the variation in the nitrogen concentration in the surface layer and the slope of the nitrogen concentration was investigated.
  • steps (S10) to (S30) were performed by the same procedure as in the present embodiment to produce an inner ring (Example).
  • the time for the carbonitriding process was 4 hours, and the time for the nitrogen diffusion process was 1 hour.
  • wheel which does not implement a nitrogen diffusion process after a carbonitriding process was also produced for the comparison (comparative example).
  • the nitrogen concentration distribution in the vicinity of the surface layer was investigated for the inner ring produced before the finishing step (S40).
  • FIG. 12 shows the nitrogen concentration distribution in the depth direction of the produced inner ring.
  • the horizontal axis indicates the depth (mm) of the inner ring
  • the vertical axis indicates the nitrogen concentration (mass%).
  • (A) shows the measurement result of the example
  • (A ′) shows an approximate curve for the measurement result of the example
  • (B) shows the measurement result of the comparative example
  • (B ′) The approximate curve with respect to the measurement result of a comparative example is shown. For example, if the slope of the nitrogen concentration is calculated between two points at a depth of 0.3% by mass and 0.1% by mass, the relational expression of (0.3 ⁇ 0.1) / distance (m) is obtained. A slope of the nitrogen concentration was obtained.
  • the slope of the nitrogen concentration was larger in the example than in the comparative example (more than ⁇ 15 (1 / m)).
  • the finishing step (S40) is performed such that the deformation amount of the inner ring by heat treatment is 0.2 mm and the average nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.4 mass%
  • the variation in the nitrogen concentration in the surface layer portion is 0. It was 0.08 mass% (0.1 mass% or less) in the Example, whereas it was .25 mass%. From this result, it was found that performing the nitrogen diffusion step after the carbonitriding step is effective for reducing variation in the nitrogen concentration in the surface layer portion after finishing.
  • Example 3 Next, an experiment was conducted to investigate the influence of the average retained austenite amount near the surface layer and the variation in retained austenite amount on the durability of the bearing component.
  • an inner ring was produced by the same procedure as in the above embodiment. The carbonitriding step was performed so that the average nitrogen concentration in the surface layer portion was 0.4% by mass. In the tempering step, the amount of retained austenite near the rolling surface of the inner ring was controlled by adjusting the treatment temperature.
  • a bearing was produced by combining the produced inner ring and other bearing parts (outer ring, rolling element, cage, etc.). A life test was performed in the same manner as in Example 1.
  • the amount of retained austenite at a depth of 0.05 mm from the rolling surface is 22 vol% or more and 38 vol% or less. That is, it is effective that the average retained austenite amount at the depth position is 25% by volume or more and 35% by volume or less, and the variation in the retained austenite amount at the depth position is 3% by volume or less. I understood.
  • Example 4 Next, the influence of the average retained austenite amount of the entire bearing part on the dimensional stability of the bearing part was investigated.
  • a ring-shaped test piece having an outer diameter ( ⁇ ) of 60 mm, an inner diameter ( ⁇ ) of 54 mm, and a width (t) of 15 mm was produced by changing the carbonitriding temperature, the tempering temperature, and the nitrogen concentration of the surface layer portion.
  • maintains 2500 hours at 120 degreeC with respect to this test piece was implemented, and the secular dimensional change rate was computed by remove
  • FIG. 14 shows the relationship between the depth from the surface of the test piece (horizontal axis, mm) and the amount of retained austenite (vertical axis, volume%).
  • the heat treatment conditions are indicated by the expression “carbonitriding temperature ⁇ tempering temperature ⁇ nitrogen concentration in the surface layer”.
  • the notation “850 ° C. ⁇ 180 ° C. ⁇ 0.1 mass%” indicates that the carbonitriding temperature is 850 ° C., the tempering temperature is 180 ° C., and the nitrogen concentration in the surface layer is 0.1 mass%. Yes.
  • the average retained austenite amount in the test piece was calculated from the distribution of the retained austenite amount in FIG.
  • FIG. 15 shows the relationship between the average retained austenite amount (horizontal axis, volume%) of the whole test piece and the aging rate of change (vertical axis).
  • the average retained austenite amount and the aging dimensional change rate were in a proportional relationship.
  • the average retained austenite amount was set to 18% by volume or less, it was possible to reduce the aging dimensional change rate to 60 ⁇ 10 ⁇ 5 or less.
  • Example 5 Next, the effect of carbonitrides existing in the surface layer on the static load capacity of bearing parts was investigated.
  • steel containing chromium (Cr) is infiltrated into the steel by carbonitriding or the like, the chromium concentration in the base material decreases and the austenite single-phase region expands. To rise.
  • carbonitrides are reduced or eliminated even if decarburization does not occur.
  • the value of carbon activity a c * in the carbonitriding process is set to 0.88 or more and 1.27 or less, and carburization is performed earlier than the increase in the carbon solid solubility limit of the nitrogen-enriched layer. Thus, the disappearance of carbonitride is suppressed. An experiment was conducted to confirm the effect of the remaining carbonitride.
  • the depth of the indentation is smaller in the sample in which 5 or more carbonitrides having a diameter of 0.5 ⁇ m or less exist per 100 ⁇ m 2 as compared with the sample in which the carbonitride has disappeared.
  • the static load capacity of the bearing parts it was found that it is effective for the static load capacity of the bearing parts to be 5 or more carbon nitrides having a diameter of 0.5 ⁇ m or less per 100 ⁇ m 2 in the surface layer portion.
  • Example 6 Next, the influence of the nitrogen concentration of the non-ground part and the amount of retained austenite on the hardness of the non-ground surface was investigated.
  • a bearing component was produced by the same procedure as in the present embodiment. At this time, the nitrogen concentration and the amount of retained austenite in non-ground portions such as corners and thin portions were changed. Then, the relationship between the nitrogen concentration and the amount of retained austenite in the non-ground part and the hardness of the non-ground surface was investigated.
  • FIG. 19 The experimental results are shown in FIG. 19 and FIG.
  • the horizontal axis indicates the nitrogen concentration (mass%) in the non-ground part
  • the vertical axis indicates the amount of retained austenite (volume%) in the non-ground part.
  • the horizontal axis represents the amount of retained austenite (volume%) in the non-ground part
  • the vertical axis represents the hardness (HV) at a depth of 0.1 mm from the non-ground surface.
  • HV hardness
  • the location which becomes the beginning of those destruction is a shape change part, such as a hole, a notch, a stepped part, a crack, a defect, or a wound.
  • the stress is concentrated in these shape changing portions and the fatigue strength is lowered, so that the parts are destroyed.
  • a scratch A is generated during assembly and transportation, and stress is concentrated on the scratch A, and there is a high possibility that it becomes a starting point of fracture. Therefore, in order to ensure sufficient durability of the product, it is necessary to secure the hardness on the non-ground surface to 700 HV or higher.
  • Example 7 Next, a method for determining a cross-sectional hardness measurement position and a cross-sectional hardness difference reference value for ensuring that the nitrogen concentration at the contact surface of the bearing component is 0.4 mass% or more will be described.
  • differences in hardenability due to differences in the chemical composition of each material and differences in the cooling rate during quenching affect hardness after quenching, and also affect hardness after high-temperature tempering. It is done. For this reason, in this example, the absolute value of the cross-sectional hardness itself is not used, but the hardness at a deep position (core portion) from the non-nitrided surface layer (here, for example, the hardness at a depth of 1 mm from the outermost surface after heat treatment) ) And the hardness difference (hardness difference) between the hardness at an arbitrary depth in the nitrided region was adopted as an index. That is, the chemical composition of the material may differ between material lots, and the hardness difference is for offsetting such a difference.
  • Table 1 shows the chemical components of the test specimens. All the materials were within the above component ranges, and these were subjected to carbonitriding in various heat treatment furnaces and heat treatment atmospheres. The carbonitriding temperature was included in the range of 840 ° C. or higher and 860 ° C. or lower.
  • the treatment temperature was 850 ° C.
  • the treatment time was 120 minutes (min) (hereinafter referred to as “850 ° C. ⁇ 120 min”)
  • the undecomposed ammonia fraction 0
  • the carbonitriding process was performed at 2% by volume and carbon activity: 0.9.
  • carbonitriding was performed at 840 ° C. ⁇ 70 min, undecomposed ammonia fraction: 0.1% by volume, and carbon activity: 0.85.
  • carbonitriding was performed at 850 ° C. ⁇ 120 min, undecomposed ammonia fraction: 0.1% by volume, and carbon activity: 0.9.
  • carbonitriding was performed at 850 ° C.
  • the inner ring 12 is used as a sample as shown in FIG.
  • the nitrogen concentration of the sample after carbonitriding was measured.
  • a test piece 12A as shown in FIG. 22 is cut out from the sample, and along the direction from the outer peripheral surface 12B to the inner peripheral surface 12C of the test piece, the central portion of the test piece 12A in the height direction ( EPMA line analysis was performed on the cut end face at a position having a half width.
  • test piece 12A described in (1-3) above was subjected to hardness measurement at the cut end face subjected to EPMA analysis.
  • Vickers hardness measurement was performed using a micro Vickers hardness meter.
  • the difference ⁇ HV in the cross-sectional hardness when the heating temperature was 500 ° C. was a value approximately twice the difference ⁇ HV in the cross-sectional hardness after high-temperature tempering at a heating temperature of 300 ° C. or 700 ° C. Therefore, the hardness after tempering, which has a relatively high correlation with the nitrogen concentration, is considered to be the hardness after tempering at a heating temperature of about 500 ° C. For this reason, in the following experiment, the cross-sectional hardness was measured on a test piece after high-temperature tempering with a heating temperature of 500 ° C. and a holding time of 1 hour.
  • FIG. 25 shows the relationship between the nitrogen concentration in the range of 0 to 0.1 mass% and the difference in cross-sectional hardness from FIG. From FIG. 24, in the range where the nitrogen concentration exceeds 0 and 0.1% by mass or less, the correlation between the nitrogen concentration and the difference in cross-sectional hardness is strong, while in the range where the nitrogen concentration exceeds 0.1% by mass, the nitrogen concentration It was found that the correlation with the difference in cross-sectional hardness was relatively weak.
  • the nitrogen concentration is 0.06% by mass and the cross-sectional hardness difference is a substantially intermediate position in a region (0 to 0.1% by mass) in which the nitrogen concentration and the cross-sectional hardness difference have a positive correlation. It was decided to use the relationship with 80 ⁇ HV.
  • the treatment time is 4 hours (in the figure (in the figure) under the condition that the heating temperature is 850 ° C. and the carbon activity / undecomposed ammonia fraction ( ⁇ ) is 4.75. A)), 6 hours ((B) in the figure), 8 hours ((C) in the figure), 10 hours ((D) in the figure) nitrogen concentration distribution (high temperature tempering is performed) The previous).
  • the horizontal axis indicates the depth (mm) from the surface, and the vertical axis indicates the nitrogen concentration (mass%).
  • the nitrogen penetration amount decreases and the region where the nitrogen concentration is high is biased to the surface side.
  • the carbonitriding temperature is 860 ° C. or higher, it is difficult to keep the value of ⁇ at 5 or lower, and when it is 840 ° C. or lower, the diffusion rate of nitrogen into the steel becomes slow. As a result, the processing time becomes longer. For this reason, a temperature of about 850 ° C. is appropriate for the carbonitriding of the steel.
  • the heating temperature during carbonitriding can be determined by the size of the prior austenite crystal grains after quenching. When the heating temperature is 850 ° C., the size of the prior austenite crystal grains in the above steel As shown in FIG. 29, the range is from No. 9 to No. 11 in the JIS standard.
  • the carbonitriding time is 4 hours, and when it is 0.15 (mm), 6 hours, 0.175 ( mm) for 8 hours, and 0.2 (mm) for 10 hours, the nitrogen concentration on the outermost surface of the product may be 0.4% by mass or more. I understood.
  • FIG. 27 shows the nitrogen concentration distribution (measured value and calculated value) in the steel after the nitrogen diffusion treatment.
  • the horizontal axis indicates the depth (mm) from the surface, and the vertical axis indicates the nitrogen concentration (mass%).
  • (A) is a calculated value when the carbonitriding treatment time is 6 hours and the nitrogen diffusion treatment time is 2 hours (the undecomposed NH 3 concentration is 0.1% by volume).
  • the following formula (3) shows the measurement position (x 1 ) of the cross-sectional hardness for ensuring that the nitrogen concentration on the outermost surface of the product is 0.4% by mass or more, and the formula (4) is the outermost surface of the product.
  • the measurement position (x 2 ) of the cross-sectional hardness for ensuring that the nitrogen concentration is 0.3 mass% or more is shown.
  • the heating temperature in the nitrogen diffusion treatment was 850 ° C.
  • the undecomposed NH 3 concentration was 0.06 vol%
  • the carbon activity was 0.9.
  • the procedure for assuring that the nitrogen concentration on the outermost surface of the product is 0.4% by mass or more after heat treatment is as follows. First, calculate the carbonitriding time T 1 (h), the measurement position of the cross-sectional hardness after time nitrogen diffusion process T 2 a (h) back hot sintering are substituted into the equation (3) x 1 (mm) To do. Next, high temperature tempering is performed at a heating temperature of 500 ° C. and a holding time of 1 hour.
  • a test piece is cut out from the product after high-temperature tempering, the calculated measurement position x 1 (mm) and the cross-sectional hardness in the non-nitrided inside are measured, and the cross-sectional hardness difference is calculated from the difference between the measured values. To do. And it is discriminate
  • the difference in cross-sectional hardness at a depth of 0.4 mm is 80 ⁇ HV or more from the above equation (3). Furthermore, it is guaranteed that the nitrogen concentration on the outermost surface of the product is 0.4% by mass or more. Further, carbonitriding time T 1 of the treatment is less than 6 hours, also when the time T 2 of the nitrogen diffusion process is less than 2 hours, similarly evaluated by cross-sectional hardness difference at a depth position of 0.4mm can do.
  • Example 8 Next, the relationship between the area ratio of the internal carbides and the lubrication life of foreign matters was investigated.
  • Steel can be solid solution strengthened by dissolving carbide. Since the area ratio of steel carbide before quenching is constant, the solid solution amount of carbon can be estimated from the area ratio of internal carbide after carbonitriding. Regardless of the quality of the surface after grinding that affects the life of the bearing, the reason why the solid solution amount of carbon in the matrix is estimated from the area ratio of carbide inside is carburizing. This is because it is difficult to estimate the solid solution amount of carbide in the matrix because the surface is nitrided by the nitriding treatment and the solid solubility limit concentration of carbon increases.
  • Table 2 shows the relationship between the heat treatment conditions and the area ratio (%) of the internal precipitates (carbides).
  • the heat treatment conditions in Table 2 are indicated by the expression “quenching temperature ⁇ tempering temperature ⁇ nitrogen concentration on the outermost surface after grinding”.
  • the display of 800 ° C.-180 ° C.-0.1 mass% indicates that the quenching temperature is 800 ° C.
  • the tempering temperature is 180 ° C.
  • the nitrogen concentration in the surface layer portion is 0.1% by mass.
  • the area ratio of the internal precipitates decreased as the heating temperature increased. That is, by increasing the treatment temperature during carbonitriding, the solid solubility limit concentration of carbon in the matrix increases, and the amount of solid solution increases, so the amount of precipitates decreases.
  • the carbon concentration at the matrix has reached the solid solubility limit concentration, and the carbon concentration at the surface matrix is also high. Become.
  • Fig. 28 shows the test results of the contamination life of foreign matter.
  • the horizontal axis represents the life (time from the start of the test to the occurrence of peeling) (h), and the vertical axis represents the cumulative failure probability (%).
  • the legend of FIG. 28 as in Table 2, “quenching temperature ⁇ tempering temperature ⁇ nitrogen concentration on the outermost surface after grinding” is displayed. As shown in FIG.
  • the bearing component and rolling bearing of the present invention can be particularly advantageously applied to bearing components and rolling bearings that require improved durability.

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Abstract

　０．９５質量％以上１．１質量％以下の炭素と、０．３質量％未満の珪素と、０．５質量％未満のマンガンと、０．００８質量％未満の硫黄と、１．４質量％以上１．６質量％未満のクロムとを含み、残部鉄および不純物からなる鋼からなり、他の部品と接触する面である接触面（１１Ａ，１２Ａ，１３Ａ）を含む表層部に浸炭窒化層が形成された軸受部品（１１，１２，１３）である。上記表層部における平均窒素濃度が０．３質量％以上０．６質量％以下であり、かつ、上記表層部における窒素濃度のばらつきが０．１質量％以下である。上記軸受部品では、浸炭窒化層が形成されていない領域における析出物の面積率が７％以下である。

Description

軸受部品および転がり軸受
　本発明は、軸受部品および転がり軸受に関し、より特定的には、耐久性が向上した軸受部品および当該軸受部品を備える転がり軸受に関する。
　転がり軸受などに用いられる軸受部品の耐久性を向上させる対策として、浸炭窒化処理が知られている（たとえば、特許文献１（特開２００７－２７７６４８号公報）および特許文献２（特開２００８－２６７４０２号公報）参照）。浸炭窒化処理は、鋼をＡ１変態点以上の温度に加熱して炭素および窒素を鋼中に侵入拡散させた後、当該鋼を焼入れする熱処理である。浸炭窒化処理は、転がり軸受の重要な性能である異物混入潤滑下における寿命の延命に対して有効である。
特開２００７－２７７６４８号公報 特開２００８－２６７４０２号公報
　しかし、近年の軸受部品への耐久性向上の要求を考慮すると、従来の浸炭窒化処理では用途によっては十分な耐久性を付与することが困難である場合がある。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、その目的は、耐久性が向上した軸受部品および当該軸受部品を備える転がり軸受を提供することである。
　本発明に従った軸受部品は、０．９５質量％以上１．１質量％以下の炭素と、０．３質量％未満の珪素と、０．５質量％未満のマンガンと、０．００８質量％未満の硫黄と、１．４質量％以上１．６質量％未満のクロムとを含み、残部鉄および不純物からなる鋼からなり、他の部品と接触する面である接触面を含む表層部に浸炭窒化層が形成された軸受部品である。上記軸受部品では、上記表層部における平均窒素濃度が０．３質量％以上０．６質量％以下であり、かつ、上記表層部における窒素濃度のばらつきが０．１質量％以下である。また、上記軸受部品では、浸炭窒化層が形成されていない領域における析出物の面積率が７％以下である。
　本発明者は、転がり軸受などに用いられる軸受部品の耐久性を向上させるための方策について鋭意検討を行った。その結果、以下のような知見を得て、本発明に想到した。
　軸受部品において、他の部品と接触する接触面（たとえば軌道輪の転走面や玉およびころの転動面など）およびその直下では、亀裂などの損傷が発生し易い。これに対して、上記接触面に浸炭窒化処理を施すことにより軸受部品の耐久性の向上を図ることができる。
　本発明者の検討によると、上記接触面を含む表層部の窒素濃度が０．２質量％未満である場合には、異物混入潤滑下における軸受部品の寿命が低下する。そのため、軸受部品の寿命の低下を抑制するためには、上記表層部の窒素濃度を少なくとも０．２質量％以上にする必要がある。一方、上記表層部の窒素濃度が０．７質量％を超える場合には、残留オーステナイト量が過大となるため上記接触面の硬度が低下する。そのため、上記接触面の硬度の低下を抑制するためには、上記表層部の窒素濃度を０．７質量％以下にする必要がある。
　また、軸受部品は、成形された鋼材に対して浸炭窒化処理や焼戻処理などの熱処理を施し、その後上記接触面に仕上げ加工を施すことにより製造される。そして、上記熱処理を施すことにより鋼材が変形する場合があり（たとえば軌道輪が楕円形となり真円度が崩れる場合がある）、仕上げ加工時の研削取り代にばらつきが生じる場合がある。そのため、従来の軸受部品では、上記表層部において窒素濃度のばらつきが大きくなるという問題がある。
　また、軸受部品を構成する鋼は、炭化物などの析出物を溶け込ませることにより固溶強化することができる。ここで、焼入前の鋼における炭化物の面積率は一定であるため、浸炭窒化処理後における内部の炭化物の面積率により鋼中への炭素の固溶量を推測することができる。本発明者の検討によると、浸炭窒化層が形成されていない領域（未窒化領域）の析出物の面積率を７％以下とすることにより、当該内部における炭素の固溶量が増大し、その結果寿命が向上する。このような析出物の面積率は、浸炭窒化処理における処理温度を高くすることにより達成することができる。
　これに対して、本発明に従った軸受部品では、上記表層部における平均窒素濃度が０．３質量％以上０．６質量％以下であり、かつ、上記表層部における窒素濃度のばらつきが０．１質量％以下にまで低減されている。そのため、上記軸受部品では、上記表層部の窒素濃度が０．２質量％以上０．７質量％以下となっており、異物混入潤滑下における寿命の低下および上記接触面の硬度の低下が抑制されている。また、上記軸受部品では、浸炭窒化層が形成されていない領域における析出物の面積率が７％以下となっているため、寿命がより向上している。したがって、本発明に従った軸受部品によれば、耐久性が向上した軸受部品をより確実に提供することができる。
　また、本発明に従った軸受部品において、「表層部」とは上記接触面から上記軸受部品の厚み方向において深さ２０μｍまでの領域を意味する。また、「表層部における平均窒素濃度」および「表層部における窒素濃度のばらつき」は、後述する本発明の実施の形態において規定される通りである。
　次に、本発明に従った軸受部品を構成する鋼の成分組成を上記範囲に設定した理由について説明する。
　炭素：０．９５質量％以上１．１質量％以下
　炭素含有量は、焼入硬化後における軸受部品の硬度および炭化物量に大きな影響を与える。鋼の炭素含有量が０．９５質量％以上である場合には、熱処理により鋼中に多くの炭素を導入することなく、十分な硬度および炭化物量を達成することができる。一方、炭素含有量が１．１質量％を超える場合には、鋼の製造時点において大型の炭化物が形成され、当該炭化物が軸受部品の耐久性に悪影響を与える可能性がある。そのため、炭素含有量は０．９５質量％以上１．１質量％以下とした。
　珪素：０．３質量％未満
　珪素は、鋼中の水素吸蔵量を増加させ、水素脆性を助長する。鋼の珪素含有量が０．３質量％以上である場合には、水素が鋼中に入り易い用途において水素脆性による剥離が起こり易くなる。そのため、上記軸受部品では、鋼の珪素含有量を０．３質量％未満に低く設定した。
　マンガン：０．５質量％未満
　マンガンは、鋼の焼入性と焼入前の鋼の硬度に寄与する。しかし、マンガン含有量が０．５質量％以上である場合には焼入前の素材の硬度が高くなり、冷間工程における加工性が低下する。そのため、マンガン含有量は０．５質量％未満とした。
　硫黄：０．００８質量％未満
　硫黄は、マンガンなどと化学結合して硫化マンガンなどの非金属介在物を形成する。この非金属介在物は、軸受の寿命に悪影響を与える可能性がある。そのため、上記軸受部品では、鋼の硫黄含有量を０．００８質量％未満に低く設定した。
　クロム：１．４質量％以上１．６質量％未満
　クロムは、鋼の焼入性の向上に寄与する。また、本発明に従った軸受部品では、水素脆性による剥離を防ぐために珪素含有量が低くなっているため、焼入性が低下している。そこで、珪素含有量を低くしたことによる焼入性の低下を補うために、上記軸受部品では、鋼のクロム含有量を１．４質量％以上１．６質量％未満に高く設定した。
　上記軸受部品では、上記接触面における硬度が７００ＨＶ以上であってもよい。上記接触面における硬度が７００ＨＶ以上に維持されている。したがって、本発明に従った軸受部品によれば、耐久性が向上した軸受部品をより確実に提供することができる。
　上記軸受部品では、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＪＩＳ規格９番以上１１番以下であってもよい。上記軸受部品では、旧オーステナイト結晶粒の大きさがＪＩＳ規格で９番以上１１番以下になるまで鋼組織が微細化されているため、耐久性がより向上している。したがって、本発明に従った軸受部品によれば、耐久性が向上した軸受部品をより確実に提供することができる。
　上記軸受部品では、上記軸受部品の厚み方向における窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上であってもよい。上記窒素濃度の傾きは、後述する実施例において説明するように測定される。これにより、上記接触面に仕上げ加工を施した後の上記表層部における窒素濃度のばらつきを容易に低減することができる。
　また、「窒素濃度の傾き」とは、上記接触面に研削処理などの仕上げ加工を施す前における窒素濃度の傾きでもよいし、上記接触面に仕上げ加工を施した後（製品状態）の窒素濃度の傾きでもよい。すなわち、上記軸受部品では、上記接触面に仕上げ加工を施す前において上記窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上でもよいし、上記仕上げ加工を施した後において上記窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上でもよいし、上記仕上げ加工を施す前および施した後のいずれにおいても上記窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上でもよい。
　上記軸受部品では、上記接触面から０．０５ｍｍの深さの位置における平均残留オーステナイト量が２５体積％以上３５体積％以下であり、かつ、上記接触面から０．０５ｍｍの深さの位置における残留オーステナイト量のばらつきが３体積％以下であってもよい。
　本発明者の検討によると、上記接触面から０．０５ｍｍの深さの位置における残留オーステナイト量が２２体積％以上である場合には寿命が大きく向上する。一方で、上記深さの位置における残留オーステナイト量が３８体積％を超える場合には上記接触面の硬度が低下する。したがって、上記深さの位置における平均残留オーステナイト量を２５体積％以上３５体積％以下とし、かつ上記深さの位置における残留オーステナイト量のばらつきを３体積％以下として、上記深さの位置における残留オーステナイト量が２２体積％以上３８体積％以下とすることにより、寿命の低下および上記接触面の硬度の低下をさらに抑制することができる。また、「上記深さの位置における平均残留オーステナイト量」および「上記深さの位置における残留オーステナイト量のばらつき」は、後述する本発明の実施の形態において規定される通りである。
　上記軸受部品では、全体の平均残留オーステナイト量が１８体積％以下であってもよい。
　本発明者の検討によると、軸受部品全体の平均残留オーステナイト量が１８体積％以下である場合には経年寸法変化率が低下する。したがって、全体の平均残留オーステナイト量を１８体積％以下とすることにより、軸受部品の寸法安定性を向上させることができる。
　上記軸受部品において、上記表層部には、直径が０．５μｍ以下である炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上存在していてもよい。
　本発明者の検討によると、上記表層部に直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上存在する場合には、当該炭窒化物の析出強化によって軸受部品の静的負荷容量が向上する。したがって、上記表層部における上記炭窒化物の存在量を上記範囲に規定することにより、軸受部品の静的負荷容量をより向上させることができる。なお、この場合には、上記表層部における炭素濃度は０．９質量％以上１．１質量％以下となる。
　ここで、「表層部に直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上存在する」とは、上記接触面に垂直な断面で上記軸受部品を切断し、得られた断面の表層部を顕微鏡で観察した場合に直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上確認されることをいう。また、「炭窒化物」とは、鉄の炭化物または当該炭化物の炭素の一部が窒素に置換されたものであり、Ｆｅ－Ｃ系の化合物およびＦｅ－Ｃ－Ｎ系の化合物を含む。また、この炭窒化物は、クロムなど、鋼に含まれる合金元素を含んでいてもよい。
　上記軸受部品では、上記接触面以外の面である非研削面を含む非研削部における窒素濃度が０．７質量％未満であってもよい。
　本発明者の検討によると、上記非研削部の窒素濃度が０．７質量％以上である場合には残留オーステナイト量が過大となり、その結果上記非研削面の硬度が低下する。したがって、上記非研削面における十分な硬度を確保するためには、上記非研削部における窒素濃度を０．７質量％未満とすることが好ましい。なお、「非研削部」とは、上記非研削面から上記軸受部品の厚み方向において深さ２０μｍまでの領域を意味する。また、この場合には、上記非研削面から０．１ｍｍの深さの位置における硬度が７００ＨＶ以上となる。
　上記軸受部品では、加熱温度を５００℃、保持時間を１時間とした熱処理を行った後において、上記接触面から０．４（ｍｍ）の深さの位置におけるビッカース硬度が、上記軸受部品の厚み方向において上記浸炭窒化層が形成されていない領域におけるビッカース硬度より８０ＨＶ以上高くなっていてもよい。
　これにより、上記接触面における窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証することができる。
　本発明に従った転がり軸受は、耐久性が向上した上記本発明に従った軸受部品を備えている。したがって、本発明に従った転がり軸受によれば、耐久性が向上した転がり軸受を提供することができる。
　以上の説明から明らかなように、本発明に従った軸受部品および転がり軸受によれば、耐久性が向上した軸受部品および転がり軸受を提供することができる。
本実施の形態に係る深溝玉軸受の構造を示す概略断面図である。 本実施の形態に係る円錐ころ軸受の構造を示す概略断面図である。 本実施の形態に係る軸受部品における窒素濃度の測定方法を説明するための概略図である。 本実施の形態に係る軸受部品における窒素濃度の測定結果を示すグラフである。 本実施の形態に係る軸受部品の製造方法を説明するためのフローチャートである。 本実施の形態に係る軸受部品の製造方法における焼入硬化工程（Ｓ２０）の詳細を説明するための概略図である。 図６の雰囲気制御工程に含まれる未分解ＮＨ３分圧制御工程を説明するための概略図である。 図６の雰囲気制御工程に含まれるＨ２分圧制御工程を説明するための図である。 図６の浸炭窒化工程に含まれる加熱パターン制御工程における加熱パターンの一例を示す図である。 表層部の窒素濃度と圧痕起点型はく離寿命（Ｌ１０寿命）との関係を示すグラフである。 表層部の窒素濃度のばらつきと圧痕起点型はく離寿命（Ｌ１０）寿命との関係を示すグラフである。 内輪の表層付近における窒素濃度分布を示すグラフである。 表層付近の残留オーステナイト量と圧痕起点型はく離寿命（Ｌ１０寿命）との関係を示すグラフである。 試験片の表層付近における残留オーステナイト量の分布を示すグラフである。 平均残留オーステナイト量と経年寸法変化率との関係を示すグラフである。 比較例の試験片の断面ＳＥＭ写真である。 実施例の試験片の断面ＳＥＭ写真である。 炭窒化物の存在が圧痕深さに及ぼす影響を示すグラフである。 非研削部の窒素濃度と残留オーステナイト量との関係を示すグラフである。 非研削部の残留オーステナイト量と非研削面付近の断面硬度との関係を示すグラフである。 非研削部に打ち傷が発生した軌道輪の写真である。 サンプル中の窒素濃度の測定方法を説明するための概略図である。 焼戻温度と断面硬度差分との関係を示すグラフである。 窒素濃度と断面硬度差分との関係を示すグラフである。 窒素濃度が０．１質量％以下の範囲における窒素濃度と断面硬度差分との関係を示すグラフである。 浸炭窒化処理後における鋼中の窒素濃度分布を示すグラフである。 窒素拡散処理後における鋼中の窒素濃度分布を示すグラフである。 異物混入潤滑寿命のワイブルプロットである。 旧オーステナイト結晶粒の大きさを示す写真である。
　以下、図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。なお、以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付し、その説明は繰返さない。
　まず、図１を参照して、本実施の形態に係る転がり軸受としての深溝玉軸受１の構造について説明する。深溝玉軸受１は、環状の外輪１１と、外輪１１の内側に配置された環状の内輪１２と、外輪１１と内輪１２との間に配置され、円環状の保持器１４に保持された転動体である複数の玉１３とを備えている。外輪１１の内周面には外輪転走面１１Ａが形成されており、内輪１２の外周面には内輪転走面１２Ａが形成されている。内輪１２は、内輪転走面１２Ａが外輪転走面１１Ａと対向するように外輪１１の内側に配置されている。複数の玉１３は、転動面１３Ａにおいて外輪転走面１１Ａおよび内輪転走面１２Ａに接触し、かつ保持器１４により周方向に所定のピッチで配置されている。これにより、複数の玉１３は、外輪１１および内輪１２の円環状の軌道上に転動自在に保持されている。このような構成により、深溝玉軸受１の外輪１１および内輪１２は、互いに相対的に回転可能となっている。また、外輪１１、内輪１２および玉１３は、後述する本実施の形態に係る軸受部品である。
　次に、図２を参照して、本実施の形態に係る他の転がり軸受としての円錐ころ軸受２の構造について説明する。円錐ころ軸受２は、環状の外輪２１および内輪２２と、転動体である複数のころ２３と、円環状の保持器２４とを備えている。外輪２１の内周面には外輪転走面２１Ａが形成されており、内輪２２の外周面には内輪転走面２２Ａが形成されている。内輪２２は、内輪転走面２２Ａが外輪転走面２１Ａと対向するように外輪２１の内側に配置されている。
　ころ２３は、転動面２３Ａにおいて外輪転走面２１Ａおよび内輪転走面２２Ａに接触し、かつ保持器２４により周方向に所定のピッチで配置されている。これにより、ころ２３は、外輪２１および内輪２２の円環状の軌道上に転動自在に保持されている。また、円錐ころ軸受２は、外輪転走面２１Ａを含む円錐、内輪転走面２２Ａを含む円錐、およびころ２３が転動した場合の回転軸の軌跡を含む円錐のそれぞれの頂点が軸受の中心線上の１点で交わるように構成されている。このような構成により、円錐ころ軸受２の外輪２１および内輪２２は、互いに相対的に回転可能となっている。また、外輪２１、内輪２２およびころ２３は、外輪１１、内輪１２および玉１３と同様に、本実施の形態に係る軸受部品である。
　次に、本実施の形態に係る軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）の構造について説明する。上記軸受部品は、０．９５質量％以上１．１質量％以下の炭素と、０．３質量％未満の珪素と、０．５質量％未満のマンガンと、０．００８質量％未満の硫黄と、１．４質量％以上１．６質量％未満のクロムとを含み、残部鉄および不純物からなる鋼からなっている。上記軸受部品は、他の部品と接触する接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａ、転動面１３Ａ，２３Ａ）を有しており、上記接触面を含む表層部には浸炭窒化層が形成されている。
　上記軸受部品では、上記表層部における平均窒素濃度が０．３質量％以上０．６質量％以下となっており、かつ上記表層部における窒素濃度のばらつきが０．１質量％以下となっている。これにより、上記軸受部品では、異物混入潤滑下における寿命が向上し、かつ上記接触面の硬度の低下が抑制されている。より具体的には、上記接触面の硬度が７００ＨＶ以上に維持されている。また、上記軸受部品では、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＪＩＳ規格９番以上１１番以下となるまで鋼組織が微細化されているため、耐久性がより向上している。そのため、上記軸受部品を備える深溝玉軸受１および円錐ころ軸受２は、耐久性が向上したものとなっている。
　上記軸受部品では、浸炭窒化層が形成されていない領域（母地）における析出物の面積率が７％以下になっており、好ましくは５％になっている。析出物とは、鉄の炭化物または当該炭化物の炭素の一部が窒素に置き換わった炭窒化物などであり、Ｆｅ－Ｃ系の化合物およびＦｅ－Ｃ－Ｎ系の化合物を含む。また、この炭窒化物は、クロムなど、鋼に含まれる合金成分を含んでいてもよい。このように析出物の面積率を低くして母地への炭素などの固溶量を増加させることにより、軸受部品の寿命をより向上させることができる。
　また、上記軸受部品において、「表層部における平均窒素濃度」および「表層部における窒素濃度のばらつき」は以下のように測定される。ここでは、内輪１２，２２について測定する場合を例として説明する。
　図３を参照して、まず、内輪１２，２２の接触面（内輪転走面１２Ａ，２２Ａ）上の任意の箇所に測定点Ｓ１が設定される。次に、測定点Ｓ１から見て円周方向にθ（３０°）ずれた測定点Ｓ２と、測定点Ｓ２から見て円周方向にθ（３０°）ずれた測定点Ｓ３と、測定点Ｓ３から見て円周方向にθ（３０°）ずれた測定点Ｓ４と、測定点Ｓ４から見て円周方向にθ（３０°）ずれた測定点Ｓ５と、測定点Ｓ５から見て円周方向にθ（３０°）ずれた測定点Ｓ６とがそれぞれ設定される。このようにして、内輪１２，２２の接触面上に円周方向に沿って３０°ずつずれた複数の測定点Ｓ１～Ｓ６が設定される。なお、測定点Ｓ１～Ｓ６は、内輪１２，２２の接触面上において軸方向中央部に設定される。
　内輪１２，２２などの軌道輪は熱処理により楕円形に変形して真円度が崩れる場合があり、これにより研削加工後の表層部における窒素濃度にばらつきが生じる場合がある。これに対して、円周方向に沿って３０°ずつずれた測定点Ｓ１～Ｓ６を設定した場合には、測定点が円周方向のほぼ半周分の領域に分散配置されるため、実質的に測定点Ｓ１～Ｓ６に窒素濃度の最大値および最小値を含めることができる。そのため、測定点Ｓ１～Ｓ６での測定値に基づいた評価を行うことにより、「表層部における平均窒素濃度」および「表層部における窒素濃度のばらつき」をより正確に評価することができる。
　図４は、測定点Ｓ１～Ｓ６（横軸）において測定された表層部の窒素濃度（縦軸）を示している。図４中の縦軸に示される各々の窒素濃度の平均値を、「表層部における平均窒素濃度」とすることができる。また、当該「表層部における平均窒素濃度」と測定点Ｓ１～Ｓ６における測定値との差のうち最も大きい値を、「表層部における窒素濃度のばらつき」とすることができる。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、上記接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａ、転動面１３Ａ，２３Ａ）に仕上げ加工を施す前において、厚み方向における窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上となっていてもよい。これにより、上記接触面に仕上げ加工を施した後において、上記表層部における窒素濃度のばらつきを０．１質量％以下にまで低減することができる。なお、上記軸受部品では、上記接触面に仕上げ加工を施した後においても、厚み方向における窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上となっていてもよい。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、上記接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａ、転動面１３Ａ，２３Ａ）から０．０５ｍｍの深さの位置における平均残留オーステナイト量が２５体積％以上３５体積％以下であり、かつ、上記深さの位置における残留オーステナイト量のばらつきが３体積％以下となっていてもよい。これにより、異物混入潤滑下における寿命および上記接触面の硬度の低下をさらに抑制することができる。また、「上記深さの位置における平均残留オーステナイト量」および「上記深さの位置における残留オーステナイト量のばらつき」は、図３および図４を参照して説明した「表層部における平均窒素濃度」および「表層部における窒素濃度のばらつき」の場合と同様に測定することができる。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、軸受部品全体の平均残留オーステナイト量が１８体積％以下となっていてもよい。これにより、経年寸法変化率が低下するため、軸受部品の寸法安定性を向上させることができる。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、上記表層部に直径が０．５μｍ以下である炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上存在していてもよい。これにより、軸受部品の静的負荷容量をより向上させることができる。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、上記接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａ、転動面１３Ａ，２３Ａ）以外の面である非研削面１１Ｂ，１２Ｂ，２２Ｂを含む非研削部における窒素濃度が０．７質量％未満であってもよい。これにより、非研削面１１Ｂ，１２Ｂ，２２Ｂにおける十分な硬度（７００ＨＶ以上）を確保することができる。
　また、上記軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）では、加熱温度を５００℃、保持時間を１時間とした熱処理を行った後において、上記接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａ、転動面１３Ａ，２３Ａ）から０．４（ｍｍ）の深さの位置におけるビッカース硬度が、上記軸受部品の厚み方向において浸炭窒化層が形成されていない領域におけるビッカース硬度より８０ＨＶ以上高くなっていてもよい。これにより、上記接触面における窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証することができる。
　次に、本実施の形態に係る軸受部品の製造方法について説明する。本実施の形態に係る軸受部品の製造方法では、上記本実施の形態に係る軸受部品（外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３）を製造することができる。
　図５を参照して、まず、工程（Ｓ１０）として、鋼材準備工程が実施される。この工程（Ｓ１０）では、まず、０．９５質量％以上１．１質量％以下の炭素と、０．３質量％未満の珪素と、０．５質量％未満のマンガンと、０．００８質量％未満の硫黄と、１．４質量％以上１．６質量％未満のクロムとを含み、残部鉄および不純物からなる鋼材が準備される。そして、当該鋼材が軸受部品の概略形状に成形される。たとえば、棒鋼、鋼線などを素材とし、当該棒鋼、鋼線などに対して切断、鍛造、旋削などの加工が施されることにより、軸受部品である外輪１１，２１、内輪１２，２２、または玉１３およびころ２３などの概略形状に成形された鋼材が準備される。
　次に、工程（Ｓ２０）として、焼入硬化工程が実施される。この工程（Ｓ２０）では、上記工程（Ｓ１０）において準備された鋼材に対して浸炭窒化処理および窒素拡散処理が順に施された後、当該鋼材がＭｓ点（マルテンサイト変態開始点）以下の温度にまで冷却される。この工程（Ｓ２０）については後に詳述する。
　次に、工程（Ｓ３０）として、焼戻工程が実施される。この工程（Ｓ３０）では、上記工程（Ｓ２０）において焼入硬化された鋼材に対して、Ａ１点以下の温度で熱処理が施される。より具体的には、上記工程（Ｓ２０）が完了した後、Ａ１点以下の１８０℃以上２２０℃以下の温度（たとえば２１０℃）で鋼材が所定時間保持されることにより当該鋼材に焼戻処理が施される。その後、当該鋼材は室温の空気により冷却される（空冷）。これにより、鋼材の靭性などを向上させることができる。
　次に、工程（Ｓ４０）として、仕上げ工程が実施される。この工程（Ｓ４０）では、焼戻処理が施された鋼材の接触面（外輪転走面１１Ａ，２１Ａ、内輪転走面１２Ａ，２２Ａおよび転動面１３Ａ，２３Ａ）に対する研削加工が実施される。これにより、本実施の形態に係る軸受部品である外輪１１，２１、内輪１２，２２、玉１３およびころ２３（図１および図２参照）が製造され、本実施の形態に係る軸受部品の製造方法が完了する。そして、製造された外輪１１、内輪１２および玉１３が組み合わされることにより深溝玉軸受１（図１参照）が製造され、外輪２１、内輪２２およびころ２３が組み合わされることにより円錐ころ軸受２（図２参照）が製造される。
　次に、焼入硬化工程（Ｓ２０）について、図６～図９を参照して詳細に説明する。図６は、当該焼入硬化工程（Ｓ２０）を詳細に説明するための図である。図７は、図６の雰囲気制御工程に含まれる未分解アンモニア（ＮＨ３）分圧制御工程を説明するための図である。また、図８は、図６の雰囲気制御工程に含まれる水素（Ｈ２）分圧制御工程を説明するための図である。また、図９は、図６の浸炭窒化工程に含まれる加熱パターン制御工程における加熱パターン（温度履歴）の一例を示す図である。図９において、横方向は時間を示しており、右に行くほど時間が経過していることを示している。
　図６を参照して、焼入硬化工程（Ｓ２０）では、まず、上記工程（Ｓ１０）において準備された鋼材が浸炭窒化される浸炭窒化工程が実施される。次に、浸炭窒化工程において鋼中に侵入した窒素を拡散させるための窒素拡散工程が実施される。そして、窒素拡散工程が完了した後に、鋼材をＭｓ点以下の温度にまで冷却する冷却工程が実施される。浸炭窒化工程では、アンモニア、一酸化炭素、二酸化炭素および水素を含む雰囲気中において鋼材が加熱される。
　浸炭窒化工程は、熱処理炉内の雰囲気が制御される雰囲気制御工程３０と、熱処理炉内において被処理物である鋼材に付与される温度履歴が制御される加熱パターン制御工程４０とを備えている。この雰囲気制御工程３０と加熱パターン制御工程４０とは、独立に、かつ並行して実施することができる。そして、雰囲気制御工程３０は、熱処理炉内の未分解アンモニア分圧が制御される未分解ＮＨ３分圧制御工程３１と、熱処理炉内の水素分圧が制御されるＨ２分圧制御工程３２と、熱処理炉内の一酸化炭素および二酸化炭素の少なくともいずれか一方の分圧が制御されるＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３とを含んでいる。
　ＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３では、下記の式（１）を参照して、熱処理炉内の一酸化炭素および二酸化炭素の少なくともいずれか一方の分圧が制御されることにより、炭素活量（ａｃ ＊）が制御される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　そして、雰囲気制御工程３０においては、上記の式（１）で定義されるａｃ ＊が０．８８以上１．２７以下（好ましくは０．９以上１．１以下）となり、かつ下記の式（２）で表わされるαの値が０．０１２以上０．０２０以下（好ましくは０．０１３以上０．０１８以下）の範囲になるように、未分解ＮＨ３分圧制御工程３１、Ｈ２分圧制御工程３２およびＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３が実施される。式（２）においてＰＮ（ａｔｍ）は未分解アンモニアの分圧であり、ＰＨ（ａｔｍ）は水素の分圧である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　具体的には、図７を参照して、未分解ＮＨ３分圧制御工程３１では、まず、熱処理炉内の未分解アンモニア分圧を測定する未分解ＮＨ３分圧測定工程（Ｓ１１）が実施される。未分解アンモニア分圧の測定は、たとえばガスクロマトグラフや赤外線分析計を用いて実施することができる。そして、工程（Ｓ１１）において測定された未分解アンモニア分圧に基づいて、熱処理炉へのアンモニアガスの供給量を増減させるＮＨ３供給量調節工程（Ｓ１３）の実施の要否を判断する、未分解ＮＨ３分圧判断工程（Ｓ１２）が実施される。当該判断は、αの値が０．０１２以上０．０２０以下の範囲になるように予め決定された目標の未分解アンモニア分圧と、測定された未分解アンモニア分圧とを比較し、測定された未分解アンモニア分圧が目標の未分解アンモニア分圧になっているかどうかを判定することにより実施される。
　未分解アンモニア分圧が目標の未分解アンモニア分圧になっていない場合には、熱処理炉内の未分解アンモニア分圧を増減させるための工程（Ｓ１３）が実施された後、工程（Ｓ１１）が再度実施される。工程（Ｓ１３）は、たとえば、熱処理炉に配管を介して連結されたアンモニアガスのボンベから単位時間に熱処理炉に流入するアンモニアの量（アンモニアガスの流量）を当該配管に取り付けられたマスフローコントローラなどを備えた流量制御装置により調節することにより実施することができる。すなわち、測定された未分解アンモニア分圧が目標の未分解アンモニア分圧よりも高い場合、上記流量を低下させ、低い場合、上記流量を増加させることにより、工程（Ｓ１３）を実施することができる。この工程（Ｓ１３）において、測定された未分解アンモニア分圧と目標の未分解アンモニア分圧との間に所定の差がある場合、どの程度流量を増減させるかについては、予め実験的に決定したアンモニアガスの流量の増減と未分解アンモニア分圧の増減との関係に基づいて決定することができる。
　一方、未分解アンモニア分圧が目標の未分解アンモニア分圧になっている場合には、工程（Ｓ１３）が実施されることなく、工程（Ｓ１１）が再度実施される。
　また、Ｈ２分圧制御工程３２は、上述の未分解ＮＨ３分圧制御工程３１と同様に実施される。すなわち、図８を参照して、Ｈ２分圧制御工程３２では、まず、熱処理炉内の水素分圧を測定するＨ２分圧測定工程（Ｓ２１）が実施される。水素分圧の測定は、たとえば熱伝導ガス分析計を用いて実施することができる。そして、工程（Ｓ２１）において測定された水素分圧に基づいて、熱処理炉への水素ガスの供給量を増減させるＨ２供給量調節工程（Ｓ２３）の実施の要否を判断する、水素分圧判断工程（Ｓ２２）が実施される。当該判断は、αの値が０．０１２以上０．０２０以下の範囲になるように予め決定された目標の水素分圧と、測定された水素分圧とを比較し、測定された水素分圧が目標の水素分圧になっているかどうかを判定することにより実施される。
　水素分圧が目標の水素分圧になっていない場合には、熱処理炉内の水素分圧を増減させるための工程（Ｓ２３）が実施された後、工程（Ｓ２１）が再度実施される。工程（Ｓ２３）は、たとえば、熱処理炉に配管を介して連結された水素ガスのボンベから単位時間に熱処理炉に流入する水素の量（水素ガスの流量）を当該配管に取り付けられたマスフローコントローラなどを備えた流量制御装置により調節することにより実施することができる。すなわち、測定された水素分圧が目標の水素分圧よりも高い場合、上記流量を低下させ、低い場合、上記流量を増加させることにより、工程（Ｓ２３）を実施することができる。この工程（Ｓ２３）において、測定された水素分圧と水素分圧との間に所定の差がある場合、どの程度流量を増減させるかについては、アンモニアの場合と同様に、予め実験的に決定した水素ガスの流量の増減と水素分圧の増減との関係に基づいて決定することができる。
　一方、水素分圧が目標の水素分圧になっている場合には、工程（Ｓ２３）が実施されることなく、工程（Ｓ２１）が再度実施される。
　図６を参照して、ＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３では、エンリッチガスとしてのプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス、ブタンガス（Ｃ４Ｈ１０）などの供給量が調節されることにより、ＣＯおよびＣＯ２の分圧の少なくともいずれか一方の分圧が制御され、ａｃ ＊が調整される。具体的には、たとえば、赤外線ガス濃度測定装置を用いて雰囲気中の一酸化炭素の分圧ＰＣＯおよび二酸化炭素の分圧ＰＣＯ２が測定される。そして、当該測定値に基づいて、上記の式（１）で定義されるａｃ ＊が０．８８以上１．２７以下の範囲内の目標の値となるように、エンリッチガスとしてのプロパン（Ｃ３Ｈ８）ガス、ブタンガス（Ｃ４Ｈ１０）などの供給量が調節される。
　ここで、αの値は、上記の式（２）を参照して、未分解ＮＨ３分圧制御工程３１、Ｈ２分圧制御工程３２およびＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３により、それぞれ未分解アンモニア分圧、水素分圧およびａｃ ＊の少なくともいずれか１つを変化させることにより制御することができる。すなわち、αの値は、たとえば未分解ＮＨ３分圧制御工程３１およびＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３により、未分解アンモニア分圧およびａｃ ＊を一定に保持した状態で、Ｈ２分圧制御工程３２により水素分圧を変化させて制御してもよいし、Ｈ２分圧制御工程３２およびＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程３３により、水素分圧およびａｃ ＊値を一定に保持した状態で、未分解ＮＨ３分圧制御工程３１により未分解アンモニア分圧を変化させて制御してもよい。
　さらに、図６を参照して、加熱パターン制御工程４０では、鋼材に付与される加熱履歴が制御される。具体的には、図９に示すように、鋼材が上述の雰囲気制御工程３０によって制御された雰囲気中で、Ａ１変態点以上である８５０℃以上９００℃以下の温度（たとえば８８０℃）の温度で加熱され、１８０分以上６００分以下（好ましくは２４０分以上４８０分以下）の時間保持される。そして、上記保持時間が経過するとともに加熱パターン制御工程４０は終了し、同時に雰囲気制御工程３０も終了する。鋼材が上述の雰囲気制御工程３０によって制御された雰囲気中で、Ａ１変態点以上である８２０℃以上８８０℃以下（好ましくは８３０℃以上８７０℃以下）の温度で加熱され、１８０分以上６００分以下（好ましくは２４０分以上４８０分以下）の時間保持されてもよい。
　図６を参照して、浸炭窒化工程が終了した後に窒素拡散工程が実施される。この工程では、上記浸炭窒化工程での処理温度以下の温度で鋼材が加熱され、３０分以上１２０分以下（好ましくは４５分以上９０分以下）の時間保持される。これにより、鋼中に侵入した窒素を拡散させることができる。また、この工程では、ａｃ ＊が０．８８以上１．２７以下（好ましくは０．９以上１．１以下）となり、かつ、αの値が０．００３以上０．０１２以下（好ましくは０．００３以上０．００８以下）の範囲となるように熱処理炉内の雰囲気が制御される。ａｃ ＊値およびα値の制御は、上記浸炭窒化工程の場合と同様に実施することができる。
　図６を参照して、窒素拡散工程が終了した後に冷却工程が実施される。この工程では、鋼材が油中に浸漬（油冷）されることにより、ＭＳ点以下の温度にまで冷却される。以上の工程（浸炭窒化工程、窒素拡散工程および冷却工程）が順に実施されることにより、鋼材の表層部が浸炭窒化されるとともに焼入硬化される。
　（実施例１）
　まず、軸受部品の耐久性に対して、表層部の平均窒素濃度および窒素濃度のばらつきが及ぼす影響を調査した。具体的には、軌道輪（内輪）の転走面に圧痕を形成して圧痕起点型はく離寿命試験を行い、内輪の異物混入潤滑下における寿命を評価した。実験手順は以下の通りである。
　試験は、ＪＩＳ規格６２０６型番の深溝玉軸受（内径３０ｍｍ、外径６２ｍｍ、幅１６ｍｍ、転動体９個）を用いて実施した。まず、上記本実施の形態と同様の手順により内輪を作製した（浸炭窒化温度：８５０℃、焼戻温度：１８０℃）。浸炭窒化工程では未分解アンモニア分圧、水素分圧、炭素の活量、熱処理時間および焼入温度を調整することにより、内輪の表面付近に侵入する窒素の濃度分布を制御した。また、比較のため、浸炭窒化工程後に窒素拡散工程を実施しない内輪も作製した。
　次に、作製した内輪の転走面の溝底部中央に円すい型ダイヤモンドのロックウェル硬さ測定用圧子を荷重１９６Ｎで押し付けて圧痕を形成した。圧痕は内輪１個当り３０個形成し、周方向に等間隔に（すなわち中心角１２°ごとに）形成した。
　次に、作製した内輪と、外輪、転動体および保持機とを組合わせて軸受を作製した。そして、作製した軸受を用いて寿命試験を行った。試験機には、２個の軸受に対して均等にラジアル荷重を負荷する構造のものを用いた。１個の軸受に対して約３．０４ＧＰａの荷重を負荷し、３０００ｒｐｍの回転数で軸受を回転させて試験を行った。また、潤滑は試験軸受が配置されたハウジング内に定量の油を流し続けることにより行った。
　上記試験により、内輪の表層部における窒素濃度と圧痕起点型はく離寿命との関係について調査した。また、表層部における窒素濃度を一定（０．４質量％）にした場合において、表層部における窒素濃度のばらつきと圧痕起点型はく離寿命との関係についても調査した。なお、「表層部の窒素濃度のばらつき」は、上記実施の形態と同様の方法により測定した（図３および図４参照）。
　上記試験結果を図１０および図１１に示す。図１０は、内輪の表層部の窒素濃度（横軸、質量％）と、圧痕起点型はく離寿命のＬ１０寿命（縦軸、ｈ）との関係を示している。図１１は、内輪の表層部の窒素濃度のばらつき（横軸、質量％）と圧痕起点型はく離寿命のＬ１０寿命（縦軸、ｈ）との関係を示している。
　図１０に示すように、表層部における窒素濃度が０．２質量％（図１０中破線に示す）未満である場合にはＬ１０寿命が低下した。一方で、後述の調査結果において説明するように、表層部の窒素濃度が０．７質量％を超える場合には残留オーステナイト量が過大となり、接触面の硬度が７００ＨＶ以下にまで低下した（図１９および図２０参照）。
　また、図１１に示すように、窒素濃度のばらつきが０．１質量％（図１１中破線に示す）以下である場合には一定以上のＬ１０寿命が確保されているのに対して、０．１質量％を超える場合にはＬ１０寿命が大きく低下した。これらの結果より、異物混入潤滑下での寿命および接触面の硬度の低下を抑制し、かつ接触面の硬度を７００ＨＶ以上に維持するためには、表層部の窒素濃度を０．２質量％以上０．７質量％以下にすること、つまり表層部の平均窒素濃度を０．３質量％以上０．６質量％以下とし、かつ表層部の窒素濃度のばらつきを０．１質量％以下にすることが有効であることが分かった。
　（実施例２）
　次に、表層部の窒素濃度のばらつきと窒素濃度の傾きとの関係について調査した。まず、上記本実施の形態と同様の手順により工程（Ｓ１０）～（Ｓ３０）を実施して内輪を作製した（実施例）。浸炭窒化工程の時間は４時間とし、窒素拡散工程の時間は１時間とした。また、比較のため、浸炭窒化工程後に窒素拡散工程を実施しない内輪も作製した（比較例）。そして、仕上げ工程（Ｓ４０）を実施する前に作製した内輪について表層付近の窒素濃度分布を調査した。
　図１２は、作製した内輪の深さ方向における窒素濃度分布を示している。図１２において、横軸は内輪の深さ（ｍｍ）を示し、縦軸は窒素濃度（質量％）を示している。また、図１２において（Ａ）は実施例の測定結果を示し、（Ａ’)は実施例の測定結果に対する
近似曲線を示し、（Ｂ）は比較例の測定結果を示し、（Ｂ’）は比較例の測定結果に対する近似曲線を示している。たとえば、窒素濃度が０．３質量％および０．１質量％の深さの２点間で窒素濃度の傾きを算出すると、（０．３－０．１）／距離（ｍ）の関係式により窒素濃度の傾きが得られ、その結果実施例では比較例よりも窒素濃度の傾きが大きくなった（－１５（１／ｍ）以上であった）。また、熱処理による内輪の変形量を０．２ｍｍとして表層部の平均窒素濃度が０．４質量％になるように仕上げ工程（Ｓ４０）を実施すると、比較例では表層部の窒素濃度のばらつきが０．２５質量％であったのに対して、実施例では０．０８質量％（０．１質量％以下）であった。この結果より、浸炭窒化工程後に窒素拡散工程を実施することが、仕上げ加工後の表層部の窒素濃度のばらつきの低減に対して有効であることが分かった。
　（実施例３）
　次に、軸受部品の耐久性に対して、表層付近の平均残留オーステナイト量および残留オーステナイト量のばらつきが及ぼす影響を調査する実験を行った。まず、上記実施の形態と同様の手順により内輪を作製した。浸炭窒化工程は、表層部の平均窒素濃度が０．４質量％になるように実施した。焼戻工程では、処理温度を調整することにより、内輪の転走面付近の残留オーステナイト量を制御した。次に、作製した内輪と他の軸受部品（外輪、転動体および保持器など）とを組合わせて軸受を作製した。そして、上記実施例１の場合と同様に寿命試験を行った。
　図１３は、内輪の転走面から０．０５ｍｍの深さの位置における残留オーステナイト量（横軸、体積％）と、圧痕起点型はく離寿命のＬ１０寿命（縦軸、ｈ）との関係を示している。図１３に示すように、残留オーステナイト量が増大するのに伴いＬ１０寿命が大きくなった（残留オーステナイト量が２２体積％を超える場合にはＬ１０寿命が１００ｈ以上となった）。一方で、残留オーステナイト量が３８体積％を超えると、接触面の硬度が７００ＨＶ以下に低下した。この結果より、異物混入潤滑下での寿命および接触面の硬度の低下を抑制するためには、転走面から０．０５ｍｍの深さの位置における残留オーステナイト量を２２体積％以上３８体積％以下にすること、つまり上記深さ位置における平均残留オーステナイト量を２５体積％以上３５体積％以下とし、かつ上記深さ位置における残留オーステナイト量のばらつきを３体積％以下にすることが有効であることが分かった。
　（実施例４）
　次に、軸受部品の寸法安定性に対して、軸受部品全体の平均残留オーステナイト量が及ぼす影響について調査した。まず、外径（φ）６０ｍｍ、内径（φ）５４ｍｍ、幅（ｔ）１５ｍｍのリング状試験片を、浸炭窒化温度、焼戻温度および表層部の窒素濃度を変化させて作製した。そして、この試験片に対して１２０℃で２５００時間保持する熱処理を実施し、当該熱処理前後における外径の寸法差を当該熱処理前の外径で除することにより経年寸法変化率を算出した。
　図１４は、試験片の表面からの深さ（横軸、ｍｍ）と、残留オーステナイト量（縦軸、体積％）との関係を示している。図１４中の凡例には「浸炭窒化温度－焼戻温度－表層部の窒素濃度」の表記により熱処理条件が示されている。たとえば、「８５０℃－１８０℃－０．１質量％」の表記は、浸炭窒化温度が８５０℃、焼戻温度が１８０℃、表層部の窒素濃度が０．１質量％であることを示している。図１４の残留オーステナイト量の分布より試験片内の平均残留オーステナイト量を算出するとともに、先に算出した対応する試験片の経年寸法変化率との関係を調査した。図１５は、試験片全体の平均残留オーステナイト量（横軸、体積％）と経年寸法変化率（縦軸）との関係を示している。
　図１５に示すように、平均残留オーステナイト量と経年寸法変化率とは比例関係にあった。また、平均残留オーステナイト量を１８体積％以下とすることにより、経年寸法変化率を６０×１０－５以下にまで低下させることが可能であった。
　（実施例５）
　次に、軸受部品の静的負荷容量に対して、表層部に存在する炭窒化物が及ぼす影響について調査した。クロム（Ｃｒ）を含有する鋼は、浸炭窒化処理などにより鋼中に窒素を侵入させると、母材中のクロム濃度が低下してオーステナイト単相領域が拡大するため、炭素の固溶限濃度が上昇する。その結果、特に対策を講じることなく高濃度の浸炭窒化処理を施すと、脱炭は生じなくとも、炭窒化物が減少または消失する。ここで、軸受部品の高強度化の観点からは、炭窒化物を残存させ、当該炭窒化物による析出強化機能を利用することが好ましいと考えられる。
　上記本実施の形態では、浸炭窒化工程における炭素活量ａｃ ＊の値を０．８８以上１．２７以下に設定し、窒素富化層の炭素固溶限の上昇よりも早く浸炭を行うことにより炭窒化物の消失が抑制されている。この炭窒化物の残存による効果を確認する実験を行った。
　図１６は従来の方法により浸炭窒化を行った場合における試験片の断面ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）写真であり（倍率５０００倍）、図１７は上記本実施の形態と同様の手順により浸炭窒化を行った場合（ａｃ ＊＝１）における試験片の断面ＳＥＭ写真である（倍率５０００倍）。図１６の写真では炭窒化物がほとんど消失しているのに対して、図１７の写真では直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たりに少なくとも５個以上存在していた。
　次に、上記炭窒化物の効果を確認するため、試験片に浸炭窒化処理を異なった条件で実施し、炭化物の存在量（数密度）を変化させつつ、硬度を７５０ＨＶとしたサンプルを作製し、当該サンプルの表面に直径（φ）９．５２５ｍｍの窒化珪素製の玉を押し付けることにより、形成される圧痕深さを測定する実験を行った。実験結果を図１８に示す。図１８において、横軸は窒化珪素製の玉の押し付ける圧力（ＧＰａ）を示し、縦軸は玉の押し付けにより形成された圧痕の深さ（μｍ）を示している。また、図１８において正方形印は炭窒化物が消失したサンプル（比較例）、菱形印は直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たりに５個以上存在したサンプル（実施例）の測定結果を示している。
　図１８に示すように、炭窒化物が消失したサンプルに比べて、直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たりに５個以上存在するサンプルでは、圧痕の深さが小さくなっていることが確認された。この結果より、軸受部品の静的負荷容量の向上のためには、表層部において直径０．５μｍ以下の炭窒化物が１００μｍ２当たりに５個以上存在することが有効であることが分かった。
　（実施例６）
　次に、非研削面の硬度に対して、非研削部の窒素濃度および残留オーステナイト量が及ぼす影響について調査した。まず、上記本実施の形態と同様の手順により軸受部品を作製した。このとき、角部やぬすみ部などの非研削部の窒素濃度および残留オーステナイト量を変化させた。そして、上記非研削部における窒素濃度および残留オーステナイト量と、非研削面の硬度との関係について調査した。
　上記実験結果を図１９および図２０に示す。図１９において、横軸は非研削部における窒素濃度（質量％）を示し、縦軸は非研削部における残留オーステナイト量（体積％）を示している。また、図２０において、横軸は非研削部における残留オーステナイト量（体積％）を示し、縦軸は非研削面から０．１ｍｍの深さの位置における硬度（ＨＶ）を示している。図１９に示すように、非研削部の窒素濃度が０．７質量％以上である場合には、残留オーステナイト量が３５体積％以上になった。そして、図２０に示すように、非研削部の残留オーステナイト量が３５体積％以上である場合には、上記深さ位置での断面硬度が７００ＨＶ以下にまで低下した。この結果より、非研削部の十分な硬度を確保するためには、当該非研削部の窒素濃度を０．７質量％未満とすることが有効であることが分かった。
　一般に、機械の破壊事故のうちの８０～９０％は疲労が原因で発生している。また、それらの破壊の発端となる箇所は、孔、切り欠、段付き部、亀裂、欠陥または打ち傷などの形状変化部である。つまり、これらの形状変化部において応力が集中して疲労強度が低下することにより部品が破壊される。非研削面における硬度が低い場合には、図２１の写真に示すように組み付けや搬送時に打ち傷Ａが発生し、当該打ち傷Ａに応力が集中して破壊の起点となる可能性が高くなる。そのため、製品の十分な耐久性を確保するためには非研削面における硬度を７００ＨＶ以上に確保する必要がある。
　（実施例７）
　次に、軸受部品の接触面における窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証するための断面硬度の測定位置および断面硬度差分の基準値などを決定するための方法について説明する。
　（１）　試験片および実験方法について
　（１－１）　はじめに
　まず、窒素濃度と相関関係が高い高温焼戻での加熱温度および保持時間を決定する必要がある。ここで、高温焼戻による変態は熱活性化過程であるため、加熱温度の高温化と保持時間の長時間化とは同じ意味を持ち、両者を共に変数にすることには意味はないと考えられる。そこで、本実施例では、保持時間を一定（１時間）に固定した上で、加熱温度を３００℃、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃と変更し、硬度の差が最も明確になる加熱温度を調べることにより最適な加熱温度を決定した。
　また、各材料の化学成分の違いによる焼入性の差や焼入時の冷却速度の差は、焼入後の硬度に影響を及ぼし、また高温焼戻後の硬度にも影響を及ぼすと考えられる。そのため、本実施例では断面硬度の絶対値そのものを使用せず、窒化されていない表層から深い位置（芯部）での硬度(ここではたとえば熱処理後最表面から１ｍｍという深さでの硬度とした)と、窒化された領域内における任意の深さの位置での硬度との硬度差（硬度差分）を指標として採用した。つまり、材料の化学成分は各材料ロット間で違う場合があり、当該硬度差分はこのような違いをオフセットするためのものである。
　（１－２）　対象試験片
　調査対象とした試験片の化学成分を表１に示す。材料は全て上記成分範囲内とし、これらを様々な熱処理炉、熱処理雰囲気で浸炭窒化処理を施した。なお、浸炭窒化処理の温度は８４０℃以上８６０℃以下という範囲に含まれていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　具体的には、試験片番号１については、処理温度を８５０℃、処理時間を１２０分（ｍｉｎ）とし（以下、「８５０℃×１２０ｍｉｎ」というように表記する）、未分解アンモニア分率：０．２体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号２については、８４０℃×７０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１体積％、炭素の活量：０．８５で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号３については、８５０℃×１２０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号４については、８５０℃×９０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号５については、８５０℃×９０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。
　また、試験片番号６については、８５０℃×９０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１３体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号７については、８５０℃×１５０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．１体積％、炭素の活量：０．８５で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号８については、８５０℃×１５０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．２５体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号９については、８５０℃×１８０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．３体積％、炭素の活量：０．９５で浸炭窒化処理を行なった。また、試験片番号１０については、８５０℃×９０ｍｉｎ、未分解アンモニア分率：０．２体積％、炭素の活量：０．９で浸炭窒化処理を行なった。
　（１－３）　窒素濃度測定方法
　高温焼戻後のサンプルの断面硬度と窒素濃度との相関を調査するため、サンプル（鋼）中の窒素濃度分布を測定する必要がある。浸炭窒化処理後の鋼中窒素濃度の測定には、ＥＰＭＡの線分析を用いた。定量化は既知の窒素濃度を有する校正用試験片を分析し、その検量線を用いて実施した。ＥＰＭＡ分析（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）に用いたサンプルおよび測定方法の模式図は、図２２に示す通りである。
　図２２に示すように、たとえば内輪１２をサンプルとして用いる場合を考える。当該サンプルについて、浸炭窒化処理後のサンプルの窒素濃度を測定した。具体的には、当該サンプルから図２２に示すような試験片１２Ａを切り出し、当該試験片の外周面１２Ｂから内周面１２Ｃに向かう方向に沿って、試験片１２Ａの高さ方向の中央部（半幅となる位置）において、切り出し端面についてＥＰＭＡ線分析を行った。
　（１－４）　断面硬度測定方法
　上記（１－３）で述べた試験片１２Ａにおいて、ＥＰＭＡ分析を行なった切り出し端面にて硬度測定を行なった。測定方法としては、マイクロビッカース硬度計を用いてビッカース硬度測定を行なった。
　（２）　高温焼戻の保持温度の探索
　（２－１）　実験内容
　窒素濃度と相関関係の高い焼戻温度（加熱温度）を探索するため、浸炭窒化処理後に１８０℃という加熱温度で２時間の保持時間という焼戻を施した試験片１２Ａに、３００℃、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃というそれぞれの加熱温度で保持時間を１時間とした５種類の高温焼戻を行った。なお、高温焼戻時の雰囲気は大気雰囲気とした。そして、それぞれの高温焼戻条件で処理された試験片について断面硬度を測定した。なお、ここでは窒素侵入量が多いと考えられる浸炭窒化処理条件の試験片番号８、９の試験片について測定を行なった。
　（２－２）　実験結果
　実験結果をまとめたグラフを図２３に示す。図２３に示したグラフは、焼戻温度（℃）を横軸とし、断面硬度の差分（すなわち(断面硬度の最大値)－(熱処理後最表面から１ｍｍの深さ位置での断面硬度)：ΔＨＶとも表示する）を縦軸にして実験結果を整理したものである。図２３から分かるように、断面硬度の差分ΔＨＶは、加熱温度を５００℃とし、保持時間を１時間とした高温焼戻後に最も大きくなっていた。この加熱温度を５００℃としたときの断面硬度の差分ΔＨＶは、加熱温度を３００℃または７００℃とした高温焼戻後の当該断面硬度の差分ΔＨＶの約２倍の値を示していた。したがって、相対的に窒素濃度と相関の高い焼戻後の硬度は、加熱温度を５００℃程度とした焼戻後の硬度であると考えられる。このため、以下の実験では、断面硬度の測定を、加熱温度を５００℃とし、保持時間を１時間とした高温焼戻後の試験片について実施した。
　（３）　窒素濃度と断面硬度の差分（ΔＨＶ）との関係の調査
　ここでは表１に示した組成の各試験片について浸炭窒化処理を施し、さらに高温焼戻として加熱温度を５００℃、保持時間を１時間という熱処理を行なった後、図２２を用いて説明したように試験片１２Ａの窒素濃度をＥＰＭＡ分析により測定した。浸炭窒化処理は、加熱温度が８５０℃、炭素の活量／未分解アンモニア分率（γ）の値が４．７５となる条件で行った。また、当該試験片１２Ａについて、図２２に示した切り出し端面において深さ方向での断面硬度を測定した。そして、当該深さ方向でのある位置における断面硬度と熱処理後最表面から１（ｍｍ）という深さ位置における断面硬度との差分(断面硬度差分（ΔＨＶ））の関係を調査した。その結果を図２４および図２５に示す。
　図２４および図２５において、横軸は窒素濃度（質量％）であり、縦軸は断面硬度差分（ΔＨＶ）（単位はビッカース硬度）である。また、図２５は、図２４から窒素濃度が０～０．１質量％という範囲での窒素濃度と断面硬度差分との関係を抜き出したものである。図２４より、窒素濃度が０を超え０．１質量％以下の範囲においては、窒素濃度と断面硬度差分との相関が強く、一方で窒素濃度が０．１質量％を超える範囲では窒素濃度と断面硬度差分との相関は相対的に弱いことが分かった。これは窒素濃度が高い領域で不完全焼入が発生する場合があること、ならびに試験片中に固溶した窒素は必ずしもマルテンサイトの分解速度低下に寄与するとは限らないためと考えられる。また、図２５より窒素濃度が０を超え０．１質量％以下の範囲において窒素濃度と断面硬度差分との相関係数を算出すると、両者の相関係数は０．８３４８と高い。このため、０～０．１質量％という窒素濃度の範囲であれば、断面硬度差分から窒素濃度を予測することが可能であると考えられる。したがって、以下の実験では、窒素濃度と断面硬度差分とが正の相関を持つ領域（０～０．１質量％）の略中間位置である、窒素濃度が０．０６質量％と断面硬度差分が８０ΔＨＶとの関係を用いることにした。
　（４）　浸炭窒化処理の時間と窒素濃度分布との関係
　転がり軸受の構成部品の場合、その形状を整えるために焼入および焼戻後に研削加工を行う。したがって、一定の処理条件で浸炭窒化処理を行うと、その研削加工の取代により製品最表面（転走面または転動面）における窒素濃度が変化することになる。このため、製品最表面における窒素濃度を０．４質量％以上に保つためには、片側研削取代により浸炭窒化処理の条件を変更する必要がある。
　図２６には、上記成分範囲内の鋼に加熱温度が８５０℃、炭素の活量／未分解アンモニア分率（γ）の値が４．７５の条件で、処理時間を４時間（図中（Ａ））、６時間（図中（Ｂ）)、８時間（図中（Ｃ）)、１０時間（図中（Ｄ）)として浸炭窒化処理をした場合の窒素濃度分布（高温焼戻を行う前）を示している。図２６の横軸は表面からの深さ（ｍｍ）、縦軸は窒素濃度（質量％）を示している。ここで、γの値が５より大きい条件で浸炭窒化処理をした場合、窒素侵入量が低下して窒素濃度が高い領域がより表面側に偏ることになる。この結果、処理時間を非常に長くする方法以外では、製品表面における窒素濃度を０．４質量％以上にすることが事実上困難になる。また、浸炭窒化処理の温度が８６０℃以上の場合にはγの値を５以下に保つことが困難であり、また８４０℃以下の場合には窒素の鋼中への拡散速度が遅くなり、結果として処理時間が長くなる。このため、上記鋼の浸炭窒化処理には、８５０℃程度の温度が適切である。なお、浸炭窒化処理時の加熱温度は焼入後の旧オーステナイト結晶粒の大きさで判別することが可能であり、加熱温度が８５０℃である場合には上記鋼では旧オーステナイト結晶粒の大きさが図２９に示すようにＪＩＳ規格で９番～１１番の範囲となる。
　図２６より、製品最表面の片側研削取代が０．１２５（ｍｍ）である場合には浸炭窒化処理の時間を４時間、０．１５（ｍｍ）である場合には６時間、０．１７５（ｍｍ）である場合には８時間、０．２（ｍｍ）である場合には１０時間とすることにより、製品最表面における窒素濃度を０．４質量％以上にすることが可能であることが分かった。
　（５）　窒素拡散処理と窒素濃度分布との関係
　不完全焼入組織の発生や残留オーステナイト量の過多による硬度低下を防止するためには、浸炭窒化処理後に窒素拡散処理を行うことが有効である。図２７は、窒素拡散処理後の鋼中の窒素濃度分布（測定値および計算値）を示している。図２７において、横軸は表面からの深さ（ｍｍ）を示し、縦軸は窒素濃度（質量％）を示している。図２７中において、（Ａ）は浸炭窒化処理の処理時間が６時間、窒素拡散処理の処理時間が２時間（未分解ＮＨ３濃度が０．１体積％）である場合の計算値、（Ｂ）は浸炭窒化処理の処理時間が６時間、窒素拡散処理の処理時間が１時間（未分解ＮＨ３濃度が０．０５体積％）である場合の計算値、（Ｃ）は浸炭窒化処理の処理時間が６時間、窒素拡散処理の処理時間が２時間（未分解ＮＨ３濃度が０．０５体積％）である場合の計算値、（Ｄ）は浸炭窒化処理の処理時間が４時間、窒素拡散処理の処理時間が２時間（未分解ＮＨ３濃度が０．１体積％）である場合の計算値を示している。これらの計算値は、窒素の拡散係数を１．２×１０－６（ｍ２／ｓ）として算出した。（Ａ）～（Ｄ）に示す計算値は、実測値とほぼ合致した。
　次に、浸炭窒化処理の時間および窒素拡散処理の時間を変更したＦＥＭ解析を行い（浸炭窒化処理時間：４、５、６、７、８、９、１０時間、窒素拡散処理時間：１、２時間）、各処理条件での窒素濃度分布を計算した。そして、当該計算結果を目的変数とした回帰式を算出した。さらに、上記高温焼戻（加熱温度：５００℃、保持時間：１時間）により窒素が０．０３ｍｍ内部に拡散すること、および熱処理後の仕上げ加工における研削取り代（０．１～０．２ｍｍ）などを考慮して、上記高温焼戻後における断面硬度差分の測定位置を決定する下記の式（３）および（４）を構築した。下記の式（３）は、製品最表面の窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証するための断面硬度の測定位置（ｘ１）を示し、式（４）は、製品最表面の窒素濃度が０．３質量％以上であることを保証するための断面硬度の測定位置（ｘ２）を示している。なお、この場合には窒素拡散処理における加熱温度を８５０℃、未分解ＮＨ３濃度を０．０６体積％、炭素の活量を０．９として計算した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　（６）　品質保証の手順
　上記（１）～（５）の検討結果より、熱処理後に製品最表面における窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証する手順は以下の通りになる。まず、浸炭窒化処理の時間Ｔ１（ｈ）、窒素拡散処理の時間Ｔ２（ｈ）を上記式（３）に代入して高温焼戻後の断面硬度の測定位置ｘ１（ｍｍ）を算出する。次に、加熱温度を５００℃、保持時間を１時間として高温焼戻を施す。次に、上記高温焼戻後の製品から試験片を切り出し、算出した上記測定位置ｘ１（ｍｍ）および窒化されていない内部における断面硬度を測定し、当該測定値の差より断面硬度差分を算出する。そして、当該断面硬度差分が８０ΔＨＶ以上であるか否かを判別する。これにより、当該断面硬度差分が８０ΔＨＶ以上であれば、研削加工後の製品最表面における窒素濃度が０．４質量％以上であることを保証することができる。
　浸炭窒化処理の時間Ｔ１が６時間、窒素拡散処理の時間Ｔ２が２時間である場合には、上記式（３）より０．４ｍｍの深さ位置の断面硬度差分が８０ΔＨＶ以上であるときに製品最表面の窒素濃度が０．４質量％以上であることが保証される。また、浸炭窒化処理の時間Ｔ１が６時間未満であり、また窒素拡散処理の時間Ｔ２が２時間未満である場合にも、同様に０．４ｍｍの深さ位置での断面硬度差分により評価することができる。
　（実施例８）
　次に、内部の炭化物の面積率と異物混入潤滑寿命との関係について調査した。鋼は、炭化物を溶け込ませることにより固溶強化することができる。焼入前の鋼の炭化物の面積率は一定であるため、浸炭窒化処理後における内部の炭化物の面積率により炭素の固溶量を推測することができる。ここで、軸受の寿命に影響するのは研削後の表面の品質であるのに関わらず、内部の炭化物の面積率から母地中への炭素の固溶量を推測している理由は、浸炭窒化処理により表面が窒化されて炭素の固溶限濃度が上昇するため、母地への炭化物の固溶量を推測するのが困難だからである。表２に、熱処理条件と内部の析出物（炭化物）の面積率（％）との関係を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表２の熱処理条件は、「焼入温度－焼戻温度－研削後最表面の窒素濃度」の表示により示されている。たとえば８００℃－１８０℃－０．１ｍａｓｓ％の表示は、焼入温度が８００℃、焼戻温度が１８０℃、表層部の窒素濃度が０．１質量％であることを示している。表２より、加熱温度が高くなるに伴い内部の析出物の面積率は小さくなることが確認された。つまり、浸炭窒化処理時の処理温度を高くすることにより母地における炭素の固溶限濃度が上昇し、炭素の固溶量が増大するため析出物の量が少なくなる。また、炭素の固溶限濃度が上昇した状態において析出物が存在している場合には母地における炭素濃度が固溶限濃度に達していることになり、表面の母地も炭素濃度が高くなる。
　図２８に、異物混入潤滑寿命の試験結果を示す。図２８において、横軸は寿命（試験開始から剥離が発生するまでの時間）（ｈ）を示し、縦軸は累積破損確率（％）を示している。また、図２８の凡例には、表２と同様に、「焼入温度－焼戻温度－研削後最表面の窒素濃度」が表示されている。図２８に示すように、内部の析出物の面積率が小さい場合（８８０℃－２１０℃－０．４ｍａｓｓ％）には、脱炭させた場合（８８０℃－２１０℃－０．４ｍａｓｓ％ＤＣ）、焼戻温度を高くした場合（８５０℃－２４０℃－０．４ｍａｓｓ％）、普通焼入品の場合（８５０℃－１８０℃－０ｍａｓｓ％）に比べて寿命が長くなった。なお、高温焼戻した場合には母地中の炭素濃度の減少および残留オーステナイトの減少のために寿命が短くなり、また脱炭した場合には母地中の炭素濃度の減少のために寿命が短くなった。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
　本発明の軸受部品および転がり軸受は、耐久性の向上が要求される軸受部品および転がり軸受において、特に有利に適用され得る。
　１　深溝玉軸受、２　円錐ころ軸受、１１，２１　外輪、１１Ａ，２１Ａ　外輪転走面、１１Ｂ，１２Ｂ，２２Ｂ　非研削面、１２，２２　内輪、１２Ａ，２２Ａ　内輪転走面、１３　玉、１３Ａ，２３Ａ　転動面、１４，２４　保持器、２３　ころ、３０　雰囲気制御工程、３１　未分解ＮＨ３分圧制御工程、３２　Ｈ２分圧制御工程、３３　ＣＯ／ＣＯ２分圧制御工程、４０　加熱パターン制御工程。

Claims (11)

  1. 　０．９５質量％以上１．１質量％以下の炭素と、０．３質量％未満の珪素と、０．５質量％未満のマンガンと、０．００８質量％未満の硫黄と、１．４質量％以上１．６質量％未満のクロムとを含み、残部鉄および不純物からなる鋼からなり、他の部品と接触する面である接触面を含む表層部に浸炭窒化層が形成された軸受部品であって、
    　前記表層部における平均窒素濃度が０．３質量％以上０．６質量％以下であり、かつ、前記表層部における窒素濃度のばらつきが０．１質量％以下であり、
    　前記浸炭窒化層が形成されていない領域における析出物の面積率が７％以下である、軸受部品。
  2. 　前記接触面における硬度が７００ＨＶ以上である、請求項１に記載の軸受部品。
  3. 　旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＪＩＳ規格９番以上１１番以下である、請求項１または請求項２に記載の軸受部品。
  4. 　前記軸受部品の厚み方向における窒素濃度の傾きが－１５（１／ｍ）以上である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の軸受部品。
  5. 　前記接触面から０．０５ｍｍの深さの位置における平均残留オーステナイト量が２５体積％以上３５体積％以下であり、かつ、前記接触面から０．０５ｍｍの深さの位置における残留オーステナイト量のばらつきが３体積％以下である、請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の軸受部品。
  6. 　全体の平均残留オーステナイト量が１８体積％以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の軸受部品。
  7. 　前記表層部には、直径が０．５μｍ以下である炭窒化物が１００μｍ２当たり５個以上存在する、請求項１～６のいずれか１項に記載の軸受部品。
  8. 　前記接触面以外の面である非研削面を含む非研削部における窒素濃度が０．７質量％未満である、請求項１～７のいずれか１項に記載の軸受部品。
  9. 　前記非研削面から０．１ｍｍの深さの位置における硬度が７００ＨＶ以上である、請求項８に記載の軸受部品。
  10. 　加熱温度を５００℃、保持時間を１時間とした熱処理を行った後において、前記接触面から０．４（ｍｍ）の深さの位置におけるビッカース硬度が、前記軸受部品の厚み方向において前記浸炭窒化層が形成されていない領域におけるビッカース硬度より８０ＨＶ以上高い、請求項１～９のいずれか１項に記載の軸受部品。
  11. 　請求項１～１０のいずれか１項に記載の軸受部品を備える、転がり軸受。
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