WO2022064643A1 - 高耐食ステンレス鋼部品およびその製造方法、ステンレス鋼部品の熱処理方法、ならびに転がり軸受およびその製造方法 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a highly corrosion-resistant stainless steel part having excellent corrosion resistance.
  • martensitic stainless steel typified by SUS440C is used as the bearing material.
  • SUS440C contains 16 to 18% by weight of chromium that improves corrosion resistance
  • the carbon content is as high as 0.95 to 1.2% by weight in order to secure the hardness, thereby producing about 20 ⁇ m of chromium carbide.
  • Corrosion resistance is not so high because many are produced. Therefore, it is not suitable for use in a severely corrosive environment where it is exposed to strong alkaline disinfectants or seawater or rainwater.
  • ferrite-based stainless steel and austenitic stainless steel are superior in corrosion resistance to martensitic stainless steel, but have low strength.
  • austenitic stainless steel has a hardness of about HRC40 even when cold-worked. , It is rarely used for rolling bearings.
  • the highly corrosion-resistant martensitic stainless steel disclosed in Patent Document 1 contains a large amount of nitrogen in a solid solution, and such a martensitic stainless steel in which a large amount of nitrogen is dissolved is a vacuum furnace in order to obtain a desired hardness. It is hardened inside. Chromium and molybdenum are elements that promote ferrite formation, while nitrogen is an austenite stabilizing element that suppresses ferrite formation. Therefore, if nitrogen in the surface layer portion escapes during vacuum quenching, the nitrogen concentration decreases and the ferrite suppressing effect weakens, and ferrite may be generated in the surface layer portion to obtain desired hardness.
  • JIS B1511: 1993 which is a rolling bearing standard, requires that the hardness of the raceway ring of a rolling bearing is in the range of HRC57 to 65. It was confirmed that the hardness in the range (within 50 ⁇ m) may be less than HRC55.
  • the solid solution limit of carbon is low.
  • Ferrite has a solid solution limit of carbon of 727 ° C. and is only about 0.02% by weight. Therefore, when the austenite temperature range is cooled and ferrite begins to precipitate on the surface layer portion, carbon is released to the outside of the ferrite. As a result, carbon is concentrated around the ferrite to form chromium carbide. When the chromium around the ferrite is used as a carbide, it becomes a chromium-deficient layer, and as a result, there is a problem that the corrosion resistance around the ferrite is lowered.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a highly corrosion-resistant stainless steel component having both high corrosion resistance and high hardness without containing ferrite in the surface layer portion.
  • the present inventor performs quenching of a highly corrosion-resistant martensitic stainless steel in which a large amount of nitrogen is dissolved by heating it to a temperature in the range of 1050 to 1120 ° C. in a nitrogen atmosphere having a nitrogen partial pressure of 1000 Pa or more and less than 10,000 Pa. As a result, it was found that the solid-solved nitrogen was suppressed from coming out from the surface layer portion and the ferrite structure was not formed on the surface layer portion.
  • C is 0.35 to 0.43%
  • Si is 0.5% or less
  • Mn is 0.5% or less
  • P is 0.04.
  • % Or less S 0.04% or less
  • B 0.001 to 0.005% N is contained in 0.12 to 0.18%
  • the balance is made of highly corrosion-resistant martensitic stainless steel composed of Fe and unavoidable impurities
  • the base structure of the surface layer of the entire outer surface contains retained austenite and martensitic.
  • It is a highly corrosion-resistant stainless steel part having a phase-mixed structure and a surface hardness of HRC57 or higher.
  • the "surface layer portion” refers to a range from the surface to a depth of about 50 ⁇ m.
  • the base structure of the surface layer portion of the entire outer surface exhibits a two-phase mixed structure containing retained austenite and martensite, the area ratio of ferrite in the surface layer portion is zero, that is, ferrite is not present. ..
  • a high surface hardness of HRC57 or higher can be obtained.
  • carbon is not partially concentrated due to the absence of ferrite on the surface layer portion, the formation of a chromium-deficient layer due to the formation of chromium carbide is suppressed, so that corrosion resistance can be improved. ..
  • Still another feature of the present invention is that C is 0.35 to 0.43%, Si is 0.5% or less, Mn is 0.5% or less, P is 0.04% or less, and S is S. 0.04% or less, Cr is 15 to 17%, W is 0.1 to 0.3%, Mo is 1.5 to 3.0%, B is 0.001 to 0.005%, and N is 0.
  • a method for heat-treating a highly corrosion-resistant stainless steel part which comprises a step of heating to a temperature in the range of 1050 to 1120 ° C. and quenching.
  • Still another feature of the present invention is a method for manufacturing a highly corrosion-resistant stainless steel part, including a method for heat-treating the highly corrosion-resistant stainless steel part.
  • ⁇ C 0.35 to 0.43% C is an effective component for ensuring the hardness (wear resistance) of steel parts, but since it is also an austenite-forming element, if it is added in a large amount, eutectic carbides are likely to be generated and cracks are likely to occur. Further, since excessive addition also deteriorates the corrosion resistance, the upper limit was 0.43%, which was confirmed to have good corrosion resistance. Then, the lower limit was 0.35%, in which ferrite was not generated on the surface layer portion after the heat treatment and a hardness of HRC57 or higher was obtained.
  • Mn is an austenite stabilizing element, and excessive addition increases the amount of retained austenite, which reduces the hardness after heat treatment, deteriorates corrosion resistance, and causes dimensional changes over time. Easy to wake up. Therefore, it is better that the amount of Mn is small, but the content is set to 0.5% or less in consideration of the production cost.
  • P is a component that precipitates at grain boundaries and causes cold brittleness, so it is desirable that it be as small as possible in order to avoid cold brittleness, but the content is in consideration of manufacturing costs.
  • ⁇ Cr 15 to 17% Since Cr forms a strong non-conductor coating for stainless steel, it is an indispensable element for obtaining high corrosion resistance, and a large amount of Cr needs to be added. According to the salt spray test results, when the Cr content was less than 15%, 15% was set as the lower limit because good corrosion resistance could not be obtained even if the N content was sufficient, as will be described later. However, Cr can also be a factor that inhibits martensitic formation by forming ferrite. When the Cr content exceeds 17%, ferrite is formed on the surface layer portion after quenching, which causes a decrease in hardness. Therefore, the upper limit is 17%.
  • Mo has the effect of increasing the solid solution limit of N, improving the corrosion resistance, and improving the hardenability. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 1.5% or more. However, excessive addition causes a decrease in toughness and ferrite formation near the surface layer, so the upper limit was 3.0%.
  • N is a very effective element for improving the surface hardness and corrosion resistance of martensitic stainless steel after heat treatment.
  • the content of N needs to be 0.12% or more.
  • the martensitic stainless steel that can be put into practical use has a solid solution limit of 0.18% because it is more economical than the pressure melting method and does not generate blows (bubbles) in the material. , 0.18% was the upper limit. This reduced the manufacturing cost.
  • ⁇ W 0.1% to 0.3% W is a component that improves corrosion resistance and acts as a solid solution strengthening element to contribute to the improvement of strength. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.1% or more. On the other hand, excessive addition causes a decrease in toughness, so the upper limit was 0.3% at which no problem performance was obtained.
  • the base structure is preferably a two-phase mixed structure containing 13% by volume or less of retained austenite and the balance of martensite. By suppressing the soft retained austenite to 13% by volume or less and using martensite as the balance, it is possible to secure a hardness of HRC57 or higher.
  • the base structure refers to the structure of the base (matrix) excluding carbides, nitrides and inclusions.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a rolling bearing (deep groove ball bearing, assembly) 10 according to an embodiment of the present invention.
  • the rolling bearing 10 has an outer ring 1 and an inner ring 2 as raceway rings.
  • a raceway groove 1a having an arc-shaped cross section is formed on the inner peripheral surface of the outer ring 1
  • a raceway groove 2a having an arc-shaped cross section is formed on the outer peripheral surface of the inner ring 2.
  • a plurality of balls 3 are arranged at equal intervals along the circumferential direction as rolling elements. The plurality of balls 3 are each held in the plurality of pockets of the cage 4.
  • the cage 4 can be formed of a resin or metal such as polyamide or polyetheretherketone. Further, the type of the cage 4 is not particularly limited, and any shape such as a crown type cage, a punching cage, and a corrugated cage can be selected.
  • the cage 4 in FIG. 1 is a crown-type cage.
  • the bearing space 5 between the outer ring 1 and the inner ring 2 is sealed with a metal sealing member 6 (metal shield).
  • the seal member 6 is not limited to the metal shield, and a non-contact type or contact type rubber seal can also be used.
  • grease is sealed in the bearing space 5 as a lubricant.
  • the grease used is selected according to the application of the rolling bearing 10. Typical greases include, but are not limited to, lithium soap grease and urea grease.
  • the outer ring 1 and the inner ring 2 are made of highly corrosion-resistant martensitic stainless steel. Further, the outer ring 1 and the inner ring 2 are subjected to heat treatment according to the present invention including quenching, subzero treatment and tempering.
  • the base structure of the surface layer portion over the entire surface of the outer ring 1 and the inner ring 2 is composed of martensite and retained austenite of 13% by volume or less, and ferrite is not produced.
  • the area ratio of ferrite in the surface layer portion over the entire surfaces of the outer ring 1 and the inner ring 2 is zero.
  • the hardness of the surface and the inside is increased to HRC57 or higher.
  • high corrosion resistance may be required only for the outer ring or the inner ring.
  • the highly corrosion-resistant stainless steel parts according to the present invention may be used only for the outer ring or only the inner ring.
  • the outer ring is mainly exposed to rainwater or muddy water, so that the outer ring is required to have higher corrosion resistance.
  • the ball 3 can be made of metal or ceramics.
  • the rolling element of the rolling bearing is not limited to the spherical ball 3, and the rolling element may be a cylindrical roller and the rolling bearing may be a roller bearing.
  • the material can be the same highly corrosion-resistant martensitic stainless steel as the outer ring 1 and the inner ring 2. As a result, the ball 3 having corrosion resistance and hardness equal to or higher than that of the outer ring 1 and the inner ring 2 can be obtained.
  • the ball 3 is rust-proofed to some extent by grease, so that bearing steel (for example, SUJ2) or conventional martensitic stainless steel for bearings, which is inferior in corrosion resistance to highly corrosion-resistant martensitic stainless steel, or conventional martensitic stainless steel for bearings. Martensitic stainless steel (for example, SUS440C) may be used.
  • bearing steel for example, SUJ2
  • conventional martensitic stainless steel for bearings which is inferior in corrosion resistance to highly corrosion-resistant martensitic stainless steel, or conventional martensitic stainless steel for bearings.
  • Martensitic stainless steel for example, SUS440C
  • FIG. 2 shows the outer ring 1 and the inner ring 2 of the present embodiment after the heat treatment according to the present invention.
  • FIG. 2 shows the outer ring 1 and the inner ring 2 of the present embodiment after the heat treatment according to the present invention.
  • FIG. 3 shows the outer ring 1 and the inner ring 2 of the comparative example after the same heat treatment.
  • ferrite is formed on the surface layer portion of the entire surface.
  • the end surface of the outer ring 1, the outer cylindrical surface (outer diameter surface) and the raceway groove 1a, and the end surface of the inner ring 2, the inner cylindrical surface (inner diameter surface) and the raceway groove 2a are finished by grinding.
  • FIG. 4 shows a state after the outer ring and the inner ring of FIG. 3 are subjected to finish grinding to remove the ferrite layer on the surface layer portion.
  • the surface layer portion in these portions.
  • the ferrite layer of is removed.
  • a ferrite layer remains on the surface layer of the cylindrical surfaces of the raceway grooves 1a and 2a that are not ground at the time of finishing, the seal groove for attaching the seal member 6, and the chamfered portion.
  • the ferrite layer on the surface layer causes a decrease in corrosion resistance and hardness. Therefore, it is not desirable for the rolling bearing using the outer ring 1 and the inner ring 2 as shown in FIG. 4 because a portion having inferior corrosion resistance and hardness remains. Further, since the surface of the track groove 1a is finished by super-finishing, it is difficult to remove too much to obtain the state shown in FIG. 4, which leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, it is important not to form a ferrite layer on the surface layer portion by heat treatment in order to suppress the manufacturing cost.
  • the heat treatment conditions for obtaining the rolling bearing of the embodiment will be described.
  • the mixture is heated to a temperature in the range of 1050 to 1120 ° C. and quenched in a heat treatment furnace having a nitrogen atmosphere with a nitrogen partial pressure of 1000 Pa or more and less than 10,000 Pa, and then -30 to -90.
  • a heat treatment furnace having a nitrogen atmosphere with a nitrogen partial pressure of 1000 Pa or more and less than 10,000 Pa, and then -30 to -90.
  • the nitrogen partial pressure is less than 1000 Pa, the nitrogen concentration in the surface layer portion at the time of quenching decreases and ferrite is produced.
  • the partial pressure of nitrogen is 10,000 Pa or more, in the case of the martensitic stainless steel according to the present invention, nitrogen may be dissolved in the surface layer portion and the nitrogen concentration may become too high.
  • the solid solution of nitrogen from the outside increases the amount of retained austenite produced after quenching and tempering, resulting in a decrease in tempering hardness.
  • Nitride is produced by the addition of nitrogen, but if it is excessively added by solid solution from the outside, the effect of lowering toughness is greater than the improvement of hardness, and brittle fracture is promoted.
  • the partial pressure of nitrogen is 1000 Pa or more and less than 10,000 Pa in order to prevent nitrogen from coming out from the surface layer and to avoid solid solution of nitrogen from the outside.
  • quenching temperature is less than 1050 ° C., the formation of martensite by quenching (oil or water quenching) is not sufficient, and it becomes difficult to obtain hardness of HRC57 or higher.
  • the quenching temperature exceeds 1120 ° C., it becomes difficult to obtain a hardness of HRC57 or higher because the former austenite crystal grains are coarsened and carbides are solid-solved. Therefore, it is desirable that the quenching temperature is 1050 to 1120 ° C.
  • the present invention is not limited to the raceway rings and rolling elements of rolling bearings, and can be applied to all highly corrosion-resistant stainless steel parts used as mechanical parts such as bolts and nuts.
  • Table 1 shows the component contents of examples and comparative examples of martensitic stainless steel in% by weight. Further, the desirable content range of the present invention is referred to as an effective range.
  • the hardness of the sample thus obtained was measured at a depth of 20 ⁇ m from the surface of the sample. Further, the cross section of the sample was mirror-polished and then etched, and the structure of a region having a depth of 50 ⁇ m and a width of 100 ⁇ m from the surface was observed at three points with a metallurgical microscope. Then, the tissue photograph shown in FIG. 5 was image-analyzed to calculate the area ratio (area%) of ferrite in each region of 50 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m, and the average value thereof is shown in Table 1. The amount of retained austenite (residual ⁇ ) was determined by measuring the volume fraction (volume%) by the X-ray diffraction method with an X-ray stress measuring device (manufactured by PROTO, model number iXRD).
  • a plate having a length of 50 mm, a width of 20 mm, and a thickness of 2 mm was manufactured by machining from a martensitic stainless steel bar material having the components shown in Table 1, and heat-treated under the same conditions as above.
  • the sample thus obtained was subjected to a neutral salt spray test for 96 hours according to JIS Z2371, and the rating number was evaluated based on the rating number method of JIS Z2371: 2015 standard. A rating of 9.8 or higher was judged to be good and the rating was "A", and a rating of less than 9.8 was insufficient and the rating was "B".
  • the above measurement results and test results are shown in Table 1 together with the material components of each sample.
  • the rating number indicating corrosion resistance was 9.8 or more in all the examples, and the corrosion resistance was evaluated as "A" (good). Further, the hardness of the surface layer portion was all HRC57 or higher, which satisfied the hardness of the raceway ring of the rolling bearing specified in JIS B1511: 1993 standard.
  • Comparative Example 1 since the nitrogen partial pressure at the time of quenching was 1000 Pa, ferrite was not generated in the surface layer portion, but since the C content was less than 0.35%, the hardness of the surface layer portion. Has become HRC55, which does not satisfy the JIS B1511: 1993 standard for rolling bearings. In Comparative Example 2, since the nitrogen partial pressure at the time of quenching was 2000 Pa, ferrite was not generated on the surface layer portion, but since the N content was less than 0.12%, the hardness was only HRC56. ..
  • Comparative Example 5 since the partial pressure of nitrogen at the time of quenching was only 70 Pa, the amount of ferrite in the surface layer portion reached 28 area% in area ratio, and the hardness was only HRC51. In Comparative Example 6, since the nitrogen partial pressure at the time of quenching was 700 Pa, the amount of ferrite in the surface layer portion reached 19 area%, and the hardness was only HRC52.
  • Comparative Example 7 Although the partial pressure of nitrogen at the time of quenching was 1000 Pa, the amount of ferrite in the surface layer portion was 6 area% and the hardness was HRC54. It is considered that this is because the content of Cr, which is a ferrite-producing element, exceeded 17% in Comparative Example 7, so that ferrite was generated in the surface layer portion after quenching, which caused a decrease in hardness.
  • Comparative Example 8 Although the partial pressure of nitrogen at the time of quenching was 1000 Pa, the amount of ferrite in the surface layer portion was 4 area% and the hardness was HRC53. It is considered that this is because the content of C in Comparative Example 8 was less than 0.35%, the formation of austenite was insufficient and ferrite remained, and the content of N was less than 0.12%. ..
  • Comparative Example 11 ferrite was not generated because the nitrogen partial pressure at the time of quenching was 2000 Pa, but sufficient corrosion resistance could not be obtained because the Cr content was as low as 14.73%, and the rating number was 8. The evaluation of corrosion resistance was "B”.
  • Comparative Example 12 ferrite was not produced because the partial pressure of nitrogen at the time of quenching was 2000 Pa, but the Mo content was as low as 1.11%, so the rating number was 8 and the evaluation of corrosion resistance was "B". It became.
  • Table 2 shows the amount of ferrite at the three locations on the surface layer of each sample in terms of ferrite area ratio (area%)
  • Table 3 shows the average value of the ferrite area ratio at the three locations of each sample and the three locations at a depth of 20 ⁇ m from the surface.
  • the average value of Rockwell C hardness (HRC) is shown.
  • the numbers (“70” to “7000”) on the left side of the hyphen on the sample label attached to Table 2 indicate the nitrogen partial pressure (unit: Pa) at the time of quenching.
  • FIG. 5 shows a tissue photograph of the surface layer portion after image processing thus obtained.
  • samples 70-1 to 70-3 and samples 700-1 to 700-3 whose partial pressure of nitrogen at the time of quenching was less than 1000 Pa the upper part of the surface layer portion is shown in black in the microstructure photograph after image processing, and the sample surface. It can be clearly seen that ferrite is generated in the vicinity.
  • the ferrite area ratio was calculated by the same method. As shown in Table 2, in Comparative Example 5 in which the nitrogen partial pressure at the time of quenching was 70 Pa, ferrite of 26 area% or more was generated in the surface layer portion, and ferrite of 16 to 23 area% was generated at 700 Pa. There is. When the partial pressure of nitrogen at the time of quenching becomes 1000 Pa or more, ferrite is not generated and the area ratio of ferrite is zero. Further, as shown in Table 3, when the nitrogen partial pressure at the time of quenching is 1000 Pa or more, the hardness of the portion 20 ⁇ m deep from the surface is HRC59 or more. From this, it was found that it is effective to set the nitrogen partial pressure at the time of quenching to 1000 Pa or more in order not to generate ferrite on the surface layer portion.
  • the outer ring is attached to the holder, the inner ring is fixed to one end of the shaft, and the other end of the shaft is inserted into a pair of rolling bearings of the test device to support the shaft so that it can rotate while keeping it horizontal. did. Then, the shaft was rotated at 5400 rpm while applying a radial load of 431 N (44 kgf) in the vertical direction to the holder, and a test was conducted until the test rolling bearing attached to the holder was locked (until the shaft stopped rotating). The elapsed time from the start of the test to the locking of the test rolling bearing was used as the lock time, and the average lock time of 10 pieces was used as the evaluation index. The results are shown in Table 4.
  • Example 1 a rolling bearing using the material of Example 1 is referred to as Example 1.
  • Example 1 a rolling bearing using the material of Example 1
  • the inner ring and the outer ring are finished with the surface hardness of the raceway surface being insufficient, in other words, with the ferrite layer left on the surface layer portion. Therefore, the surface layer portion after finishing the dimensions of the inner ring and the outer ring of the comparative example is in a state as shown in FIGS. 3 (A) and 3 (B). Further, sample numbers 1 to 10 were given to the 10 rolling bearings of each example and each comparative example.
  • the rolling bearings of Examples 1 to 5 had an average lock time of 46 to 66 hours, whereas the rolling bearings of Comparative Examples 5 to 8 in which ferrite was present on the surface layer had an average lock time of 46 to 66 hours.
  • the lock time was only 3-4 hours. From the above results, it was confirmed that the rolling bearing of the present invention has a long life because ferrite does not exist in the surface layer portion and the hardness is sufficient.
  • the present invention can be used in the field of highly corrosion-resistant stainless steel parts such as rolling bearings, and can be suitably used in the field of highly corrosion-resistant stainless steel parts used in a particularly severe corrosion environment. Further, in the above embodiment, the case of a rolling bearing provided with a highly corrosion-resistant stainless steel component has been exemplified, but the present invention is not limited to this, and the highly corrosion-resistant stainless steel component of the present invention is an assembly used in a particularly severe corrosion environment. It is available for.

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Abstract

表層部にフェライトを含有せずに、高耐食性と高い硬さを両立させたマルテンサイト系ステンレス鋼製の高耐食ステンレス鋼部品を提供する。　高耐食ステンレス鋼部品は、重量比で、Ｃを０．３５～０．４３％、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎを０．５％以下、Ｐを０．０４％以下、Ｓを０．０４％以下、Ｃｒを１５～１７％、Ｗを０．１～０．３％、Ｍｏを１．５～３．０％、Ｂを０．００１～０．００５％、Ｎを０．１２～０．１８％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、全外面の表層部の基地組織が残留オーステナイトとマルテンサイトとを含む二相混合組織となっており、表面硬さがＨＲＣ５７以上である。

Description

高耐食ステンレス鋼部品およびその製造方法、ステンレス鋼部品の熱処理方法、ならびに転がり軸受およびその製造方法
　本発明は、耐食性に優れた高耐食ステンレス鋼部品に関するものである。
　一般に、耐食性が要求される転がり軸受では、軸受材料としてＳＵＳ４４０Ｃに代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼が使用される。しかし、ＳＵＳ４４０Ｃは、耐食性を向上させるクロムを１６～１８重量％含むが、硬さを確保するために炭素含有量も０．９５～１．２重量％と高く、それによって２０μｍ程度のクロム炭化物が多数生成されるので耐食性はさほど高くない。したがって、強アルカリ消毒液または海水や雨水などにさらされるような厳しい腐食環境での使用には適していない。また、フェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼よりも耐食性に優れるものの、低強度であり、例えばオーステナイト系ステンレス鋼は冷間加工を施しても硬さはＨＲＣ４０程度であり、転がり軸受には殆ど使用されていない。
　そこで、高耐食性と高い硬さを兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼として、特許文献1のように、炭素含有量を減らす代わりに窒素とモリブデンを含有させて高耐食性と高い硬さを両立させた高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼が開発されている。
特許第５３６８８８７号公報
　特許文献１に開示された高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼は、窒素を多く固溶したもので、このような窒素を多く固溶したマルテンサイト系ステンレス鋼は、所望の硬度を得るために真空炉内で焼入れされる。クロムやモリブデンはフェライト生成を助長する元素であるのに対して、窒素はオーステナイト安定化元素であり、フェライト生成を抑制する。そのため、真空焼入れ時に表層部の窒素が抜け出ると窒素濃度が低下することによってフェライト抑制効果が弱まり、表層部にフェライトが生成されて所望の硬さが得られない場合がある。転がり軸受規格のＪＩＳ　Ｂ１５１１：１９９３では、転がり軸受の軌道輪の硬さはＨＲＣ５７～６５の範囲内であることが要求されているが、本発明者はフェライト生成によって表層部（表面からおおよそ深さ５０μｍ以内の範囲）における硬さがＨＲＣ５５未満にしかならない場合があることを確認した。
　また、フェライトは体心立方格子構造のため炭素の固溶限界が低い。フェライトは炭素の固溶限が７２７℃で約０．０２重量%に過ぎない。したがって、オーステナイト温度域から冷却して表層部にフェライトが析出し始めると炭素はフェライトの外部へ放出される。これにより、フェライトの周囲に炭素が濃化してクロム炭化物を生成する。フェライトの周囲のクロムが炭化物に使用されることでクロム欠乏層となり、結果的にフェライト周辺の耐食性が低下するという問題も生じる。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、表層部にフェライトを含有せずに、高耐食性と高い硬さを両立させた高耐食ステンレス鋼部品を提供することを目的とする。
　本発明者は、窒素を多く固溶した高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼に対して、窒素分圧１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満の窒素雰囲気で１０５０～１１２０℃の範囲の温度まで加熱して焼入れを行うことにより、固溶された窒素が表層部から抜け出ることが抑制されて表層部にフェライト組織が生成されないことを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、重量比で、Ｃを０．３５～０．４３％、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎを０．５％以下、Ｐを０．０４％以下、Ｓを０．０４％以下、Ｃｒを１５～１７％、Ｗを０．１～０．３％、Ｍｏを１．５～３．０％、Ｂを０．００１～０．００５％、Ｎを０．１２～０．１８％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼からなり、全外面の表層部の基地組織が残留オーステナイトとマルテンサイトとを含む二相混合組織となっており、表面硬さがＨＲＣ５７以上である高耐食ステンレス鋼部品である。ここで、「表層部」とは、表面から深さが約５０μｍまでの範囲をいう。
　本発明の高耐食ステンレス鋼部品は、全外面の表層部の基地組織が残留オーステナイトとマルテンサイトとを含む二相混合組織を呈するから、表層部におけるフェライトの面積率がゼロ、すなわちフェライトが存在しない。その結果、ＨＲＣ５７以上という高い表面硬さを得ることができる。また、表層部にフェライトが存在しないために部分的に炭素が濃化するようなことがなく、したがって、クロム炭化物の生成によるクロム欠乏層の形成が抑制されるので、耐食性を向上させることができる。
　本発明の他の特徴は、外輪および／または内輪が上記高耐食ステンレス鋼部品で構成された転がり軸受である。本発明のさらに他の特徴は、複数の単体部品を含む組立品であって、少なくとも一つの前記単体部品が上記高耐食ステンレス鋼部品である組立品である。
　本発明のさらに他の特徴は、重量比で、Ｃを０．３５～０．４３％、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎを０．５％以下、Ｐを０．０４％以下、Ｓを０．０４％以下、Ｃｒを１５～１７％、Ｗを０．１～０．３％、Ｍｏを１．５～３．０％、Ｂを０．００１～０．００５％、Ｎを０．１２～０．１８％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼からなる中間部品を準備するステップと、前記中間部品を窒素分圧１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満の窒素雰囲気において、１０５０～１１２０℃の範囲内の温度まで加熱して焼入れするステップとを含む高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法である。本発明のさらに他の特徴は、上記高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法を含む高耐食ステンレス鋼部品の製造方法である。
　次に、本発明における成分の限定理由を説明する。なお、以下の説明において「％」は特に断らない限り「重量％」を意味するものとする。
・Ｃ：０．３５～０．４３％
　Ｃは鋼部品の硬さ（耐摩耗性）を確保するのに有効な成分であるが、オーステナイト生成元素でもあるので、多量に添加すると共晶炭化物を生成し易く、割れが発生し易くなる。また、過剰な添加は耐食性も劣化させるため、良好な耐食性が確認された０．４３％を上限とした。そして、熱処理後の表層部にフェライトが生成されず、ＨＲＣ５７以上の硬さが得られた０．３５%を下限とした。
・Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉを過剰に含有していると靭性を著しく低下させ熱間加工性に有害になるので少ない方がよいが、製造コストを考慮して０．５％以下とした。
・Ｍｎ：０．５重量％以下
　Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、過度の添加は残留オーステナイト量を増加させるため、熱処理後の硬さを低下させ、耐食性も劣化させる他、経年による寸法変化を起こしやすい。したがって、Ｍｎは少ない方がよいが製造コストを考慮して含有量は０．５％以下とした。
・Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、結晶粒界に析出して冷間脆性を引き起こす成分であるので、冷間脆性を避けるためにできるだけ少ないことが望ましいが、製造コストとの兼ね合いで含有量を０．０４％以下とした。
・Ｓ：０．０４％以下
　Ｓは、耐食性を劣化させたり熱間加工性を劣化させたりするので、含有量を０．０４％以下の範囲とした。
・Ｃｒ：１５～１７％
　Ｃｒは、ステンレス鋼にとって、強固な不導体被膜を形成するので、高い耐食性を得るためには不可欠な元素であり、多量の添加が必要である。塩水噴霧試験結果ではＣｒ含有量が１５％を下回ると、後述するようにＮの含有量が十分でも良好な耐食性が得られなかったことから１５％を下限とした。しかしながら、Ｃｒはフェライトを生成させることでマルテンサイト化を阻害する要因にもなり得る。Ｃｒの含有量が１７％を超える場合には、焼入れ後の表層部にフェライトが生成しており、硬度の低下を招いていたことから、１７%を上限とした。
・Ｍｏ：１．５～３．０％
　ＭｏはＮの固溶限を高めるとともに、耐食性を改善し、焼入れ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには１．５％以上の添加が必要である。しかしながら、過度の添加は靭性の低下と表層付近のフェライト生成を招くので３．０％を上限とした。
・Ｎ：０．１２～０．１８％
　Ｎは、マルテンサイト系ステンレス鋼の熱処理後の表面硬さと耐食性を向上させるために非常に有効な元素である。そのような効果を得るためには、Ｎの含有量は０．１２％以上必要である。一方、加圧溶解法よりも経済的な大気溶解で材料中にブロー（気泡）の発生がなく、実用に供し得るマルテンサイト系ステンレス鋼が製鋼できた固溶限界は０．１８％であったため、０．１８％を上限とした。これによって製造コストを抑制した。
・Ｂ：０．００１％～０．００５％
　Ｂを添加するとＢＮが析出して強度の向上に有効で、かつ焼入れ性を高めるが、この効果を得るためには０．００１％以上の添加が必要である。一方、過度の添加は靭性の低下を招くので、添加量の上限を０．００５％以下とする。
・Ｗ：０．１％～０．３％
　Ｗは耐食性を向上させると共に固溶強化元素として作用して強度の向上に寄与する成分である。この作用を得るためには、０．１％以上の添加が必要である。一方、過度の添加は靭性の低下を招くので、問題のない性能が得られた０．３％を上限とした。
・基地組織
　基地組織は、残留オーステナイトが１３体積％以下、残部がマルテンサイトを含む二相混合組織であることが望ましい。軟質な残留オーステナイトを１３体積％以下に抑え、残部をマルテンサイトとすることにより、ＨＲＣ５７以上の硬さを確保することができる。なお、基地組織とは、炭化物や窒化物および介在物を除く基地（マトリックス）の組織をいう。
　本発明によれば、表層部にフェライトを含有せずに、高耐食性と高硬度を両立させた高耐食ステンレス鋼部品を提供することができる。
本発明の実施形態の転がり軸受を示す断面図である。 実施形態の転がり軸受の外輪（Ａ）と内輪（Ｂ）を示す断面図である。 比較例の転がり軸受の外輪（Ａ）と内輪（Ｂ）の一例を示す断面図である。 他の比較例の転がり軸受の外輪（Ａ）と内輪（Ｂ）の一例を示す断面図である。 本発明の実施形態の金属組織の顕微鏡写真である。
　図１は本発明の実施形態の転がり軸受（深溝玉軸受、組立品）１０を示す断面図である。図１に示すように、転がり軸受１０は、軌道輪として外輪1と内輪２を有する。外輪１の内周面には断面弧状の軌道溝１ａが形成され、内輪２の外周面には断面弧状の軌道溝２ａが形成されている。軌道溝１ａ，２ａの間には、転動体として周方向に沿って複数の玉３が等間隔に配置されている。複数の玉３は、保持器４の複数のポケットにそれぞれ保持されている。保持器４は例えばポリアミドやポリエーテルエーテルケトンなどの樹脂または金属で形成することができる。また、保持器４の種類は特に限定されず、冠型保持器、もみ抜き保持器、波型保持器など、任意の形状を選択できる。図１の保持器４は冠型保持器である。
　外輪１と内輪２との間の軸受空間５は金属製のシール部材６（金属シールド）で密封されている。シール部材６としては金属シールドに限らず、非接触形または接触形のゴムシールを用いることもできる。また、軸受空間５には潤滑剤としてグリースが封入されている。使用されるグリースは転がり軸受１０の用途に合わせて選択される。代表的なグリースとしてはリチウム石鹸グリースとウレアグリースがあるが、これらに限定されるものではない。
　外輪１と内輪２は高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼で形成されている。また、外輪１と内輪２には焼入れ、サブゼロ処理および焼戻しを含む本発明による熱処理が施されている。外輪１と内輪２の全面に亘って表層部の基地組織はマルテンサイトと１３体積％以下の残留オーステナイトとで構成されており、フェライトは生成されていない。
　すなわち、外輪１と内輪２の全面に亘って表層部におけるフェライトの面積率はゼロである。それによって表面および内部の硬さがＨＲＣ５７以上に高められている。なお、用途によっては外輪または内輪のみに高耐食性が要求される場合がある。そのような場合は、外輪のみまたは内輪のみに本発明による高耐食ステンレス鋼部品を用いてもよい。たとえば、自動車のスライドドアを支持する転がり軸受は、主に外輪が雨水や泥水にさらされるので、外輪の方により高い耐食性が求められる。
　玉３は金属製またはセラミックス製とすることができる。なお、転がり軸受の転動体は球状の玉３に限らず、転動体を円柱状のころにして転がり軸受をころ軸受とすることもできる。玉３を金属製とした場合は、その材料を外輪１および内輪２と同じ高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼とすることができる。これにより、外輪１および内輪２と同程度以上の耐食性と硬さを有する玉３が得られる。しかしながら、使用環境が厳しい腐食環境でなければ、玉３はグリースによってある程度は防錆されるので、高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼よりも耐食性の劣る軸受鋼（例えばＳＵＪ２）や従来の軸受用マルテンサイト系ステンレス鋼（例えばＳＵＳ４４０Ｃ）などを用いてもよい。
　図２は本発明による熱処理を施した後の本実施形態の外輪１と内輪２を示している。図２に示すように、本実施形態の外輪１と内輪２では全面の表層部にフェライトが生成されていない。一方、図３は同じ熱処理を施した後の比較例の外輪１と内輪２を示している。比較例の外輪１と内輪２では全面の表層部にフェライトが生成されている。熱処理後、外輪１の端面、外側円筒面（外径面）と軌道溝１ａ、および内輪２の端面、内側円筒面（内径面）と軌道溝２ａは、研削加工で仕上げられる。
　図４は図３の外輪と内輪に仕上げの研削加工を施して表層部のフェライト層を除去した後の状態を示している。図４に示すように、外輪１の端面、外側円筒面と軌道溝１ａ、および内輪２の端面、内側円筒面と軌道溝２ａは、研削加工で仕上げられているので、これらの部分における表層部のフェライト層は除去されている。しかしながら、仕上げ時に研削加工が行われない軌道溝１ａ，２ａの軸方向外側に位置する円筒面、シール部材６を取り付けるためのシール溝や面取り部などには仕上げ後も表層部にフェライト層が残ったままになる。前述したように表層部のフェライト層は耐食性と硬さの低下を招く。したがって、図４のような外輪１と内輪２を用いた転がり軸受には耐食性と硬さが劣る部分が残るので望ましくない。また、軌道溝１ａの表面は超仕上げで仕上げられるので、図４の状態にするためには除去量が多すぎて困難であり、製造コストの増大につながる。そのため、熱処理で表層部にフェライト層を生成させないことは製造コストを抑制するためにも重要である。
　次に、実施形態の転がり軸受を得るための熱処理条件について説明する。
切削加工で外輪と内輪を形成した後、窒素分圧１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満の窒素雰囲気にした熱処理炉で１０５０～１１２０℃の範囲の温度まで加熱して焼入れし、次いで、－３０～ ―９０℃の範囲の温度まで冷却するサブゼロ処理を行ってから１５０～２００℃の範囲の温度で焼戻しを行うのが望ましい。サブゼロ処理は、残留オーステナイト量を低減させて硬さを高めるのに有効だからである。
・焼入れ時の窒素分圧
　窒素分圧が１０００Ｐａ未満であると焼入れ時に表層部の窒素濃度が低下してフェライトが生成される。一方、窒素分圧が１００００Ｐａ以上であると、本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼の場合、表層部に窒素が固溶されて窒素濃度が高くなりすぎるおそれがある。窒素の外部からの固溶は、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト生成量を増大させ、焼戻し硬さの低下を招く。また、窒素添加により窒化物が生成されるが、外部からの固溶によって過剰に添加されると硬さの向上よりも靭性低下の効果が大きくなり、脆性破壊が助長される。
　したがって、表層部から窒素が抜けないようにするとともに窒素の外部からの固溶も避けるために、窒素分圧は１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満であることが望ましい。このような窒素雰囲気を得るためには、炉内圧力を大気圧から２００Ｐａ以下、より好ましくは１００Ｐａ以下まで減圧してから窒素ガスを導入するのが好ましい。このように窒素ガス導入前に炉内を充分に減圧しておけば、窒素ガス以外のガスや水分の量が低減されて、金属との予期せぬ反応を避けることができる。
・焼入れ温度
　焼入れ温度が１０５０℃未満では、急冷（油または水焼入れ）によるマルテンサイトの生成が充分ではなくＨＲＣ５７以上の硬さを得ることが困難となる。一方、焼入れ温度が１１２０℃を超えると、旧オーステナイト結晶粒の粗大化と炭化物が固溶するためＨＲＣ５７以上の硬さを得ることが困難となる。よって、焼入れ温度は１０５０～１１２０℃であることが望ましい。
　なお、本発明は転がり軸受の軌道輪や転動体に限定されるものではなく、ボルトやナットなど機械部品として用いられるあらゆる高耐食ステンレス鋼部品に適用可能である。
　表１にマルテンサイト系ステンレス鋼の実施例と比較例の成分含有量を重量％で示す。また、本発明の望ましい含有量範囲を有効範囲と称して示す。
１．硬さおよび耐食性調査
　表１に示す成分のマルテンサイト系ステンレス鋼のバー材を機械加工することによって、外径１３ｍｍ、内径１１．５４ｍｍ、高さ４ｍｍの中間部品を製作し、熱処理炉を用いて表１に示す窒素分圧および焼入れ温度の条件で焼入れを行い、－３０～ ―９０℃の温度範囲に冷却するサブゼロ処理を行った後、１５０～２００℃の温度範囲で焼戻しを行なってリング状の試料を得た。
　こうして得られた試料の表面から２０μｍの深さにおける硬さを測定した。また、試料の断面を鏡面研磨した後エッチングして、表面から深さ５０μｍ×幅１００μｍの領域の組織を金属顕微鏡で３箇所観察した。そして、図５に示す組織写真を画像解析して５０μｍ×１００μｍの領域ごとにおけるフェライトの面積率（面積％）を算出し、その平均値を表１に示した。また、残留オーステナイト（残留γ）量はＸ線回折法による体積率（体積％）をＸ線応力測定装置（ＰＲＯＴＯ社製、型番ｉＸＲＤ）で測定して求めた。
　また、表１に示す成分のマルテンサイト系ステンレス鋼のバー材から長さ５０ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ２ｍｍの板を機械加工によって製作し、上記と同じ条件で熱処理を行った。こうして得られた試料に対して、ＪＩＳ　Ｚ２３７１に準じて９６時間の中性塩水噴霧試験を行い、ＪＩＳ　Ｚ２３７１：２０１５規格のレイティングナンバ法に基づいてレイティングナンバを評価した。レイティングナンバが９．８以上の耐食性を良好と判断して評価を「Ａ」とし、９．８未満の耐食性を不十分として評価を「Ｂ」とした。以上の測定結果および試験結果は、各試料の材料成分とともに表１に示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、実施例１～５では、本発明の必須構成要素である成分範囲を全て満たし、窒素分圧および焼入れ温度の好ましい範囲も満たしている。その結果、表層部にフェライトは面積率がゼロで存在せず、８．３～１２．２体積％の残留オーステナイトと、マルテンサイトとを含む二相混合組織からなる基地組織が形成されていた。また、基地に分散する炭化物および介在物の長径が１０μｍを超えるものが多くなると耐食性に悪影響を及ぼすが、実施例１～５では、基地の二相混合組織に分散されている炭化物および介在物の長径は９５％以上が１０μｍ以下であった。したがって、耐食性を示すレイティングナンバは全ての実施例において９．８以上であり、耐食性は「Ａ」（良好）と評価された。さらに、表層部の硬さは全てＨＲＣ５７以上であり、ＪＩＳ　Ｂ１５１１：１９９３規格に規定する転がり軸受の軌道輪の硬さを満たしていた。
　これに対して比較例１では、焼入れ時の窒素分圧を１０００Ｐａとしたので表層部にフェライトが生成されなかったが、Ｃの含有量が０．３５％未満であるため、表層部の硬さがＨＲＣ５５となり、転がり軸受のＪＩＳ　Ｂ１５１１：１９９３規格を満足しないものとなった。比較例２では、焼入れ時の窒素分圧を２０００Ｐａとしたので表層部にフェライトが生成されなかったが、Ｎの含有量が０．１２％未満であるため、硬さがＨＲＣ５６にしかならなかった。
比較例３では、焼入れ時の窒素分圧を比較例１と同じ１０００Ｐａとしたので表層部にフェライトが生成されなかったが、焼入れ温度が１０５０℃未満であったため、マルテンサイトの生成が不充分となり、ＨＲＣ５６の硬さしか得られなかった。比較例４では、焼入れ時の窒素分圧が２０００Ｐａで表層部にフェライトが生成されなかったが、焼入れ温度が１１２０℃を超えていたため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化と炭化物の固溶により硬さがＨＲＣ５６にしかならなかった。
　比較例５では、焼入れ時の窒素分圧が７０Ｐａしかなかったため、表層部のフェライト量が面積率で２８面積％にも達し、硬さがＨＲＣ５１にしかならなかった。比較例６では、焼入れ時の窒素分圧が７００Ｐａであったため、表層部のフェライト量が１９面積％に達し、硬さがＨＲＣ５２にしかならなかった。
　比較例７では、焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａであったにもかかわらず、表層部のフェライト量は６面積％で硬さはＨＲＣ５４であった。これは、比較例７ではフェライト生成元素であるＣｒの含有量が１７％を超えていたため、焼入れ後の表層部にフェライトが生成され、硬度の低下を招いたと考えられる。
比較例８では、焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａであったにもかかわらず、表層部のフェライト量は４面積％で硬さはＨＲＣ５３であった。これは、比較例８ではＣの含有量が０．３５％を下回るため、オーステナイトの生成が不充分でフェライトが残留したためと、Ｎの含有量が０．１２％未満であったためだと考えられる。
　比較例９では、焼入れ時の窒素分圧が２０００Ｐａで表層部にフェライトが存在しなかったが、Ｃの含有量が０．４３％を超えたためにレイティングナンバが７で充分な耐食性があるとは言えず、耐食性の評価は「Ｂ」（不充分）となった。比較例１０では、焼入れ時の窒素分圧が２０００Ｐａであったためにフェライトは生成されなかったが、Ｎの含有量が０．１０％と低かったため、レイティングナンバが８で耐食性の評価は「Ｂ」となった。
　比較例１１では、焼入れ時の窒素分圧が２０００Ｐａであったためにフェライトは生成されなかったが、Ｃｒの含有量が１４．７３％と低かったため十分な耐食性が得られず、レイティングナンバが８で耐食性の評価は「Ｂ」となった。比較例１２では、焼入れ時の窒素分圧が２０００Ｐａであったためにフェライトは生成されなかったが、Ｍｏの含有量が１．１１％と低かったため、レイティングナンバが８で耐食性の評価は「Ｂ」となった。
　なお、比較のためにＳＵＳ４４０Ｃの成分と試験結果を表１に併記した。表１から明らかなように、ＳＵＳ４４０では、硬さはＨＲＣ５７であり、転がり軸受として使用できる硬さではあるが、レイティングナンバが５で耐食性の評価が「Ｂ」であることから、厳しい腐食環境での使用に耐えるものではない。
２．組織観察
　以下、成分含有量が有効範囲内であって表層部にフェライトが存在しない、すなわちフェライト面積率がゼロである実施例１～３と、成分含有量が有効範囲内であるが表層部にフェライトが存在する比較例５、６とに対して行った組織観察について詳細を述べる。表２に各試料の表層部の３箇所におけるフェライト量をフェライト面積率（面積％）で示し、表３に各試料の３箇所のフェライト面積率の平均値と表面から深さ２０μｍにおける３箇所のロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）の平均値とを示す。なお、表２に付した試料ラベルのハイフンより左側の数字（「７０」～「７０００」）は焼入れ時の窒素分圧（単位：Ｐａ）を示す。
　組織観察では、試料の断面を鏡面研磨した後にナイタールで腐食して金属顕微鏡にて表層部の表面から深さ５０μｍ×幅１００μｍの領域を３箇所写真撮影した。フェライトはエッチングされ難く白く見えるので、画像処理によってその部分を黒くして面積率を測定した。図５は、こうして得られた画像処理後の表層部の組織写真を示している。焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａ未満であった試料７０－１～７０－３および試料７００－１～７００－３に関しては、画像処理後の組織写真で表層部の上部が黒く示され、試料表面付近にフェライトが生成されていることが明確に分かる。焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａ以上であった試料には画像処理後も黒く示された部分はなく、フェライトが生成されていないことが分かる。試料ごとに、このように画像処理した組織写真を用いて、表面から深さ５０μｍ×幅１００μｍの領域に対するフェライトの面積率を算出し、その平均値を各試料の表層部におけるフェライト面積率とした。
　なお、比較例７と８についても、同じ方法でフェライト面積率を算出した。表２に示すように、焼き入れ時の窒素分圧が７０Ｐａの比較例５では、表層部に２６面積％以上のフェライトが生成されており、７００Ｐａで１６～２３面積％のフェライトが生成されている。そして、焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａ以上になると、フェライトは生成されず、フェライトの面積率はゼロである。また、表３に示すように、焼入れ時の窒素分圧が１０００Ｐａ以上の場合は、表面から深さ２０μｍの箇所の硬さはＨＲＣ５９以上となっている。これによって、表層部にフェライトを生成させないためには焼入れ時の窒素分圧を１０００Ｐａ以上にすることが有効であることが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
３．寿命試験
　上記の実施例１～５、比較例５～８の材料を内輪と外輪に用いて単列の深溝玉軸受を試験転がり軸受として作製した。外輪は外径１３ｍｍ、内径１１．５４ｍｍ、幅４ｍｍで、内輪は外径９ｍｍ、内径７ｍｍ、幅４ｍｍとした。玉は、直径１．５８８ｍｍで材質をＤＤ４００（マルテンサイトステンレス鋼、硬さＨＲＣ６０）とした。保持器は、ポリアミド製の冠型保持器を使用した。
　試験転がり軸受は、外輪をホルダに取り付けるとともに内輪をシャフトの一端部に固定し、シャフトの他端側を試験装置の一対の転がり軸受に挿入して、シャフトを水平方向に保ちながら回転可能に支持した。そして、垂直方向に４３１Ｎ（４４ｋｇｆ）のラジアル荷重をホルダに掛けながらシャフトを５４００ｒｐｍで回転させ、ホルダに取り付けた試験転がり軸受がロックするまで（シャフトが回転を停止するまで）試験を行った。試験開始から試験転がり軸受がロックするまでの経過時間をロック時間とし、１０個の平均ロック時間を評価指標とした。その結果を表４に示す。
　表４では、分かり易くするため、転がり軸受の実施例と比較例の番号を材料の実施例と比較例の番号と同じにしている。たとえば、実施例１の材料を用いた転がり軸受は実施例１と称している。また、フェライト層の影響を確認するために、比較例は軌道面の表層硬さが不充分なまま、言い換えれば、表層部にフェライト層を残した状態で内輪と外輪が仕上げられている。したがって、比較例の内輪と外輪の寸法を仕上げた後の表層部は図３（Ａ）と（Ｂ）に示すような状態である。また、各実施例と各比較例の１０個の転がり軸受に対して試料番号１～１０を付与した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、実施例１～５の転がり軸受では、平均ロック時間が４６～６６時間であったのに対し、フェライトが表層部に存在する比較例５～８の転がり軸受では、平均ロック時間はわずか３～４時間であった。以上の結果から、本発明の転がり軸受では、表層部にフェライトが存在せず、硬さが充分であるために寿命が長いことが確認された。
　本発明は、転がり軸受等の高耐食ステンレス鋼部品の分野に利用可能であり、特に厳しい腐食環境で用いられる高耐食ステンレス鋼部品の分野に好適に利用可能である。また、上記実施例では、高耐食ステンレス鋼部品を備えた転がり軸受の場合を例示したが、本発明はこれに限られず、本発明の高耐食ステンレス鋼部品は特に厳しい腐食環境で用いられる組立品に利用可能である。
　１…外輪（高耐食ステンレス鋼部品）、１ａ…軌道溝、２…内輪（高耐食ステンレス鋼部品）、２ａ…軌道溝、３…玉（転動体）、４…保持器、５…軸受空間、６…シール部材、１０…転がり軸受（組立品）。

 

Claims (15)

  1. 　重量比で、Ｃを０．３５～０．４３％、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎを０．５％以下、Ｐを０．０４％以下、Ｓを０．０４％以下、Ｃｒを１５～１７％、Ｗを０．１～０．３％、Ｍｏを１．５～３．０％、Ｂを０．００１～０．００５％、Ｎを０．１２～０．１８％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼からなり、全外面の表層部の基地組織が残留オーステナイトとマルテンサイトとを含む二相混合組織となっており、表面硬さがＨＲＣ５７以上である高耐食ステンレス鋼部品。
  2. 　前記二相混合組織は、１３体積％以下の残留オーステナイトを含んでいる請求項１に記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  3. 　前記二相混合組織に分散している炭化物の個数の９５％以上は、長径が１０μｍ以下である請求項１または２に記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  4. 　ＪＩＳ　Ｚ２３７１規格による中性塩水噴霧試験を９６時間実施した後のレイティングナンバが９．８以上である請求項１～３のいずれかに記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  5. 　前記高耐食ステンレス鋼部品は、窒素分圧１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満の窒素雰囲気で１０５０～１１２０℃の範囲内の温度まで加熱されて焼入れされている請求項１～４のいずれかに記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  6. 　前記高耐食ステンレス鋼部品は、前記焼入れの後に、－３０～ ―９０℃の範囲内の温度まで冷却するサブゼロ処理を施されてから、１５０～２００℃の範囲内の温度まで加熱されて焼戻しされている請求項５に記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  7. 　前記高耐食ステンレス鋼部品は転がり軸受の軌道輪である請求項１～６のいずれかに記載の高耐食ステンレス鋼部品。
  8. 　内輪と外輪との間に複数の転動体を配置した転がり軸受において、少なくとも外輪または内輪が請求項７に記載の軌道輪である転がり軸受。
  9. 　内輪と外輪との間に複数の転動体を配置した転がり軸受において、内輪および外輪が請求項７に記載の軌道輪である転がり軸受。
  10. 　複数の単体部品を含む組立品であって、少なくとも一つの前記単体部品が請求項１～６のいずれかに記載の高耐食ステンレス鋼部品である組立品。
  11. 　重量比で、Ｃを０．３５～０．４３％、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎを０．５％以下、Ｐを０．０４％以下、Ｓを０．０４％以下、Ｃｒを１５～１７％、Ｗを０．１～０．３％、Ｍｏを１．５～３．０％、Ｂを０．００１～０．００５％、Ｎを０．１２～０．１８％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼からなる中間部品を準備するステップと、
    　前記中間部品を窒素分圧１０００Ｐａ以上、かつ１００００Ｐａ未満の窒素雰囲気において、１０５０～１１２０℃の範囲内の温度まで加熱して焼入れするステップと、
    を含む高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法。
  12. 　前記焼入れの後に、前記中間部品を－３０～ ―９０℃の範囲内の温度まで冷却するサブゼロ処理のステップと、
    　前記サブゼロ処理後に１５０～２００℃の範囲内の温度まで加熱して焼戻すステップと、
    を含む請求項１１に記載の高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法。
  13. 　前記ステンレス鋼部品が、転がり軸受の軌道輪である請求項１１または１２に記載の高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法。
  14. 　請求項１１～１３のいずれかに記載の高耐食ステンレス鋼部品の熱処理方法を含む高耐食ステンレス鋼部品の製造方法。
  15. 　内輪と外輪との間に複数の転動体を配置した転がり軸受の製造方法であって、少なくとも内輪または外輪が請求項１４に記載の高耐食ステンレス鋼部品の製造方法で製造される転がり軸受の製造方法。
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