(57)【要約】      （修正有）【課題】高価な窒化ケイ素製の転動体を用いることなく、焼付き寿命を向上させた工作機械用アンギュラ玉軸受を提供する。【解決手段】内周面に軌道面を有する外方部材２と、外周面に軌道面を有する内方部材１と、外方部材の軌道面と内方部材の軌道面との間に転動自在に配設された複数の転動体とを備え、ｄｍｎ値が８０万以上の高速回転条件で使用され、転動体が、Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％含有する鋼からなり、かつ、浸炭窒化処理または窒化処理により表面のＮ含有量が０．２〜２．０質量％で、Ｓｉ及びＭｎを含有する窒化物の面積率が１〜１０％である工作機械用アンギュラ玉軸受。【選択図】図１
2014222073.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
内周面に軌道面を有する外方部材と、外周面に軌道面を有する内方部材と、前記外方部材の軌道面と前記内方部材の軌道面との間に転動自在に配設された複数の転動体とを備え、ｄｍｎ値が８０万以上の高速回転条件で使用される工作機械用のアンギュラ玉軸受において、
前記転動体が、Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％含有する鋼からなり、かつ、浸炭窒化処理または窒化処理により表面のＮ含有量が０．２〜２．０質量％で、Ｓｉ及びＭｎを含有する窒化物の面積率が１〜１０％であることを特徴とする工作機械用アンギュラ玉軸受。
【請求項２】
前記転動体の表面ＨＶ硬さが８００以上で、表面残留オーステナイト量が１５体積％以下であることを特徴とする請求項１記載の工作機械用アンギュラ玉軸受。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、旋盤、ボール盤、中ぐり盤、フライス盤、研削盤、ホーニング盤、超仕上盤、ラップ盤等のように高速で摺動、回転する工作機械の主軸を回転自在に支持する支持部等に組み込まれるアンギュラ玉軸受に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に工作機械の生産性は主軸の回転速度に依存し、生産性を高めるためには主軸の回転速度の高速化を図る必要があり、近年では更なる主軸の高速化が求められている。しかしながら、主軸を支持する軸受は、高速回転下で使用されると発熱の顕著化や、遠心力による転動体と内外輪間における接触面圧の増大が起こる。今日では、ｄｍｎ値が８０万以上の高速回転下で使用されるのが主流になりつつあり、摩耗や焼付き等に代表される軸受損傷が生じる可能性が高まっている。また、高速回転による発熱も大きくなることから、工作機械に熱変形が起こる危険性もあり、加工精度に影響する。
【０００３】
そのため、軸受自体の損傷や工作機械全体の熱変形を避けるために、特許文献１では、高速回転する研削スピンドルやマシニングセンター主軸スピンドル等を支持するために、窒化ケイ素製の転動体を備える転がり軸受を提案している。窒化ケイ素製の転動体を用いることにより、転動体の比重を小さくして遠心力を軽減し、かつ耐熱性を高め、高速回転時の焼付きを防止しているが、高コストになるという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００７−２８５４３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、高価な窒化ケイ素製の転動体を用いることなく、焼付き寿命を向上させた工作機械用アンギュラ玉軸受を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
一般的に転がり軸受の焼付きは、隙間過小や高速回転、過大荷重等によって転動体と軌道輪間に油膜が確保され難くなり、転動体と軌道輪とが油膜を介さずに接触するようになり、表面傷の発生や摩擦の増大による温度上昇が起こり、最終的に軸及び軸受が溶解してしまう現象である。そして、転動体が金属製であると、転動体と軌道輪とが金属接触して焼付き寿命が短くなりやすくなり、転動体と軌道輪とが異種金属である場合に最も焼付きにやすくなる。そのため、上記のように窒化ケイ素製の転動体を用いて焼付き寿命を向上させることも行われている。
【０００７】
また、焼付きに影響する因子として接線力が挙げられる。接線力とは２つの物体間（転動体と軌道面との間）に作用する円周方向の力のことであり、接線力が大きいことは摩擦力が大きいことを意味し、摩擦力が大きくなると発熱しやすくなり焼付きが起こる。接線力に影響する因子として、滑り速度や面圧の他に表面粗さが挙がられるが、各因子の値が小さくなるほど接線力が小さくなる。しかし、滑り速度や面圧は軸受形式や客先使用条件によって決定されるものであり、変更することは困難である。そこで、接線力を小さくするには転動体及び軌道面の表面粗さの向上、即ち初期表面粗さの向上と、軸受稼動中の表面粗さの悪化を抑制することが有効である。そこで、稼動中の表面粗さの悪化を抑制するために以下の考察を行った。
【０００８】
接線力を小さくするには、転動体の表面性状安定性（耐摩耗性や耐傷性、耐圧痕性）を向上させ、軸受稼動中に転動体に生じる線傷や摩耗、圧痕等による表面性状の悪化を抑制することが有効である。尚、転動体の表面性状安定性を向上させる理由は、転動体と軌道輪の表面粗さをそれぞれ小さくすると、軌道面の表面粗さを小さくした場合よりも、転動体の表面粗さを小さくした方が効果的に接線力を抑制できるからである。そして、本発明者らは研究、検討を重ねた結果、転動体の表面性状安定性の向上には表面窒素含有量、表面に析出したＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率、表面ＨＶ硬さ、表面残留オーステナイト量が関係していることを見出し、特定合金組成の素材を浸炭窒化処理または窒化処理してＳｉ・Ｍｎ系窒化物を析出させて表面硬さを高くし、更に表面残留オーステナイト量を最適に規定することにより表面性状安定性を向上させ、軸受稼動中の表面性状の悪化を抑制できることに至った。
【０００９】
即ち、本発明は、上記課題を解決するために下記の工作機械用のアンギュラ玉軸受を提供する。
（１）内周面に軌道面を有する外方部材と、外周面に軌道面を有する内方部材と、前記外方部材の軌道面と前記内方部材の軌道面との間に転動自在に配設された複数の転動体とを備え、ｄｍｎ値が８０万以上の高速回転条件で使用される工作機械用のアンギュラ玉軸受において、
前記転動体が、Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％含有する鋼からなり、かつ、浸炭窒化処理または窒化処理により表面のＮ含有量が０．２〜２．０質量％で、Ｓｉ及びＭｎを含有する窒化物の面積率が１〜１０％であることを特徴とする工作機械用アンギュラ玉軸受。
（２）前記転動体の表面ＨＶ硬さが８００以上で、表面残留オーステナイト量が１５体積％以下であることを特徴とする上記（１）記載の工作機械用アンギュラ玉軸受。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、高価な窒化ケイ素製の転動体を用いることなく、焼付き寿命を向上させた工作機械用アンギュラ玉軸受が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】工作機械用アンギュラ玉軸受の一例を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、図面を参照して本発明を詳細に説明する。
【００１３】
工作機械用アンギュラ玉軸受として、例えば図１に示すアンギュラ玉軸受を例示することができる。図示されるアンギュラ玉軸受は、外周面に軌道面を有する内輪１と、内周面に軌道面を有する外輪２と、内輪１の軌道面と外輪２の軌道面との間に複数の玉３を保持器４により転動自在に保持して構成されている。
【００１４】
本発明では、Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％含有する鋼からなり、かつ、浸炭窒化処理または窒化処理により表面のＮ含有量が０．２〜２．０質量％で、Ｓｉ及びＭｎを含有する窒化物（以下「Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物」）の面積率が１〜１０％である玉３を用いる。更には、玉３は、表面ＨＶ硬さが８００以上で、表面残留オーステナイト量が１５体積％以下であることが好ましい。
【００１５】
玉３を形成する鋼の合金組成における臨界的意義は、以下の通りである。
【００１６】
（Ｃ含有量：０．３〜１．２質量％）
Ｃ（炭素）は、鋼に必要な強度と寿命を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が少なすぎると十分な強度が得られないだけでなく、浸炭窒化処理や窒化処理の際に必要な硬化層深さを得るための熱処理時間が長くなり、生産コストの増大につながる。そのため、Ｃ含有量は０．３質量％以上、好ましくは０．６質量％以上必要である。但し、Ｃ含有量が多すぎると、製鋼時に巨大な炭化物が生成し、その痕の焼入れ特性や転動疲労寿命に悪影響を与えるだけでなく、ヘッダー加工性が低下して生産コストの上昇を招くことから、１．２質量％以下、好ましくは１．０質量％以下とする。
【００１７】
（Ｓｉ含有量：０．３〜２．２質量％）
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時に脱酸剤としての作用を有するだけでなく、基地マルテンサイトを強化するとともに、焼戻し軟化抵抗性を高め、転動疲労寿命を延長するのに極めて有効な元素である。また、浸炭窒化距離または窒化処理を行う際に、転がり面をなす表層部にＳｉ・Ｍｎ系窒化物と残留オーステナイト量とをバランス良く確保するために必要な元素でもある。このような効果を十分に発揮させるには、Ｓｉ含有量を０．３質量％以上、好ましくは０．５質量％以上必要である。但し、Ｓｉ含有量が多すぎると、ヘッダー加工性や被削性等を低下させるだけでなく、浸炭窒化処理特性や窒化処理特性が低下し、必要な硬化層深さを確保できなくなるおそれがあり、転がり面をなす表層部のＮ含有量、Ｃ含有量及び残留オーステナイト量を本発明の範囲内にすることができなくなる。そのため、Ｓｉ含有量を２．２質量％以下、好ましくは２．０質量％以下とする。
【００１８】
（Ｍｎ含有量：０．２〜２．０質量％）
Ｍｎ（マンガン）は、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する他、焼入れ性を向上させる作用や転動疲労に有効な残留オーステナイトの生成を促進させる作用を有する。また、浸炭窒化処理または窒化処理を行う際に、転がり面をなす表層部にＳｉ・Ｍｎ系窒化物と残留オーステナイト量とをバランス良く確保するために必要な元素でもある。このような効果を十分に発揮させるには、Ｍｎ含有量を０．２質量％以上、好ましくは０．５質量％以上必要である。但し、Ｍｎ含有量が多すぎると、ヘッダー加工性や被削性等を低下させるだけでなく、熱処理後に多量の残留オーステナイトが残存して良好な寿命が得られなくなるおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量を２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００１９】
尚、一般的な軸受材料であるＳＵＪ２ではＳｉ含有量が０．２５％、Ｍｎ含有量が０．４質量％であるが、本発明では上記のようにＳｉ及びＭｎを多く含有している。そのため、本発明によれば、浸炭窒化処理や窒化処理により表面にＳｉ・Ｍｎ系窒化物を多く析出させることができる。後述するように、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物は耐圧痕性や耐摩耗性を向上させる作用を有しており、本発明のようにＳｉ・Ｍｎ系窒化物を多く析出できることは焼付き寿命に有利となる。そのため、上記のＳｉ含有量及びＭｎ含有量は、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の析出量を特定の範囲にする上で必要な量でもある。
【００２０】
（Ｃｒ含有量：０．５〜２．０質量％）
Ｃｒ（クロム）は、基地に固溶して焼入れ性、焼戻軟化抵抗性等を高めるとともに、高硬度の微細な炭化物または炭窒化物を形成して軸受材料の硬さや熱処理時の結晶粒粗大化を抑制し、軸受寿命を向上させる作用を有する。このような効果を十分に発揮させるには、Ｃｒ含有量を０．５質量％以上、好ましくは１，３質量％以上必要である。但し、Ｃｒ含有量が多すぎると、製鋼時に巨大な炭化物が生成し、その痕の焼入れ特性や転動疲労寿命に悪影響を与えるだけでなく、ヘッダー加工性や被削性が低下して生産コストの上昇を招くことから、２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２１】
（残部）
残部は鉄及び不可避不純物とすることができるが、Ｃｒと同様の作用を有するＭｏやＶ等の炭化物形成促進元素を、素材費の上昇や加工性低下によるコストアップが生じない範囲で含有してもよい。具体的には、ＭｏとＶとの合計で４．０質量％以下が好ましい。
【００２２】
また、不可避不純物としてＳ（硫黄）、Ｐ（リン）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｔｉ（チタン）及びＯ（酸素）等を含有してもよい。これらの元素は表面起点型剥離には特に際立った影響はないが、鋼の品質が著しく悪い場合には、これら元素が起点となって内部起点型剥離が生じる。そのため、コストアップを招くような厳しい不純物規制は行わないが、不可避不純物元素の含有量は、これらの元素を含めて、軸受材料として使用できる清浄度規制（ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５）を満足できる範囲とする。
【００２３】
次に、玉３の表面性状について説明する。
【００２４】
（表面のＮ含有量：０．２〜２．０質量％）
本発明では、上記の鋼からなる玉３を浸炭窒化処理または窒化処理して表面のＮ含有量を０．２〜２、０質量％にする。ＮはＣと同じようにマルテンサイトの固溶強化及び残留オーステナイトの安定確保に作用するだけでなく、窒化物または炭窒化物を形成して耐圧痕性、耐摩耗性を向上させる作用を有する。Ｎ含有量が多いほど耐圧痕性や耐摩耗性に優れるようになり、Ｎ含有量が０．２質量％を超えると顕著に効果が現れるが、０．３５質量％以上がより好ましい。但し、Ｎ含有量が多すぎると、靭性や静的強度が低下するようになる。転がり軸受の転動体にとって靭性や静的強度は必要な性能であるため、Ｎ含有量が多すぎることは好ましくない。従って、Ｎ含有量は２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２５】
（表面のＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率：１〜１０％）
上記したように表面のＮ含有量が高いほど耐圧痕性や耐磨耗性が向上するが、本発明者らはＮ含有量が同じでも材料内部のＮの存在状態によって耐圧痕性や耐磨耗性が変わる知見を得た。Ｎは、材料内部に固溶して存在する場合と、窒化物として析出して存在する場合とがある。また、ＳｉやＭｎを多く含む材料を浸炭窒化処理や窒化処理した場合には、同じＮ濃度でも、材料中に固溶して存在するＮ量よりも、表面にＳｉ・Ｍｎ系窒化物として存在するＮ量の方が多くなる。そして、表面のＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が高いほど耐圧痕性や耐摩耗性に優れ、１％を超えると顕著に効果が現れ、２％以上でより顕著になる。但し、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の析出量が多くなりすぎると、Ｎと同様に靭性や静的強度が低下するようになる。転がり軸受の転動体にとって靭性や静的強度は必要な性能であるため、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の析出量が多すぎることは好ましくない。従って、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率は１０％以下、好ましくは８％以下とする。
【００２６】
尚、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率は、例えば、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて加速電圧１０ｋＶで転動面の観察を行い、倍率５０００倍で最低３視野以上写真を撮影した痕、写真を２値化してから画像解説装置を用いて面積率を測定する。
【００２７】
（表面ＨＶ硬さ：８００以上）
通常、材料のビッカース硬さが大きいほど、ロックウェル硬さも大きくなる。しかし、軽荷重のビッカース硬さは形成される圧痕が小さく、測定範囲が小さいのに対し、ロックウェルＣスケールは、形成される圧痕が大きく、測定範囲も大きい。また、一般的に軸受用鋼旧は熱処理痕、ボールピーニング処理が行われるため極表層部から内部にかけて硬さ勾配が存在し、浸炭窒化処理や窒化処理を施した場合は、更に急激な硬さ勾配が存在する。そのため、ビッカース硬さとロックウェル硬さとは必ずしも相関は得られない。
【００２８】
焼付き現象は、転動体と軌道輪における表面同士の金属接触に起因するため、表層部の微妙な硬さを向上させることが重要である。そのため、硬さの指標として、ある深さ位置までの情報を測定して得られるＨＲＣは好ましくなく、本発明ではＨＶで規定する。そして、本発明では耐摩耗性、耐傷性、耐圧痕性を向上させ、軸受稼動中の転動体表面性状の悪化を抑制するために、ＨＶ８００以上とすることが好ましく、ＨＶ８４０以上にすることがより好ましい。尚、ここでの硬さの値は、測定荷重２．９Ｎとしたときの測定値であり、更に測定値（球面硬さ）をＪＩＳ  Ｂ  １５０１に従い、平面硬さに換算した値である。
【００２９】
（表面残留オーステナイト量：１５体積％以下）
表面の残留オーステナイト量が多すぎると、硬さが低下して耐摩耗性、耐水性、耐圧痕性が低下し、上記した転動体の表面性状安定性が向上して耐焼付き性能を向上させる効果が得られなくなる。そこで、本発明では、表面残留オーステナイト量を１５体積％以下にすることが好ましく、７体積％以下にすることがより好ましい。尚、表面残留オーステナイト量は、Ｘ線回折法により測定することができる。
【００３０】
更に、玉３の表面性状は、下記を満足することが好ましい。
【００３１】
（初期表面粗さ：０．００７μｍＲａ以下、真球度：０．１３μｍ以下）
上記したように、玉３の表面硬さ、真球度が大きくなると接線力が増大し、焼付きが生じやすくなる。従って、玉３の稼動時の表面性状安定性の悪化を抑えることも重要であるが、初期の表面性状を良好に仕上げておくことも耐焼付き性の向上には効果的である。接線力は初期表面粗さが小さいほど小さくなり、０．００７μｍＲａ以下になると顕著に効果が現れるが、０．００３μｍＲａ以下が好ましい。
【００３２】
また、軸の触れを抑制し、金属接触を低減するために、玉３の真球度が０．１３μｍ以下とすることが好ましく、０．１０μｍ以下とすることがより好ましい。尚、真球度は、真円度測定器で互いに９０°をなす２または３赤道平面上の玉表面の輪郭を測定し、それぞれの最小外接円から玉表面かでの半径方向の距離の最大の値として求めた。
【００３３】
また、玉３だけではなく、内輪１及び外輪２の各軌道面の初期粗さ及び軌道面の真円度を下記にすることが好ましい。
【００３４】
（軌道面の初期粗さ：０．０５μｍＲａ以下、真円度：２μｍ以下）
玉３の表面粗さが良好であることに加えて、内輪１及び外輪２の各軌道面の表面性状を良好にすることにより、相乗効果により接線力をより低減することができる。特に、軌道面の初期粗さが０．０５μｍＲａ以下であることが好ましく、０．０２μｍＲａ以下とすることがより好ましい。
【００３５】
また、軸の触れを抑制し、金属接触を低減するために、軌道面の真円度が２μｍ以下とすることが好ましく、１μｍ以下とすることがより好ましい。尚、真円度は半径法、即ち、軌道面の断面曲線を２つの同心円で挟み、両円の間隔が最小になるときの同円の半径差から求めた。
【００３６】
尚、上記において、表面粗さはフォームタリサーフで測定することができる。
【００３７】
本発明のアンギュラ玉軸受は、例えば以下のようにして製造することができる。
【００３８】
（製造方法）
Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％、更には必要によりＭｏやＶを含有する鋼材を用意し、定法に従い鍛造または切削により玉形状に加工する。次いで、加工した玉を混合ガス（ＲＸガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）を導入した炉内に数時間加熱保持して浸炭窒化窒化を行う。ここで、アンモニアガスは処理温度が高くなるほど分解し易くなる。アンモニアガスが分解し易くなると、混合ガス中の残留アンモニアガスの濃度が小さくなり、玉表層部に上記のようなＮ含有量を得られなくなる。そのため、浸炭窒化処理は、雰囲気温度８２０〜８５０℃で行うことが好ましく、更にはアンモニアガスの流量を高めて行う、特殊浸炭窒化処理が好ましい。一般的な浸炭窒化窒化処理ではアンモニアガスの流量は、エンリッチ流量の３〜５倍であるが、特殊浸炭窒化処理では１０〜１５倍にすることが必要である。
【００３９】
また、この浸炭窒化処理は、焼入れ痕の表層部を上記した残留オーステナイト量にするために、ＮとＣとを基地組織に固溶させるとともに、焼入れ後の表層部に摩耗・摩擦低減効果の高い窒化物や炭窒化物を析出分散させるために行われる。
【００４０】
次いで、焼入れ処理を行った後、焼戻し処理を行う。焼戻し処理は、マルテンサイト組織の安定化のために２３０〜２６０℃で行うことが好ましい。
【００４１】
そして、研磨工程にて表面粗さ及び真球度を上記規定の範囲に仕上げる。研磨工程には粗加工（Ｇ２）、仕上げ加工（Ｌ１、Ｌ２）があり、Ｌ２工程には金属盤が使用されるが、本発明のように表面に非常に硬いＳｉ・Ｍｎ系窒化物が析出して表面硬さを高めていると、研磨が困難となり、上記規定の表面粗さや真球度にすることが難しい。そこで、ダイヤモンド盤を用い、加工圧や盤の回転速度等を調整しててＬ２工程を行う。更に、Ｌ２工程の後に、ダイヤモンド盤の番手を細かくしたＬ３工程を追加する。
【００４２】
尚、浸炭窒化処理に代えて、窒化処理を行ってもよい。
【００４３】
一方、内輪及び外輪は、ＳＵＪ２鋼のような一般的な軸受鋼を用いて作製することができ、好ましくは軌道面の初期表面粗さや真円度を上記のように加工して得られる。
【００４４】
そして、玉、内輪及び外輪を用いて軸受を組み立てる。本発明のアンギュラ玉軸受は、耐焼付き性に優れており、ｄｍｎ値が８０万以上の高速回転条件で使用されても十分な耐久性を有する。
【実施例】
【００４５】
以下に実施例及び比較例を挙げて本発明を更に説明するが、本発明はこれにより何ら制限されるものではない。
【００４６】
（実施例１〜１８、比較例１〜１４）
本発明の効果を確認するために、アンギュラ玉軸受（内径５０ｍｍ、外径８０ｍｍ、内輪幅１６ｍｍ、接触角１８°）を想定して、内輪、外輪及び玉を下記のようにして作製した。
【００４７】
内輪及び外輪は、高炭素クロム鋼（ＳＵＪ２）を用い、焼入れ処理（８３０〜８５０℃で０．５時間）後、焼戻し処理（１８０〜２４０℃で２時間）を行った。その後、軌道面に表面加工を施して表１に示す表面性状とした。尚、表面粗さ、真球度及び真円度は、同一ロッド品を各１０回測定した平均値である。
【００４８】
また、玉は、Ｃを１．０質量、Ｓｉを０．５５質量％、Ｍｎを１．１質量％、Ｃｒを１．１５質量％含有する鋼をヘッダー加工、粗研削加工により作製し、特殊浸炭窒化処理（８３０℃で１〜２０時間、ＲＸガス＋エンリッチガス＋アンモニアガス）の後、１８０〜２７０℃で焼戻し処理し、後工程を行った。その際、特殊浸炭窒化窒化処理の処理条件（加熱時間、ガス組成）を変えて行った。また、後工程では、Ｌ２工程においてダイヤモンド盤を用い、更にダイヤモンド盤の番手を細かくしてＬ３工程を行うことで表１の状態Ｉに示す表面性状とした。また、通常の金属盤を用いてＬ２工程を行い、表１の状態IIに示す表面性状とした。
【００４９】
【表１】
2014222073.tif 000003
【００５０】
また、玉の表面のＮ含有量、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率、ＨＶ硬さ及び残留オーステナイト量を測定した。何れも同一ロッド品を各１０回測定し、その平均値とした。結果を表２に示す。
【００５１】
そして、作製した内輪、外輪及び玉を表２に示す組み合わせで用いて軸受を組み立て、粘度２．３×１０−５ｍ２／ｓの基油と、バリウムコンプレックス石けんからなる増ちょう剤とを含有するグリースを軸受空間の５体積％となるように封入し、アキシャル荷重：１４００Ｎ、回転数：１８０００ｍｍ−１にて連続回転させ、焼付くまでの時間を測定した。試験は各１０回ずつ行い、そのＬ１０寿命を読み取り、その平均値を算出し、最も短寿命となった比較例１４に対する相対寿命を求めた。結果を表２に示す。
【００５２】
【表２】
2014222073.tif 000004
【００５３】
表２から、玉表面のN含有量及びＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が本発明の範囲を満足する実施例は、比較例に比べて焼付き寿命が大幅に向上していることがわかる。表面Ｎ含有量が０．２質量％未満では十分な表面硬さが得られず、２．０質量％を超えると靭性や静的強度が低くなり焼付き寿命も短い。また、表面Ｎ含有量が多くなるほど、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が高まり、高硬度になり、残留オーステナイト量も少なくなり、その結果として焼付き寿命が長くなる傾向にある。
【００５４】
また、実施例及び比較例とも、玉表面の表面粗さ及び真球度、軌道面の表面粗さ及び新円度が良好（状態Ｉ）であるほど、焼付き寿命の向上効果が高まっている。このことは、初期表面性状を良好にすることにより、回転精度が向上して軸の振れが少なくなり、金属接触が抑制されて、接線力がより弱くなった結果であり、稼動中の玉の表面性状安定性の悪化を抑制することとの相乗効果の現れであると考えられる。
【００５５】
実施例９と比較例５、実施例１８と比較例１４との比較から、同じ表面Ｎ含有量でもＳｉ・Ｍｎ系窒化物の多い方が焼付き寿命が長くなっている。このことから、Ｎは母相に固溶するよりも、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物として析出する方が表面性状安定性と耐焼付き性の向上に有効であると考えられる。
【００５６】
更に、比較例３、６、１０、１３は表面N含有量及びＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が本発明の範囲内にあるものの、ＨＶ硬さまたは残留オーステナイト量が好ましい範囲外であることから、表面N含有量及びＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率を満足することに加えて、ＨＶ硬さを８００以上とし、残留オーステナイト量を１５体積％以下にすることが好ましいといえる。
【００５７】
また、比較例６、１３のように、表面Ｎ含有量及びＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が本発明の範囲内であり、更には残留オーステナイト量が好ましい範囲であっても、表面ＨＶ硬さが８００未満になると、同等の表面Ｎ含有量、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率、残留オーステナイト量で、かつ、表面ＨＶ硬さが８００以上である実施例９、１８に比べて著しく短寿命になっている。これは、表面ＨＶ硬さが低くなることにより表面性状安定性が得られなくなり、稼動中に表面性状が悪化して耐焼付き性が低下したためであると考えられる。
【００５８】
比較例６、１０のように、表面Ｎ含有量及びＳｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率が本発明の範囲内であり、更には表面ＨＶ硬さが好ましい範囲であっても、残留オーステナイト量が１５体積％を超えると、同等の表面Ｎ含有量、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率、表面ＨＶ硬さで、かつ、残留オーステナイト量が１５体積％未満である実施例９、１８に比べて著しく短寿命になっている。これは、残留オーステナイト量が多くなることにより柔らかい部分が多くなり、表面性状安定性が得られなくなり耐焼付き性が低下したためであると考えられる。
【００５９】
上記から、Ｃを０．３〜１．２質量％、Ｓｉを０．３〜２．２質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％、Ｃｒを０．５〜２．０質量％含有する鋼を特殊浸炭窒化し、表面のＮ含有量を０．２〜２．０質量％、Ｓｉ・Ｍｎ系窒化物の面積率を１〜１０％に調整することで焼付き寿命を向上させることができることがわかる。また、表面ＨＶ硬さを８００以上、表面残留オーステナイト量を１５体積％以下にすることが好ましく、更には玉及び軌道面の各表面性状を平滑にすることが好ましいことがわかる。
【符号の説明】
【００６０】
１  内輪
２  外輪
３  玉
４  保持器
【図１】
2014222073.tif 000005