(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
何れかの面に第一の軌道面を有する第一の軌道輪と、この第一の軌道面と対向する面に第二の軌道面を有する第二の軌道輪と、これら第一、第二の両軌道面同士の間に転動自在に設けられた複数個の転動体とを備えた転がり軸受の製造方法であって、
前記第一の軌道輪と前記第二の軌道輪とこれら各転動体とのうちの少なくとも１種の部材を、Ｃを０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉを０．２〜０．５質量％、Ｍｎを０．２〜１．２質量％、Ｃｒを２．２〜４．５質量％、Ｍｏを０．１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残りをＦｅと不可避不純物とした鉄系合金製の素材を加工して中間素材とした後、
この中間素材に、９００〜１０００℃で浸炭処理又は浸炭窒化処理を施してから、この浸炭処理又は浸炭窒化処理時の温度よりも１０℃以上高い温度で所定時間保持する拡散処理を施し、次いで、８００〜８８０℃で所定時間保持してから急冷した後、８００〜８８０℃で焼き入れ処理を施し、次いで、１６０〜２００℃で焼き戻してから炉中又は炉外の空気中で冷却する事により、
前記少なくとも１種の部材の表面に浸炭層又は浸炭窒化層を設けると共に、この部材の表面から５０μｍ位置で、Ｃ濃度を１．５質量％以上とし、且つ、炭化物の最大粒径を１０μｍ以下、旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下とする
転がり軸受の製造方法。
【請求項２】
前記浸炭処理又は浸炭窒化処理後で前記拡散処理の前に、６２０〜７００℃で所定時間保持してから炉中又は炉外の空気中で冷却する工程を有する、請求項１に記載した転がり軸受の製造方法。
【請求項３】
前記少なくとも１種の部材中の、表面から５０μｍ位置の残留オーステナイト量を、３０〜６０容量％とする、請求項１〜２のうちの何れか１項に記載した転がり軸受の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、例えば風力発電装置（風車）の主軸、或いは、変速機、建設機械、産業用ロボット等を構成する回転軸等、各種回転機械装置の回転部材を回転自在に支持する為の転がり軸受の改良に関する。具体的には、組織変化（白色組織変化）に基づく剥離の発生を抑えて、使用条件が厳しい場合でも十分な耐久性を確保できる転がり軸受の実現を図るものである。特に、本発明は、転動体の直径が３０mm以上となる様な、比較的大型の転がり軸受に適用した場合に顕著な効果を発揮する。
【背景技術】
【０００２】
風力発電装置を構成する主軸の回転支持部等、各種回転機械装置の回転支持部に、例えば図４に示す様なラジアル玉軸受１が組み込まれている。このラジアル玉軸受１は、内周面に外輪軌道２を有する外輪３と、外周面に内輪軌道４を有する内輪５と、これら外輪軌道２と内輪軌道４との間に設けた、それぞれが転動体である複数個の玉６、６とを備える。これら各玉６、６は、円周方向に等間隔に配置された状態で、保持器７により、転動自在に保持されている。又、大きなラジアル荷重が加わる回転支持部には、例えば図５に示す様な、転動体として円すいころを使用したラジアル円すいころ軸受８が組み込まれている。このラジアル円すいころ軸受８は、内周面に円すい凹面状の外輪軌道２ａを有する外輪３ａと、外周面に円すい凸面状の内輪軌道４ａを有する内輪５ａと、これら外輪軌道２ａと内輪軌道４ａとの間に、保持器７ａに保持された状態で転動自在に設けられた、それぞれが転動体である複数の円すいころ９、９とを備える。又、前記内輪５ａの外周面両端部のうち、大径側端部には大径側鍔部１０を、小径側端部には小径側鍔部１１を、それぞれ形成している。尚、この小径側鍔部１１は省略する場合もある。この様なラジアル玉軸受１及びラジアル円すいころ軸受８は、例えば前記外輪３、３ａをハウジングに内嵌固定すると共に、前記内輪５、５ａを回転軸に外嵌固定する事により、この回転軸を前記ハウジングに対し、回転自在に支持する。
【０００３】
この様なラジアル玉軸受１及びラジアル円すいころ軸受８を含め、１対の軌道輪と複数個の転動体とを組み合わせて成る転がり軸受の場合、使用に伴って互いに転がり接触する何れかの面が、転がり疲れによって剥離し、寿命に達する事が広く知られている。この様な剥離の態様として、転がり軸受の構成各部材を構成する金属材料の内部に含まれる非金属介在物（酸化物系やＴｉＮ系の非金属介在物）を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合（内部起点型剥離）や、異物混入に基づく圧痕を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合（圧痕起点型剥離）がある。
【０００４】
更に、使用条件の厳しい一部の用途では、軌道面或いは転動面の表面下（最大剪断応力位置近傍）の金属組織が白色に変化し、当該部分を起点として亀裂が生じ、剥離に至る場合もある。この様な金属組織の変化に基づく剥離（以下「組織変化型剥離」と呼ぶ）の発生原因は、完全には解明するに至っていないが、現在では、潤滑剤が分解された際に発生する水素（水素原子）が鋼中に侵入し水素脆性を引き起こす事により、組織変化の発生を促進し、剥離に至ると考えられている。
【０００５】
この様な組織変化型剥離の発生を抑えて、転がり疲れ寿命を向上させる技術として特許文献１、２には、転がり軸受に封入するグリースの成分を改良する事により、或いは、グリースを使用する事を前提として、軌道輪或いは各転動体の表面に防錆油を塗布する事により、水素の発生及び水素の侵入を抑制する事を意図した発明が記載されている。しかしながら、転がり軸受の用途によっては、グリースを使用できず、潤滑油を使用しなければならない場合がある。この為、前記特許文献１、２に記載された従来技術を適用できない場合がある。特に、風力発電装置を構成する主軸の回転支持部等に組み込む、転動体の直径が３０mm以上となる様な、比較的大型の転がり軸受の場合には、潤滑剤として、グリースよりも潤滑油を使用する頻度が高い。この様な場合には、前記特許文献１、２に記載された技術を適用できない場合が多い。更に、比較的大型の転がり軸受では、油膜形成を行い易くする為、或いは摩耗防止等の目的から、ポリアルキレングリコール系等の合成油や、鉱油中に摩耗防止剤等の添加剤を加えた、特殊な潤滑油を使用する場合が多い。そして、この様な特殊な潤滑油には、その種類によっては、一般的に用いられる潤滑油に比べて、鋼中への水素の侵入量が多くなり、組織変化の発生を促進するものがある。
【０００６】
しかも、転動体の直径が３０mm以上の転がり軸受は、軌道輪と転動体の接触面積が大きい為、転がり接触部に油膜が安定して形成されにくくなり、局所的に金属接触が生じ易くなる。そして、金属接触に起因して、潤滑油が分解して水素が発生し易くなり、発生した水素が軌道輪及び転動体を構成する合金鋼に侵入して、前述した様な組織変化型剥離を発生し易くなる。又、歯車で動力を伝達する変速機の回転軸で、この回転軸に作用するトルクの方向が一時的に、或いは頻繁に変化する様な回転支持部分では、回転方向が変化する瞬間に、転動体の転動面と軌道輪の軌道面との間に大きな滑りが発生する。この為、転がり接触部の油膜切れに基づく金属接触が生じる事に起因して、潤滑油が分解して水素が発生し易くなり、発生した水素が軌道輪及び転動体を構成する合金鋼中に侵入し易くなる。従って、上述の様な回転支持部に組み込む、大型の転がり軸受では、潤滑油の使用に伴う組織変化型剥離の問題が顕著になり易い。
【０００７】
又、特許文献３には、Ｃｒ及びＭｏを多量に添加した合金鋼に、浸炭処理又は浸炭窒化処理を施して、水素による組織変化型剥離を遅延させる発明が記載されている。但し、ＣｒやＭｏ等の様な、炭化物生成元素の含有量が多くなると、熱処理条件によっては、浸炭処理及び浸炭窒化処理時に、表面のＣ濃度が、１．５％以上と高くなり易い。そして、高くなった場合には、ネット状炭化物と呼ばれる巨大な炭化物が、マルテンサイト組織以前の元来のオーステナイト粒界である、旧オーステナイト粒界に沿って生成され易くなる。この様なネット状炭化物が生成されると、このネット状炭化物に沿って、亀裂の発生や伝播が起こり易くなり、靱性が著しく低下してしまう。この為、高靭性を要求される、比較的大型の転がり軸受には、前記特許文献３に記載された技術を適用できない場合がある。
【０００８】
又、特許文献４には、Ｖを添加した鋼に、浸炭焼き入れ処理又は浸炭窒化焼き入れ処理を施す事により、微細なＶ系炭化物を析出させた軸受鋼を用いる事で、水素による組織変化型剥離を遅延させる発明が記載されている。但し、Ｖは高価な元素であり、Ｖを含有する合金鋼もコストが嵩む為、低コスト化が難しい。しかも、浸炭処理時又は浸炭窒化処理時に、旧オーステナイトの結晶粒径が粗大になって、この旧オーステナイトの粒界破壊により、疲労強度の確保が難しくなると言う問題がある。
【０００９】
更に、特許文献５には、組織変化の発生を抑制すると共に、亀裂が深さ方向に進展する事を抑制して、厳しい使用条件下でも長寿命化を図れる転がり軸受を実現する為の発明が記載されている。前記特許文献５に記載された発明は、外輪と内輪と各転動体とのうちの何れかの部材を、水素の侵入を遅延できるＣｒを２．５〜５．０質量％含有し、芯部での硬さを抑え、破壊靱性値を高く確保する事を意図している。この為に、前記特許文献５に記載された発明の場合には、前記何れかの部材を、Ｃを０．１５〜０．３０質量％、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏを適正量含有する合金鋼製とする。そして、浸炭窒化処理或いは浸炭処理、及び、焼き入れ焼き戻し処理により、前記何れかの部材の転がり接触面から所定深さＸ位置でのＣ＋Ｎ濃度、硬さ、残留オーステナイト量を適正値にする。
【００１０】
この様な特許文献５に記載された発明の場合、先に述べた特許文献１〜４に記載される等により知られた、従前の技術に比べれば、耐水素脆性を向上させて、組織変化の発生を抑制すると共に、亀裂が深さ方向に進展する事を抑制して、厳しい使用条件下でも長寿命化を図れる。但し、風力発電装置の主軸の回転支持部用の如く、極めて長期間（例えば２０〜３０年）に亙りメンテナンスフリーの状態で使用される、極めて厳しい条件下で使用される転がり軸受の場合には、より優れた耐久性の確保が望まれる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００２−３２７７５８号公報
【特許文献２】特開２００３−１０６３３８号公報
【特許文献３】特開２００５−３１４７９４号公報
【特許文献４】特開２００８−２８０５８３号公報
【特許文献５】特開２０１０−１９６１０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上述の様な事情に鑑みて、水素侵入に基づく組織変化の発生をより効果的に抑制して、より一層の長寿命化を図れ、厳しい使用条件下に於いても安定した運転が可能な回転支持部を構成できる転がり軸受を実現すべく発明したものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の対象となる転がり軸受は、第一、第二の両軌道輪と、複数個の転動体とを備える。
このうちの第一の軌道輪は、何れかの面に第一の軌道面を有する。
又、前記第二の軌道輪は、前記第一の軌道面と対向する面に第二の軌道面を有する。
更に、前記各転動体は、これら第一、第二の両軌道面同士の間に、転動自在に設けられている。
【００１４】
特に、本発明の転がり軸受の製造方法の場合には前記第一の軌道輪と前記第二の軌道輪と前記各転動体とのうちの少なくとも１種の部材を、Ｃ（炭素）を０．１０〜０．３０質量％、Ｓｉ（珪素）を０．２〜０．５質量％、Ｍｎ（マンガン）を０．２〜１．２質量％、Ｃｒ（クロム）を２．２〜４．５質量％、Ｍｏ（モリブデン）を０．１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残りをＦｅ（鉄）と不可避不純物とした鉄系合金（合金鋼）製とする。
【００１５】
尚、本発明の対象となる転がり軸受の場合には、表面に浸炭層又は浸炭窒化層を設け、表面から５０μｍの深さ位置のＣ濃度を１．５〜２．０質量％とする事ができる。且つ、この深さ位置での炭化物の最大粒径を１０μｍ以下、旧オーステナイトの粒径を２０μｍ以下とする。
又、好ましくは、前記少なくとも１種の部材中の、表面から５０μｍ位置の残留オーステナイト量を、３０〜６０容量％とする。
【００１６】
又、本発明の転がり軸受の製造方法の発明の場合には、先ず、前記組成を有する合金鋼製の素材を加工して中間素材とする。
その後、この中間素材に、図１に示す様な熱処理を施す。この熱処理では、先ず、図１のａ範囲でこの中間素材を９００〜１０００℃に加熱保持した状態で、所定時間（例えば１２〜２０時間）保持する事により、浸炭処理又は浸炭窒化処理を施す。浸炭処理を施す場合にはＣを多く含むガス雰囲気中で、浸炭窒化処理を施す場合にはＣ及びＮを多く含むガス雰囲気中で、それぞれ行う事は勿論である。次いで、図１のｂ範囲で、この浸炭処理又は浸炭窒化処理時の温度よりも１０℃以上高い温度で所定時間（例えば１〜３時間）保持する、拡散処理を施す。尚、この拡散処理の処理温度が１０１０℃を超えると、旧オーステナイト粒径が粗大化し易くなるので、好ましくは、前記処理温度を１０１０℃以下に抑える。
上述の様な拡散処理を行ったならば、次いで、図１のｃ範囲で８００〜８８０℃で所定時間（例えば１〜３時間）保持してから、室温まで急冷する（例えば焼き入れ油中に浸漬する油冷を施す）。その後、図１のｄ範囲で８００〜８８０℃で所定時間（例えば１〜２時間）保持してから室温まで急冷（油冷）する、焼き入れ処理を施す。次いで、図１のｅ範囲で１６０〜２００℃に加温した状態で所定時間（例えば１〜３時間）保持する、焼き戻し処理を施してから炉中又は炉外の空気中で冷却（徐冷）する。
そして、前記少なくとも１種の部材の表面に浸炭層又は浸炭窒化層を設けると共に、この部材の表面から５０μｍ位置で、Ｃ濃度を１．５質量％以上とし、且つ、炭化物の最大粒径を１０μｍ以下、旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下とする。
【００１７】
上述した様な本発明の転がり軸受の製造方法の発明を実施する場合に、例えば請求項２に記載した発明の如く、図２に示す様に、前記浸炭処理又は浸炭窒化処理後で前記拡散処理の前に、この図２のｆ範囲で、前記合金鋼のＡ１変態点以下の温度である、６２０〜７００℃で所定時間（例えば４〜１２時間）保持してから炉中又は炉外の空気中で常温まで冷却（徐冷）する工程を設定する事もできる。
更に、上述した様な本発明の転がり軸受の製造方法の発明を実施する場合に、好ましくは、請求項３に記載した発明の様に、前記少なくとも１種の部材中の、表面から５０μｍ位置の残留オーステナイト量を、３０〜６０容量％とする。
【００１８】
尚、本発明を実施する場合に関して、転がり軸受の構成部材である、前記第一、第二の両軌道輪と前記各転動体とのうちの何れの部材に本発明を適用するかに就いては、転がり軸受の構造及びサイズ（軸受名番）及び使用条件を勘案して決定する。具体的には、最も耐久性が劣る（最も剥離し易い部材）に就いて、本発明を適用すれば、転がり軸受全体としての耐久性を向上させられる。但し、そのままでは（本発明を適用しない場合には）最も耐久性が劣る部材に就いて本発明を適用して当該部材の耐久性を向上させた結果、他の部材の耐久性が当該部材の耐久性よりも劣ってしまう様な場合には、２種類以上の部材、更には総ての部材に就いて本発明を適用する事もできる。
【発明の効果】
【００１９】
上述の様に構成する本発明の転がり軸受の製造方法により造られた転がり軸受によれば、極めて厳しい条件下で使用される転がり軸受の場合でも、優れた耐久性を確保できる。即ち、本発明の場合には、転がり軸受の構成部材の表層部分の炭化物を、図３の（Ａ）に示す様に微細化している（最大粒径を１０μｍ以下に抑えている）。この為、この構成部材の破壊靭性を十分に大きくできると共に、組織変化型剥離に対しても、前述した特許文献５に記載された発明に対して、更なる耐久性向上効果を得られる。即ち、本発明の場合には、前記図３の（Ａ）と、従来の場合を示した同図の（Ｂ）とを比較すれば明らかな通り、前記構成部材の表層部分に微細な炭化物が多量に存在するので、この炭化物による水素のトラップ効果が優れたものとなる。要するに、前記構成部材の表層部分に、極めて多数の水素トラップサイトが存在し、その表面積の合計が広い状態となり、この構成部材内部への水素原子の侵入防止効果が非常に優れたものとなる。この結果、前記構成部材を構成する合金鋼中への水素の侵入に伴う組織変化（白色組織変化）を十分に抑えて、組織変化型剥離の発生を抑え、使用条件が厳しい場合でも十分な耐久性を確保できる。
【００２０】
そして、本発明の製造方法によれば、上述の様な、表面部分の炭化物を微細化した転がり軸受の構成部材を、安定して造れる。即ち、本発明の製造方法の場合には、この構成部材を、前述の様な組成を有する合金鋼製の中間素材に、所定の条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を施してから、この浸炭処理又は浸炭窒化処理よりも高い温度で拡散処理を施す事で、表面付近に生成された大きな炭化物を基地組織へと十分に溶かし込める。又、その後、８００〜８８０℃に保持した状態から急冷する事で、ネット状炭化物の生成を抑制すると共に、基地組織から析出するＣにより、均一で微細な炭化物を得る事ができる。更に、その後、８００〜８８０℃で焼き入れを行う事により、上述した一連の処理により粗大になった、旧オーステナイトの粒径を正常な大きさに戻す事ができる。
【００２１】
次に、本発明で、前記転がり軸受の構成部材のうち、前記組織変化を抑えるべき構成部材を構成する合金鋼の組成、並びに熱処理条件を、前述の様に規制した理由に就いて説明する。
先ず、合金鋼の組成を規制した理由に就いて説明する。
［Ｃ：０．１０〜０．３０質量％］
Ｃは、焼き入れによって合金鋼の基地組織に固溶し、その硬さを向上させる元素である。そこで、前記構成部材に必要な硬さを付与する為に添加する。
Ｃの含有量が０．１０質量％未満の場合には、例え、後から浸炭処理又は浸炭窒化処理を施したとしても、前記構成部材の芯部（浸炭処理又は浸炭窒化処理により硬化する表面層よりも深い部分で、深さの増大に伴って硬度が下がり切り、深さの変化に拘らず硬度が一定となった部分）の硬度が不足して、前記構成部材として必要な剛性を確保する事が難しくなる。
これに対して、Ｃの含有量が０．３０質量％を超えると、前記構成部材の硬度が全体として高くなり過ぎる。転がり軸受の構成部材は、相手部材と転がり接触する表面部分の硬度は十分に高くする必要があるが、芯部に関する限り、過度に高くせずに、靭性を確保する事が重要になる。Ｃの含有量が０．３０質量％を超えると、前記芯部に必要とされる靭性を確保する事が難しくなる。
そこで、前記合金鋼中のＣの含有量を０．１０〜０．３０質量％の範囲に規制する。
【００２２】
［Ｓｉ：０．２〜０．５質量％］
Ｓｉは、合金鋼の基地組織に固溶して焼き入れ性を向上させる。又、基地組織のマルテンサイトを安定化させ、水素による組織変化を遅延させて、前記構成部材の寿命を延長させる効果がある為に添加する。
Ｓｉの含有量が０．２質量％未満の場合には、前記焼き入れ性向上効果、及び、前記組織変化遅延効果を十分に得られない。
これに対して、Ｓｉの含有量が０．５質量％を超えると、浸炭性及び浸炭窒化性が低下し易くなる。
そこで、前記合金鋼中のＳｉの含有量を、０．２〜０．５質量％の範囲に規制した。
【００２３】
［Ｍｎ：０．２〜１．２質量％］
Ｍｎは、合金鋼の基地組織に固溶して焼き入れ性を向上させる。又、基地組織中のマルテンサイトを安定化させ、水素による組織変化を遅延させて、合金鋼により造られた構成部材の寿命を延長させる効果を有する。更に、熱処理後に残留オーステナイトを生成し易くする効果も有する。生成された残留オーステナイトは、合金鋼中の水素の拡散及び集積を遅延させる為、水素による組織変化が局所的に生じるのを遅延させ、前記合金鋼により造られた構成部材の寿命を延長させる効果を有する。
Ｍｎの含有量が０．２０質量％未満の場合には、上述した、組織変化を遅延させる等の効果を十分には得られない。
これに対して、Ｍｎの含有量が１．２０質量％を超えると、旧オーステナイト粒径が粗大化したり、残留オーステナイト量が過剰となる。旧オーステナイト粒径の粗大化は、靭性の低下や転がり疲れ寿命の低下の原因となる。又、オーステナイトはマルテンサイトに変態する際に膨張するので、残留オーステナイト量の過剰も、前記合金鋼により造られた構成部材の、形状及び寸法の安定性を阻害する事に繋がる。
そこで、前記合金鋼中のＭｎの含有量を、０．２〜１．２質量％の範囲に規制する。
尚、Ｍｎの含有量がこの範囲内であっても、Ｍｎの含有量が多い程、旧オーステナイト粒径が粗大化する傾向がある。従って、好ましくは、請求項４に記載した発明の様に、浸炭処理又は浸炭窒化処理の後に、６２０〜７００℃の温度で所定時間保持してから炉中で（炉冷により）、又は炉外空気中で（炉外空冷により）、常温まで冷却する事により、結晶粒を均一に微細化させる。
【００２４】
［Ｃｒ：２．２〜４．５質量％］
Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成する元素であり、前記構成部材を構成する合金鋼中への水素の侵入に伴う組織変化を抑える為の水素トラップサイトとして機能する炭化物を、より多く存在させる為に重要である。この様な炭化物を生成する機能は、炭化物生成元素であるＣｒ（及び次述するＭｏ）の含有量が多くなる程顕著になる。又、Ｃｒは、炭化物と、基地組織のマルテンサイトとを安定化させる機能も有する。この為、水素による組織変化が、より遅延されて、前記構成部材の寿命を延長させる効果を奏する。更に、Ｃｒは、合金鋼の基地組織に固溶して、焼き入れ性を向上させ、前記構成部材に必要とされる表面硬度を高める機能も果たす。
Ｃｒの含有量が２．２質量％未満の場合には、前記組織変化を遅延させる等の効果を十分に得られないだけでなく、生成された炭化物を微細化する（最大粒径を１０μｍ以下に抑える）効果も、十分には得られない。
これに対して、Ｃｒの含有量が４．５質量％を超えると、浸炭性及び浸炭窒化性が低下し易くなり、前記構成部材の表面硬度を十分に確保する事が難しくなる。又、Ｃｒは高価な元素であるから、過剰に添加すると、合金鋼の調達コストを徒に高くする。しかも、過剰に添加した場合には、焼き入れ温度を高くしないと所定の硬さを得られなくなる為、前記構成部材の生産性を低下させてしまう。
そこで、前記合金鋼中へのＣｒの含有量を、２．２〜４．５質量％の範囲に規制する。
【００２５】
［Ｍｏ：０．１〜１．０質量％］
Ｍｏは、上述したＣｒと同様に、Ｃと結合して炭化物を形成する元素であり、前記水素トラップサイトとして機能する炭化物をより多く存在させる為に重要である。又、Ｍｏは、炭化物と、基地組織のマルテンサイト及びオーステナイトとを安定化させる。この為、Ｍｏを添加する事により、水素による組織変化が遅延されて、前記構成部材の寿命を延長する事ができる。更に、Ｍｏは、合金鋼の基地組織に固溶して、焼き入れ性、及び、焼き戻し軟化抵抗性を向上させる為、焼き入れ後の表面硬度を高くできる。
Ｍｏの含有量が０．１質量％未満の場合には、前記組織変化を遅延させる等の効果が十分に得られないだけでなく、生成された炭化物を微細化する効果も、十分には得られない。
これに対して、Ｍｏの含有量が１．０質量％を超えると、合金鋼の被削性が低下する等により、前記構成部材の生産性が低下する。しかも、Ｍｏは高価な元素であるから、過剰に添加すると、合金鋼の調達コストを徒に高くする。
そこで、前記合金鋼中へのＭｏの含有量を、０．１〜１．０質量％の範囲に規制する。
【００２６】
次に、上述の様な組成を有する合金鋼の熱処理条件を規制した理由に就いて説明する。
［浸炭処理又は浸炭窒化処理：９００〜１０００℃で１２〜２０時間］
浸炭処理又は浸炭窒化処理は、前記構成部材の表面硬度を高めて、この構成部材の転がり疲れ寿命を確保する為に施す。
処理温度が９００℃未満では、ＣやＮの拡散速度を十分に確保できず、処理時間が徒に長くなって、前記構成部材の生産性を低下する。
これに対して、処理温度が１０００℃を超えると、旧オーステナイト粒が粗大化して、靭性の低下や転がり疲れ寿命低下の原因となる。
そこで、浸炭処理又は浸炭窒化処理の処理温度を９００〜１０００℃の範囲に規制する。
この処理温度に保持する時間に関しては、前記構成部材の形状及び大きさ（特に、表面積と厚さとの関係）に応じて、最適な浸炭又は浸炭窒化の深さとなる条件を選択する。本発明は、前述した様に、転動体の直径が３０mm以上となる様な比較的大型の転がり軸受に適用した場合に有効であるから、上述した温度範囲で処理する場合には、１２〜２０時間の範囲で行えば、所望の浸炭層又は浸炭窒化層を得られる。
前記処理時間が１２時間未満の場合には、得られる浸炭層又は浸炭窒化層の厚さが不十分となり、前記構成部材の転がり疲れ寿命を十分に確保できない。
これに対して、前記処理時間が２０時間を越えると、浸炭層又は浸炭窒化層の厚さに対して芯部の領域（厚さ、幅、又は直径）が小さくなり（浸炭層又は浸炭窒化層の厚さが過大となり）、靭性確保が難しくなる。
そこで、前記処理時間を１２〜２０時間の範囲に規制する。
但し、小型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記処理時間を１２時間未満とする事もできる。これに対して、超大型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記処理時間を、２０時間を越えて長くする事もできる。
前記浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する場合に、炉内に送り込むガスの種類及び濃度に就いては、最適なＣ量又はＣ＋Ｎ量を得る為に調整する。具体的には、プロパンやブタン等の炭化水素系ガスの流量を制御する事で浸炭層又は浸炭窒化層中のＣ濃度を、アンモニアガスの流量を制御する事で浸炭窒化層中のＮ濃度を、それぞれ調整する。この点に関しては、浸炭処理又は浸炭窒化処理の技術分野で周知の技術であるから、詳しい説明は省略する。
【００２７】
［拡散処理：浸炭処理又は浸炭窒化処理時の温度よりも１０℃以上高い温度で１〜３時間保持］
拡散処理は、本発明の特徴となる重要な要件であり、この拡散処理を行う事により、浸炭処理又は浸炭窒化処理時に前記構成部材の表面付近に過剰に析出した炭化物を基地組織のオーステナイト中に固溶させる。固溶したＣは、この基地組織内に均等に分布する。そして、前記拡散処理後に行う各熱処理でも、均一で微細な炭化物を得る事が可能となる。
この様な拡散処理は、前記浸炭処理又は浸炭窒化処理の後、この浸炭処理又は浸炭窒化処理時の温度よりも１０℃以上高い温度で１〜３時間行う。
前記浸炭処理又は浸炭窒化処理から拡散処理への温度上昇量が１０℃未満の場合には、十分な炭化物の溶け込み効果を得られず、表層部分の炭化物を十分に微細化する事が難しくなる。これに対して、前記拡散処理温度が１０１０℃を超えると、旧オーステナイト粒の粗大化が起こり易くなる。そこで、この拡散処理温度は、好ましくは、１０１０℃以下に抑える。
この様な拡散処理に於ける、浸炭処理又は浸炭窒化処理の温度よりも１０℃以上高い温度の保持時間に就いては、前記構成部材の形状及び大きさ（特に、表面積と厚さとの関係）に応じて適切に規制する。本発明は、前述した様に、転動体の直径が３０mm以上となる様な比較的大型の転がり軸受に適用した場合に有効であるから、保持時間を１〜３時間とすれば、均一で微細な炭化物を得られる。
但し、小型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記保持時間を１時間未満とする事もできる。これに対して、超大型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記処理時間を、３時間を越えて長くする事もできる。
【００２８】
上述の様な拡散処理は、前述の図１に記載した様に、前記浸炭処理又は浸炭窒化処理後にそのまま続けて行う事もできるし、やはり前述の図２にｆ範囲として記載した様に、前記浸炭処理又は浸炭窒化処理後で前記拡散処理の前に、前記合金鋼のＡ１変態点以下の温度である、６２０〜７００℃で所定時間（好ましくは４〜１２時間）保持してから炉中（炉冷により）で、又は炉外空気中で（炉外空冷により）、常温まで冷却（徐冷）する工程を設定する事もできる。即ち、浸炭処理又は浸炭窒化処理の温度が高く、高温から冷却する場合や、前述した様にＭｎの含有量が多い場合等は、旧オーステナイト粒径の粗大化が起こり易く、金属組織にむらが生じる場合がある。
上述の様な拡散処理工程を設定すれば、オーステナイトからセメンタイト、パーライト、フェライトへの変態処理を完全に完了させる事ができる為、旧オーステナイト粒径を均一に微細化する事ができる。前記拡散処理の最適な処理温度は合金成分により異なるが、６２０℃未満の場合や７００℃を超える場合には、処理時間が長くなり、生産性を阻害する。
【００２９】
何れの場合でも、拡散処理後は、８００〜８８０℃で所定時間（例えば１〜３時間）保持してから、室温まで急冷する（例えば焼き入れ油中に浸漬する油冷を施す）。この工程のうち、８００〜８８０℃に保持する工程は、続いて行う冷却時に基地組織からＣが析出する事を抑え、又、析出したＣに関しても、均一で微細な炭化物とすると共に、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、更に、急冷（油冷）時の割れを抑制する為に行う。拡散処理後の保持温度が８００℃未満の場合には、基地組織から析出するＣによる炭化物の成長が起こり、拡散処理の効果が十分に得られない。要するに、基地組織から析出するＣによる表層部分の炭化物を十分に微細化する事が難しくなる。これに対して、前記温度上昇量が８８０℃を超えると、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果を十分に得られず、この旧オーステナイトの粒界破壊により、疲労強度や靭性の確保が難しくなる。
上述の様に、拡散処理後に８００〜８８０℃に保持する保持時間に就いても、前記構成部材の形状及び大きさ（特に、表面積と厚さとの関係）に応じて適切に規制し、前述の様な比較的大型の転がり軸受に適用する場合には保持時間を１〜３時間とする。
但し、小型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記保持時間を１時間未満とする事もできるし、超大型の転がり軸受用の構成部材を処理する場合には、前記処理時間を、３時間を越えて長くする事もできる。
【００３０】
［焼き入れ処理：８００〜８８０℃で１〜２時間保持してから室温まで急冷］
この焼き入れ処理は、前記構成部材の表面硬度を高くする為に行うもので、この構成部材を８００〜８８０℃の温度に１〜２時間保持した後、焼き入れ油中に浸漬（油冷）する事により行う。焼き入れ温度が８００℃未満の場合には、焼き入れ後の表面硬度が不足して、十分な転がり疲れ寿命を確保する事が難しくなる。これに対して、焼き入れ温度が８８０℃を超えると、前記構成部材中の残留オーステナイト量が過剰になったり、旧オーステナイト粒の粗大化が生じたりして、前記構成部材に必要とされる疲労強度や靭性の確保が難しくなる。そこで、焼き入れ温度を８００〜８８０℃の範囲に規制する。
尚、処理時間に関しては、前記構成部材の形状及び大きさに応じて適切に規制する。
【００３１】
［焼き戻し処理：１６０〜２００℃に加温した状態で１〜３時間保持］
この焼き戻し処理は、前記構成部材に必要とされる靭性を確保する為に行うもので、この構成部材を１６０〜２００℃の温度に１〜３時間保持した後、空冷或いは炉冷する事により行う。焼き戻し温度が１６０℃未満の場合には、必要とされる靭性の確保が難しくなる事に加えて、合金鋼の組織が水素に対して敏感となり、水素による組織変化が生じ易くなる。これに対して、２００℃を超えると、残留オーステナイト量が低下し、水素による組織変化を遅延させる効果を十分に得られなくなる。そこで、焼き戻し温度を１６０〜２００℃の範囲に規制する。
尚、処理時間に関しては、前記構成部材の形状及び大きさに応じて適切に規制する。
【００３２】
［表面から深さ５０μｍ位置のＣ量（Ｃ濃度）及び表層部の炭化物の大きさ：１．５〜２．０質量％、１０μｍ以下］
この条件は、転がり軸受の運転時に前記構成部材中に侵入した水素原子をトラップして、この構成部材に組織変化型剥離が発生するのを抑える為に重要である。
即ち、この組織変化型剥離の原因となる水素は、潤滑剤（潤滑油）の分解により発生して、前記構成部材の表面（軌道面又は転動面）から合金鋼中に侵入し拡散する。そして、この合金鋼中に拡散した水素は、剪断応力の最も高い位置に局所的に集積して、組織変化を加速させて剥離へと至る。
一方、窒化物や炭化物は水素原子をトラップする為、前記表面から深さ５０μｍ位置、即ち、表面付近に窒化物や炭化物を形成する事によって、表面から侵入する水素が、内部の（深さ５０μｍよりも深部の）、剪断応力が最も高い位置に拡散する事を抑える（表面部分に水素をトラップする）効果がある。
本発明の場合には、このうちの炭化物によるトラップ効果を十分に得る為に、前記Ｃ量と炭化物の大きさとを規定している。即ち、このトラップ効果は、前述した浸炭処理又は浸炭窒化処理後のＣ量が多く、微細な炭化物が多量に析出している（全炭化物の表面積の合計が広い）程高くなり、水素による組織変化を十分に抑制できる。
そこで、本発明の場合には、表面から深さ５０μｍ位置のＣ量を１．５％以上とする。
但し、浸炭処理又は浸炭窒化処理後のＣ量が、１．５％以上と高い場合には、従来の熱処理方法では、基地組織内に溶け込み切れないＣが炭化物として析出して成長し、炭化物の粒径が大きくなってしまう。前述した様に、粒径の大きな炭化物が、旧オーステナイト粒界に沿って多量に生成されて、ネット状炭化物と呼ばれる状態になると、炭化物に沿って亀裂の発生や伝播が容易に起こり、靭性が著しく低下してしまう。
特に本発明で転がり軸受の構成部材を造る合金鋼は、Ｃｒの含有量が２．２〜４．５質量％、Ｍｏの含有量が０．１〜１．０質量％と、炭化物生成元素が多量に含まれている為、炭化物が大きくなり易い。
これに対して本発明の場合には、前記拡散処理を施す事により、前記炭化物生成元素を多量に含む合金鋼を使用し、浸炭処理又は浸炭窒化処理後のＣ量が１．５％以上になる場合でも、大きな炭化物がなく、微細な炭化物を均一に生成可能とした。即ち、前記拡散処理を施さない場合には、図３の（Ｂ）に示す様に、合金鋼中に粒径の大きな炭化物（ネット状炭化物）が生成されるのに対して、前記拡散処理を施す事により、図３の（Ａ）に示す様に、微細且つ均一な炭化物を多数生成可能とした。前述した様に、この様な微細且つ均一な炭化物は、優れた水素トラップ効果を奏する。そして、水素による組織変化型剥離を抑えて、前記構成部材の耐久性向上を図れる。
この様な効果は、炭化物の総量が同じである場合には、各炭化物の粒径が小さい程優れたものとなる。具体的には、各炭化物の粒径の最大値が１０μｍ以下の場合に、従来に比べて顕著な効果を得られる。言い換えれば、最大粒径が１０μｍを越える様な、大きな炭化物が多量に生成されると、上述した効果は得られない。尚、以上の説明から明らかな通り、炭化物の粒径は小さい程好ましいので、この粒径の最小値は、特に規制しない。
【００３３】
［表面から深さ５０μｍ位置の残留オーステナイト量：３０〜６０容量％］
この部分の残留オーステナイトは、応力集中部に水素が局所的に集積するのを遅延させ、水素による組織変化型剥離を抑えて、前記構成部材の耐久性向上を図る為に、多量に存在させる。
即ち、金属組織中の残留オーステナイトは、合金鋼の基地組織であるマルテンサイトと結晶構造が異なっており、その結晶構造により水素の拡散定数を低下させる効果を有する。従って、前記表面から深さ５０μｍ位置までの残留オーステナイト量を多くすれば、表面から侵入してくる水素の拡散速度を低下させる事ができて、前記組織変化型剥離の抑制により、前記構成部材の耐久性向上を図れる。
この様な効果は、前記位置での残留オーステナイト量が３０容量％未満の場合には十分には得られない。これに対して、前記位置での残留オーステナイト量が６０容量％を超えると、前記構成部材の、形状及び寸法の安定性を阻害する事に繋がる。即ち、前述した様に、オーステナイトはマルテンサイトに変態する際に膨張するので、残留オーステナイト量が過剰な場合には、前記構成部材の形状及び寸法の安定性の確保が難しくなる。
そこで、前記位置での残留オーステナイト量を、３０〜６０容量％の範囲に規制した。
尚、この位置での残留オーステナイト量は、合金鋼の成分を規制すると共に、Ｃ量又はＣ＋Ｎ量と焼き入れ処理、及び、焼き戻し処理の条件とを制御する事により、適切に規制できる。一般的に、基地組織中への炭素の溶け込み量が多い程、残留オーステナイト量は増加する為、Ｃ量又はＣ＋Ｎ量が多い程、焼き入れ温度が高い程、焼き戻し温度が低い程、それぞれ残留オーステナイト量が増加する傾向になる。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】本発明のうちで、請求項３に対応する製造方法の熱処理の実施状況を示す線図。
【図２】同じく請求項４に対応する製造方法の熱処理の実施状況を示す線図。
【図３】本発明の場合（Ａ）及び従来の場合（Ｂ）に就いて、転がり軸受の構成部材を構成する合金鋼の表面層部分に存在する炭化物の大きさを比較する為の顕微鏡写真。
【図４】本発明の対象となるラジアル玉軸受の部分切断斜視図。
【図５】同じくラジアル円すいころ軸受の部分切断斜視図。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
本発明の特徴は、転がり軸受を構成する部材の組成、所定位置のＣ濃度、炭化物の粒径、旧オーステナイト粒径、残留オーステナイト量、これら各特性を得る為の熱処理方法を工夫する事により、水素による組織変化型剥離を抑えて、前記構成部材の耐久性向上を図る点にある。転がり軸受の構造自体は、前述の図４に示したラジアル玉軸受１、図５に示したラジアル円すいころ軸受８等、従来から広く知られている各種転がり軸受と同様であるから、重複する説明は省略する。
【実施例１】
【００３６】
本発明の効果を確認する為に行った実験に就いて説明する。
実験では、下記の表１にＡ〜Ｍで記載した、互いに組成が異なる１３種類の合金鋼を用意した。
【表１】
0005991026.tif 000002
この表１中、括弧書きで示した数値は、本発明の技術的範囲から外れる値である。
実験では、前記表１に記載した合金鋼にそれぞれ所定の成形加工及び熱処理を施す事により、シャルピー試験片と、呼び番号が６３１７の単列深溝型のラジアル玉軸受用の内輪（内径：８５mm、幅：４１mm）とを造った。そして、このうちのシャルピー試験片を使用して靭性の評価試験を、内輪を用いて転がり寿命の評価試験を、それぞれ行った。以下、それぞれの加工条件、試験条件、及び、試験結果に就いて説明する。
【００３７】
［靭性評価試験］
この靭性評価試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２：２００５に規定されている、「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」により実施した。この為に使用するシャルピー試験片を得る為に、前記表１中の「鋼種Ａ」又は「鋼種Ｌ」により作られた素材に切削加工を施して所定形状の中間素材とした後、この中間素材に、下記の表２に記載した熱処理を施して、本発明の技術的範囲に属する７種類の試験片（実施例１〜７）と、本発明の技術的範囲から外れる７種類の試験片（比較例１〜７）とを作成した。
【００３８】
【表２】
0005991026.tif 000003
この表２中の数値に関しても、括弧書きで示した数値等は、本発明の技術的範囲から外れる値等である。
【００３９】
尚、この表２中に記載した浸炭処理又は浸炭窒化処理は、この表２に記載した温度に１４時間保持する事により行った。何れの場合も、ガス濃度は、浸炭処理ではプロパンの流量を０．０２５ｍ３／ｈとし、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を０．０２５ｍ３／ｈ、アンモニアの流量を０．１ｍ３／ｈとした。
又、浸炭処理又は浸炭窒化処理後は、比較例１を除き、それぞれ前記表２に記載した温度で、２時間保持する拡散処理を行った。但し、実施例２、７に就いては、それぞれ表２に記載した温度で１０時間保持してから常温まで炉冷した後に、拡散処理を行った。拡散処理後は、比較例２、３を除き、それぞれ表２に記載した温度で２時間保持した後に油冷した。比較例２は、拡散処理後、直ちに油冷し、比較例３は、拡散処理後、温度保持をせずにそのまま炉冷した。
又、焼き入れ処理として、それぞれの試験片を表２に記載した温度で、１．５時間保持した後、室温まで油冷した。更に、焼き戻し処理として、それぞれ表２に記載した温度で２時間保持した後、室温まで空冷した。
これら一連の熱処理後に、研削加工と仕上げ加工とをそれぞれ施して、切り欠き形状が１０ＲＣノッチで、大きさが１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍである、１５種類のシャルピー試験片を得た。
【００４０】
前記表２に記載した１４種類の試験片のうち、実施例１〜７として記載した７種類の試験片は、本発明の技術的範囲に属する組成を有する合金鋼に、やはり本発明の技術的範囲に属する熱処理を施し、表面から深さ５０μｍ位置のＣ量、炭化物の大きさ、残留オーステナイト量、旧オーステナイト粒径に関しても、何れも本発明の技術的範囲内である。そして、前記実施例１〜７の試験片は、シャルピー衝撃値が、何れも４０Ｊ／ｃｍ２以上と高く、優れた靭性を有する事が確認された。
これに対して、比較例１〜７は何れも、括弧書きで示した何れかの要件が本発明の技術的範囲から外れており、シャルピー衝撃値が最大でも３０Ｊ／ｃｍ２と、上述した各実施例と比較して低く、靭性が劣っていた。
この理由は次の通りと考えられる。先ず、比較例１は拡散処理を行っていない為、比較例３は拡散処理後炉冷した為、比較例４は拡散処理温度の上昇量が少ない為、比較例５は拡散処理後の保持温度が低い為、何れも炭化物の最大粒径が大きく、靭性が低下したものと考えられる。又、比較例２は拡散処理後油冷した為、比較例６は浸炭処理温度、拡散処理後の保持温度、焼き入れ温度が高い為、旧オーステナイト粒径が大きくなり、靭性が低下したものと考えられる。更に、比較例７は合金鋼の組成中、Ｃ量が本発明の技術的範囲外（過剰）であった為、芯部の硬さが過剰となって靭性が低下したものと考えられる。
【００４１】
［転がり疲れ寿命評価試験］
この試験では、呼び番号が６３１７である単列深溝型のラジアル玉軸受（内径：８５mm、外径：１８０mm、幅：４１mm、玉径：３０．２mm）の内輪のみを、前記表１に記載した１３種類の合金鋼のうち、Ｌを除く１２種類の合金鋼により造り、外輪及び玉に就いては、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５に規定する、ＳＵＪ２により造った。この理由は、本実施例で行った評価試験条件では、内輪の外周面に設けた内輪軌道が最も条件が厳しく、剥離し易い為である。尚、比較例９は、比較の為、内輪もＳＵＪ２（合金鋼Ｍ）により造った。
【００４２】
【表３】
0005991026.tif 000004
【００４３】
この表３に実施例８〜１９、比較例８〜２０として記載した、合計２５種類の試験片（内輪）を造る為に、鋼材（押し出し鋼棒）を所定の大きさに切断して得られた素材に、熱間ローリング加工、球状化焼鈍、及び旋削加工を施して、試験片である内輪の形状とした後、前記の表３に示した条件で熱処理を行った。具体的には、浸炭処理又は浸炭窒化処理は、この表３に記載した温度に１４時間保持する事により行った。何れの場合も、ガス濃度は、浸炭処理ではプロパンの流量を０．０２５ｍ３／ｈとし、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を０．０２５ｍ３／ｈ、アンモニアの流量を０．１ｍ３／ｈとした。
又、浸炭処理又は浸炭窒化処理後は、比較例１４を除き、表３に記載した温度でそれぞれ２時間保持する拡散処理を行った。但し、実施例９、１４、１７、及び、比較例１２、２０に関しては、表３に記載した温度でそれぞれ１０時間保持して常温まで炉冷した後に、拡散処理を行った。拡散処理後は、比較例１５、１６を除き表３にそれぞれ示す温度で２時間保持した後に油冷した。比較例１５は拡散処理後油冷、比較例１６は拡散処理後炉冷を行った。
【００４４】
又、焼き入れ処理として、それぞれの試験片を表３に記載した温度で、１．５時間保持した後、室温まで油冷した。更に、焼き戻し処理として、それぞれ表３に記載した温度で２時間保持した後、室温まで空冷した。
これら一連の熱処理後に、研削加工と仕上加工とをそれぞれ施して得られた、試験片である内輪を、外輪、玉、保持器と組み合わせて、呼び番号が６３１７であるラジアル玉軸受とした。尚、内輪の厚さは１４．７５mm、軌道溝の最奥部と内輪の内周面との間の距離（内輪中央部の最も薄くなった部分の径方向厚さ）は８．６７mmである。
【００４５】
上述の様な試料を使用して行う転がり疲れ寿命評価試験の条件は、下記の通りである。
ラジアル荷重    ：    ５３．２ｋＮ
回転条件        ：    内輪回転
回転速度        ：    ２０００min-1
潤滑条件        ：    高トラクション油（トランスミッション用合成油）の強制循環
又、試験片である内輪は、各種毎に３個ずつ、合計７５個造り、それぞれに就いて上述した条件で転がり疲れ寿命試験を施し、その平均寿命を求め、この平均寿命を、それぞれ実施例８〜１９、比較例８〜２０の転がり疲れ寿命として、前記表の寿命比の欄に記載した。尚、この寿命比とは、比較例８の、鋼種Ｍ（ＳＵＪ２製）の内輪を組み込んだラジアル玉軸受の転がり疲れ寿命を１．０とした場合に於ける、各実施例及び比較例の転がり疲れ寿命の比である。又、転がり疲れ寿命試験では、剥離が発生したラジアル玉軸受は、剥離は総て内輪外周面の内輪軌道部分で発生し、且つ、剥離部には白色組織が観察された。
【００４６】
前記表３にその結果を示した転がり疲れ寿命評価試験に関して、実施例８〜１９は、何れも本発明の技術的範囲内の合金鋼により内輪を造っており、熱処理条件も、本発明の技術的範囲内である。更に、表面から深さ５０μｍ位置のＣ量、炭化物の大きさ、残留オーステナイト量、旧オーステナイト粒径に関しても、何れも本発明の技術的範囲内であった。この為、何れのラジアル玉軸受も、比較例８の標準的なラジアル玉軸受との比較で、寿命が５倍以上延長し、剥離も生じなかった。尚、前記実施例８〜１９に関する試験は、途中で打ち切った。
【００４７】
これに対して、比較例８〜２０は、何れも前記実施例８〜１９と比較して、転がり疲れ寿命が短く、試験後に行った内輪断面の金属組織の観察で、水素による組織変化が観察された。その理由は、それぞれ次の様に考えられる。
先ず、比較例８〜１３は、何れも内輪を構成する合金鋼の成分が、本発明の技術的範囲外のものである。このうちの比較例８は、標準的なＳＵＪ２製のラジアル玉軸受であり、Ｃ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、表面から深さ５０μｍ位置のＣ量、残留オーステナイト量が、何れも本発明の技術的範囲外であった。又、ずぶ焼き鋼である為、芯部の硬さが過剰で、靭性も低かった。
【００４８】
又、比較例９はＣ量とＣｒ量とが、比較例１０はＭｏ量が、それぞれ本発明に使用する合金鋼よりも少ない為、炭化物の量が不足して水素のトラップ効果を十分に得られず、寿命が短い。
又、比較例１１は、Ｓｉ量が本発明に使用する合金鋼よりも多く、浸炭性が低下した為、表面から深さ５０μm位置のＣ量が低く、寿命が短い。
又、比較例１２は、Ｍｎ量とＭｏ量とが本発明に使用する合金鋼よりも多い為、旧オーステナイト粒径が大きく、寿命が短い。又、表面から深さ５０μｍ位置の残留オーステナイト量も多い為、寸法安定性も悪い。
又、比較例１３は、Ｓｉ量とＭｎ量とが、それぞれ本発明に使用する合金鋼よりも少ない為、表面から深さ５０μｍ位置の残留オーステナイト量が少なく、寿命が短い。
【００４９】
更に、比較例１４〜２０は、何れも熱処理条件が本発明の技術的範囲外である。
このうちの比較例１４は拡散処理を行っていない為、比較例１６は拡散処理後炉冷した為、比較例１７は拡散処理温度の上昇量が少ない為、比較例１８は拡散処理後の保持温度が低い為、炭化物のサイズが大きく水素のトラップ効果が十分に得られず、何れも寿命が短い。
又、比較例１５は拡散処理後油冷した為、比較例１９は浸炭処理温度、拡散処理後の保持温度、焼き入れ温度が高い為、旧オーステナイト粒径が大きく、寿命が短い。
又、比較例２０は、焼き戻し温度が高い為、表面から深さ５０μｍ位置の残留オーステナイト量が少なく、寿命が短い。
【産業上の利用可能性】
【００５０】
本発明の転がり軸受は、水素が侵入し易い条件でも、水素による組織変化を抑制しつつ、優れた破壊靭性により、転動疲労寿命を向上させる事が可能である。この為、本発明の転がり軸受は、潤滑剤として潤滑油が用いられると共に高い靭性が要求される、転動体直径が３０ｍｍ以上となる、比較的大きいサイズの転がり軸受が使用される、風力発電装置の主軸、或いは、変速機、建設機械、産業用ロボットを構成する回転軸等を支持する為に使用される転がり軸受として最適である。
但し、本発明はこれらの用途に限られず、様々な用途の転がり軸受に広く適用可能であり、又、単列深溝型ラジアル玉軸受に限らず、ラジアル型、アキシャル型を含んで、玉軸受の他、円すいころ軸受、円筒ころ軸受、自動調心ころ軸受等にも広く適用可能である。
【符号の説明】
【００５１】
１    ラジアル玉軸受
２、２ａ  外輪軌道
３、３ａ  外輪
４、４ａ  内輪軌道
５、５ａ  内輪
６    玉
７、７ａ  保持器
８    ラジアル円すいころ軸受
９    円すいころ
１０    大径側鍔部
１１    小径側鍔部
【図１】
0005991026.tif 000005
【図２】
0005991026.tif 000006
【図４】
0005991026.tif 000007
【図５】
0005991026.tif 000008
【図３】
0005991026.tif 000009