(57)【要約】【課題】  転動疲労に対して長寿命であり、かつ高い割れ強度を有し、かつ経年寸法変化率の増大が抑制された軸受部品、その熱処理方法および転がり軸受を提供する。【解決手段】  軸受部品の鋼をＡ1変態点を超える温度Ｔ1に加熱した後、Ａ1変態点未満の温度に冷却し、その後、Ａ1変態点以上で上記の加熱温度Ｔ1より低い焼入れ温度域に、軸受部品の表面から深さ２ｍｍの位置での昇温速度が３℃／分以上となるように再加熱し、焼入れを行なう。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
軸受部品の熱処理方法であって、前記軸受部品の鋼のＡ1変態点を超える温度で熱処理した後、Ａ1変態点未満の温度に冷却し、その後、前記Ａ1変態点以上で前記熱処理の温度未満の焼入れ温度域に、前記軸受部品の表面から深さ２ｍｍの位置での昇温速度が３℃／分以上となるように再加熱し、焼入れを行なう、軸受部品の熱処理方法。
【請求項２】
前記Ａ1変態点を超える温度での熱処理が浸炭窒化処理であって、前記焼入れ温度域が７９０℃〜８３０℃の温度域である、請求項１に記載の軸受部品の熱処理方法。
【請求項３】
前記請求項１または２に記載の軸受部品の熱処理方法が行われ、オーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超える、軸受部品。
【請求項４】
前記軸受部品の鋼が、浸炭窒化処理された表層以外の部分で、炭素を０．６〜１．２重量％、ケイ素を０．１５〜１．１重量％、マンガンを０．３〜１．５重量％含む、請求項３に記載の軸受部品。
【請求項５】
前記軸受部品の鋼が、さらに、２．０重量％以下のクロムを含む、請求項４に記載の軸受部品。
【請求項６】
前記オーステナイト結晶粒が整粒から構成される、請求項３〜５のいずれかに記載の軸受部品。
【請求項７】
前記軸受部品が、転がり軸受における軌道輪および転動体の少なくとも一方である、請求項３〜６のいずれかに記載の軸受部品。
【請求項８】
前記請求項３〜７のいずれかの軸受部品を含む、転がり軸受。
【請求項９】
前記請求項１または２に記載の熱処理方法に用いられる熱処理装置であって、無限軌道状に前記軸受部品を連続的に前方側から後方側へと搬送する搬送部と、前記前方側と後方側との間に位置し、前記搬送される軸受部品を前記熱処理の温度未満の焼入れ温度域に再加熱する加熱手段を備える本体部と、前記本体部の後方側に配置され、前記搬送部から送り出される前記軸受部品を焼き入れる冷却媒体を貯留するための冷却媒体槽とを備えている、熱処理装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、転動疲労に対し長寿命で、かつ高い耐割れ強度や耐経年寸法変化が必要とされる部位に用いられる軸受部品、その熱処理方法、熱処理装置および転がり軸受に関し、より具体的には、減速機、ドライブピニオンやトランスミッション用軸受に用いられる軸受部品、その熱処理方法、熱処理装置および転がり軸受に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
軸受部品の転動疲労に対して長寿命を与える熱処理方法として、焼入れ加熱時の雰囲気ＲＸガス中にアンモニアガスを添加するなどして、その軸受部品の表層部に浸炭窒化処理を施す方法がある（たとえば特許文献１、２参照）。この浸炭窒化処理を用いることにより、ミクロ組織中に残留オーステナイトを生成させ、転動疲労寿命を向上させることができる。
【特許文献１】特開平８−４７７４号公報
【特許文献２】特開平１１−１０１２４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、上記の浸炭窒化処理方法は拡散処理のため、長時間高温に保持する必要があるので、割れ強度の向上を図ることは困難である。また、残留オーステナイトの増加による経年寸法変化率の増大も問題となる。
【０００４】
一方、転動疲労に対して長寿命を確保し、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率の増大を防ぐには、鋼の合金設計によって行なうことが可能である。しかし合金設計によると、原材料コストが高くなるなどの問題点が発生する。
【０００５】
今後の軸受部品には、使用環境の高荷重化、高温化に伴い、従来よりも、大きな荷重条件でかつより高温で使用できる特性を備えることが要求される。このため、転動疲労に長寿命で、高強度、かつ高い寸法安定性を有する軸受部品が必要になる。
【０００６】
本発明は、転動疲労に対して長寿命であり、かつ高い割れ強度を有し、かつ経年寸法変化率の増大が抑制された軸受部品、その熱処理方法、熱処理装置および転がり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】
【０００７】
本発明の軸受部品の熱処理方法は、軸受部品の熱処理方法であって、軸受部品の鋼のＡ1変態点を超える温度で熱処理した後、Ａ1変態点未満の温度に冷却し、その後、Ａ1変態点以上で上記の熱処理の温度未満の焼入れ温度域に、軸受部品の表面から深さ２ｍｍの位置での昇温速度が３℃／分以上となるように再加熱し、焼入れを行なう（請求項１）。
【０００８】
この構成により、上記の熱処理後、Ａ1変態点未満の温度に冷却した後に上記加熱温度より低い温度に加熱して最終的な焼入れを行うので、オーステナイト粒径を細かくすることができる。とくに２回目の低温焼入れのための加熱の際、昇温速度を３℃／分以上とすることにより、オーステナイト粒を混粒にすることなく微細粒とすることができる。とくに注意すべきことは、上記の方法によれば軸受部品の内部も表層部と同じ程度に微細化できることである。ここで、オーステナイト粒とは、焼入れ前のオーステナイト粒の粒界が焼入れ後もその跡が残っており、この焼入れ後に残っている跡から得られるオーステナイト粒をさす。また、昇温速度は、Ａ1変態点から焼入れ温度域の焼入れ温度までの平均昇温速度とする。
【０００９】
通常、非常に微細なオーステナイト粒を得ようとすると、微細な粒と粗大な粒とが混在した混粒となりやすい。微細なオーステナイト粒を得ようとするとき混粒になりやすい現象は、オーステナイト粒界の界面エネルギーが増大することから熱力学的に説明される。オーステナイト粒が混粒になると、その機械的性質は粗大な粒によって決まってしまい、折角、大部分の領域で微細粒を得ても機械的性質の向上はそれほど期待できない。
【００１０】
混粒を避けるためには上記の昇温速度がとくに重要であり、上記の昇温速度が３℃／分未満の場合、混粒になりやすい。このため、上記昇温速度を３℃／分以上とする。より好ましくは７℃／分以上とする。また、上記のＡ1変態点を超える温度で熱処理することの中には、単に加熱すること、浸炭窒化処理することなどが含まれる。
【００１１】
上記の製造方法を用い、混粒を避け微細なオーステナイト粒を得ることにより、シャルピー衝撃値、破壊靭性値、割れ強度、転動疲労寿命などを向上させることができる。なお、混粒ではなくほぼ揃った粒からなる組織を整粒、または整粒組織という。整粒と混粒との区別はあとで説明する。
【００１２】
なお、軸受部品用の鋼とは、軸受部品に通常用いられる鋼であって、普通焼入れなどの熱処理が適用されて用いられる鋼である。
【００１３】
また、上記のＡ1変態点を超える温度での熱処理が浸炭窒化処理であって、上記の焼入れ温度域を、７９０℃〜８３０℃の温度域としてもよい（請求項２）。
【００１４】
上記のようにＡ1変態点を超える温度での熱処理を浸炭窒化処理とした場合には、整粒の微細オーステナイト粒を得ることのほかにさらに、たとえばオーステナイトが変態する温度にまで冷却することにより、浸炭窒化処理の際のオーステナイト粒界と最終焼入れの際のオーステナイト粒界とを無関係にすることができる。浸炭窒化処理の際のオーステナイト粒界には、その粒界に沿って炭化物や窒化物が析出している領域がある。このため、そのまま焼入れの際のオーステナイト粒界に引き継がれると、その領域では、炭化物や窒化物は、オーステナイト粒界に沿ったまま残存する。このようなオーステナイト粒界に沿う炭化物や窒化物は、縁の部分が刃状になる傾向があり、応力集中度を増大させ、転動疲労における割れ起点になりやすいと考えられる。本発明の熱処理方法によれば、浸炭窒化処理の際にその時点のオーステナイト粒界に炭化物や窒化物が析出する。しかし、オーステナイトが変態した後、再加熱してオーステナイト化した時点にできるオーステナイト粒界は浸炭窒化処理時のオーステナイト粒界とは、通常、無関係である。このため、浸炭窒化処理時に生成した炭化物や窒化物は、縁の部分が、（炭化物/マトリックス）界面を減らすために厚く丸みを帯びる傾向がある。この結果、炭化物や窒化物は、耐摩耗性や高温での変形抵抗向上などに寄与しながら、割れ起点として作用しにくくなる。
【００１５】
また、上記の焼入れ温度域を採用することにより、オーステナイト結晶粒の成長が生じにくい温度に再加熱して焼入れするので、オーステナイト粒径を細かくすることができる。
【００１６】
本発明の軸受部品は、上記のいずれかの軸受部品の熱処理方法が行われ、オーステナイト結晶粒の粒度番号が１０番を超えるようにしてもよい（請求項３）。
【００１７】
オーステナイト粒の粒度番号を１０番（ＪＩＳ規格）を超えるように微細化し、かつ整粒とすることにより、転動疲労強度のみならず、シャルピー衝撃値、破壊靭性値、圧壊強度などを向上させることができる。上記の効果は、浸炭窒化処理をする場合には浸炭窒化処理後、オーステナイト変態進行または終了温度まで冷却した場合、オーステナイト粒径の微細化だけでなく、焼入れ時のオーステナイト粒界が炭化物や窒化物から離脱することによる炭化物や窒化物の縁部の形状が刃状でなくなる変化も寄与していると考えられる。
【００１８】
本発明の軸受部品の鋼は、浸炭窒化処理された表層以外の部分で、炭素を０．６〜１．２重量％、ケイ素を０．１５〜１．１重量％、マンガンを０．３〜１．５重量％含むことができる（請求項４）。
【００１９】
上記の構成において、炭素が１．２重量％を超えると、球状化焼鈍を行っても素材硬度が高いので冷間加工性を阻害し、冷間加工を行う場合に十分な冷間加工量と、加工精度を得ることができない。また、浸炭窒化処理時に過浸炭組織になりやすく、割れ強度が低下する危険性がある。他方、炭素含有量が０．６重量％未満の場合には、所要の表面硬さと残留オーステナイト量を確保するのに長時間を必要としたり、再加熱後の焼入れで必要な内部硬さが得られにくくなる。
【００２０】
Ｓｉ含有率を０．１５〜１．１重量％とするのは、Ｓｉが耐焼戻し軟化抵抗を高めて耐熱性を確保し、異物混入潤滑下での転がり疲労寿命特性を改善することができるからである。シリコン含有率が０．１５重量％未満では異物混入潤滑下での転がり疲労寿命特性が改善されず、一方、１．１重量％を超えると焼きならし後の硬度を高くしすぎて冷間加工性を阻害する。
【００２１】
Ｍｎは浸炭窒化層と芯部の焼入れ硬化能を確保するのに有効である。Ｍｎ含有率が０．３重量％未満では、十分な焼入れ硬化能を得ることができず、芯部において十分な強度を確保することができない。一方、Ｍｎ含有率が１．５重量％を超えると、硬化能が過大になりすぎ、焼きならし後の硬度が高くなり冷間加工性が阻害される。
【００２２】
本発明の軸受部品の鋼は、さらに、２．０重量％以下のクロムを含むことができる（請求項５）。
【００２３】
上記のように、さらに、２．０重量％以下のクロムを含むことにより、表層部においてクロムの炭化物や窒化物を析出して表層部の硬度を向上しやすくなる。Ｃｒ含有率を２．０重量％以下としたのは、２．０重量％を超えると冷間加工性が著しく低下したり、２．０重量％を超えて含有しても上記表層部の硬度向上の効果が小さいからである。
【００２４】
上記のオーステナイト結晶粒が整粒から構成されるようにできる（請求項６）。
【００２５】
整粒にすることにより、オーステナイト粒を微細化した効果を確実に得ることができる。
【００２６】
本発明の軸受部品は、転がり軸受における軌道輪および転動体の少なくとも一方であるようにできる（請求項７）。
【００２７】
この構成により、転動疲労寿命に優れ、高い耐割れ性を有する軌道輪および/または転動体を得ることができる。
【００２８】
本発明の転がり軸受は、上記のいずれかの軸受部品を含むことができる（請求項８）。
【００２９】
この構成により、疲労寿命に対する耐久性に優れ、高い耐割れ性を有する転がり軸受を得ることができる。
【００３０】
本発明の熱処理装置は、上記の熱処理方法に用いられる装置であって、無限軌道状に軸受部品を連続的に前方側から後方側へと搬送する搬送部と、前方側と後方側との間に位置し、搬送される軸受部品を上記の熱処理の温度未満の焼入れ温度域に再加熱する加熱手段を備える本体部と、本体部の後方側に配置され、搬送部から送り出される前記軸受部品を焼き入れる冷却媒体を貯留するための冷却媒体槽とを備えている（請求項９）。
【００３１】
上記の熱処理装置では、個々の軸受部品を搬送部に載置するので、ラジアントチューブ、ヒータ、ガスバーナーなどの加熱手段により加熱された炉内雰囲気に大きな表面積で触れることができる。このため、バケットにまとめて収容されてバッチ式に熱処理される方法に比べて、加熱速度が大きくなり混粒になりにくい。また、焼入れにおいても、後方側に配置した冷却媒体に個々の軸受部品が、たとえば滑り台のようなガイドを通って浸漬され、焼き入れられる。このため、やはりバケットにまとめられてバッチ式に焼き入れる方法に比較して、大きな冷却速度で焼き入れることができる。また、加熱終了から焼入れまで人間の手を用いることなく、直接、連続的に行なうので、たとえば加熱温度から焼入れまでの時間がかかり、焼きが入りにくくなるなどの不都合を除くことができる。
【００３２】
この結果、大量の製品について、硬度など機械的性質を製品ばらつきなくいずれの製品も同等に向上させ、耐久性などを向上させることができる。このため、製品に対する信頼性を高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３３】
次に図面を用いて本発明の実施の形態について説明する。図１および図２に、本発明の実施の形態における熱処理方法を示す。図１は１次焼入れおよび２次焼入れを行なう方法を示す熱処理パターンであり、図２は焼入れ途中で材料をＡ1変態点温度未満に冷却し、その後、再加熱して最終的に焼入れる方法を示す熱処理パターンである。これらの図において、処理Ｔ1では鋼の素地に炭素や窒素を拡散させまた炭素の溶け込みを十分に行なった後、Ａ1変態点未満に冷却する。次に、図中の処理Ｔ2において、処理Ｔ1よりも低温に再加熱し、そこから油焼入れを施す。
【００３４】
図１および図２において注意すべき点は、（１）温度Ｔ2に加熱する際の昇温速度を、軸受部品の表面から２ｍｍの位置で３℃／分以上にすること、および（２）温度Ｔ2から焼き入れる際に、軸受部品の表面から２ｍｍの位置で、加熱温度から４００℃下がるまでの平均冷却速度を２０℃／秒以上とすること、または焼入れにおける冷却媒体の焼入強烈度（冷却能）を０．１ｃｍ-1以上とすることの２点である。（１）により、混粒のない微細オーステナイト粒を得ることができ、また（２）により耐久性等を確保するのに十分な硬度を得ることができる。また、適切な量の残留オーステナイトを得るためにも重要である。
【００３５】
図３は、上記の平均冷却速度を説明する図である。図３は加熱温度Ｔ2が８００℃の場合を示す。昇温速度は、Ａ1変態点から温度Ｔ2までの平均昇温速度とする。また、加熱温度Ｔ2から４００℃低い温度までの平均冷却速度が２０℃／秒以上ということは、図３に示すＡ点が横軸２０秒以下であればよい。
【００３６】
上記の熱処理によれば、浸炭窒化処理の後冷却し、その後低温に再加熱して焼き入れることに起因して組織が微細化されるため、表層部分を浸炭窒化した上で、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率を減少することができる。上記本発明の熱処理方法によれば、オーステナイト結晶粒の粒径を従来の２分の１以下となるミクロ組織を得ることができる。上記の熱処理を受けた軸受部品は、転動疲労に対して長寿命であり、割れ強度を向上させ、経年寸法変化率も減少させることができる。
【００３７】
図４は、浸炭窒化処理が終了した軸受部品を温度Ｔ2に加熱する連続式の熱処理装置３０を示す図である。この熱処理装置３０は、後方側に油焼入れのための油３３を貯留した油槽３１を配置され、その油槽に軸受部品２１を浸漬するための焼入れ用ガイド２７を備えている。軸受部品２１は、無限軌道状に連続して回動する搬送部材２５の上に、前方側から載置され、予熱部２８などを経て本体部２６へと搬送される。本体部２６ではラジアントチューブ２３などの加熱手段が配置され、軸受部品２１を加熱する。加熱手段は、ヒータやガスバーナであってもよい。炉内雰囲気は、無酸化雰囲気であることが望ましいが、無酸化雰囲気でなくてもよい。
【００３８】
炉本体の容量などは、上記の昇温速度を確保するように設定する。軸受部品２１が均質に加熱されるときに、軸受部品２１は炉本体の後側に到達しているようにする。Ｔ2に均質加熱された軸受部品２１は、焼入れ用ガイド２７を通って油槽３１に個々に連続的に落とされる。軸受部品２１は、油槽に配置された籠３５に収容され、まとめて取り出される。焼入れは油を用いる必要はなく、各種の冷却媒体を用いることができる。焼入れ強烈度０．１ｃｍ-1以上を満たすことができれば、表面活性剤を含んだ水や、単なる水など、どのような冷却媒体でもよい。
【００３９】
バッチ式でも、上記の昇温速度を確保することはできるが、無数の軸受部品の熱処理をバケットに収容してまとめて行なうと、製品位置によっては十分な冷却速度を得ることができない場合がある。上記の連続式の熱処理装置は、大量の製品を同一の同じ品質に揃えることができる。上記の油槽または冷却媒体貯留槽は、連続的に個別に軸受部品が浸漬され焼き入れる状況に合わせて、冷却媒体の温度が所定の上限を超えないように、冷却媒体の温度を所定範囲内にするように冷却装置などを備えておくことが望ましい。また、冷却装置を備えない場合は、対象とする軸受部品が連続式の上記再加熱と焼入れとを終了する間に、上記冷却媒体が所定の上限温度を超えないように、所定の容量を有することが望ましい。
【実施例】
【００４０】
上記図１に示す熱処理パターンを適用した軸受鋼のオーステナイト結晶粒度を図５（ａ）に示す。また、比較のため、従来の熱処理方法による軸受鋼のオーステナイト結晶粒度を図５（ｂ）に示す。用いた鋼材は、いずれもＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０重量％Ｃ-０．２５重量％Ｓｉ-０．４重量％Ｍｎ-１．５重量％Ｃｒ）である。また、図６（ａ）および図６（ｂ）に、上記図５（ａ）および図５（ｂ）を図解したオーステナイト結晶粒度を示す。これらオーステナイト結晶粒度を示す組織より、従来のオーステナイト粒径はＪＩＳ規格の粒度番号で１０番であり、また本発明による熱処理方法によれば１２番の細粒を得ることができる。また、図５（ａ）の平均粒径は、切片法で測定した結果、５．６μｍであった。
【００４１】
次に、オーステナイト結晶粒の混粒生成に及ぼす加熱温度Ｔ2への昇温速度の影響について説明する。ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材を試験体として用い、図１に示すヒートパターンにしたがい、温度Ｔ2への昇温速度を変化させて、８００℃にまで加熱した。そのあと、油焼入れを行ない、オーステナイト粒を調査した。結果を図７（ａ）〜（ｄ）に示す。また、図８（ａ）〜（ｄ）は、図７（ａ）〜（ｄ）を図式化した図である。
【００４２】
図８（ａ）および（ｂ）は、それぞれ昇温速度１℃／分および２．５℃／分で昇温したものであるが、微細オーステナイト粒の中に粗大なオーステナイト粒が生成している。粗大オーステナイト粒は微細なオーステナイト粒を併合しながら成長し、粗大であるにもかかわらず、その粒界は微細オーステナイトの粒界がそのまま残ったように小さい曲率でうねった部分が連続している。
【００４３】
図８（ｃ）および（ｄ）では、混粒における大きい部類の粒径と、小さい部類の粒径との差の程度が小さくなり、整粒といっていい組織になる。混粒組織は、ＪＩＳＧ０５５１の定義にしたがう。上述のように、非常に微細なオーステナイト粒が得られるのは、上記昇温速度を３℃／分以上とした場合であり、上記昇温速度などが３℃／分未満の場合、非常に大きな粗大粒が成長する。この結果、耐久性などの機械的性質が劣化する。このような混粒組織を避ける上で、上記の昇温速度の限定は非常に有効である。
【００４４】
次に、同じ鋼材を用いて、油の焼入強烈度（冷却能）と、焼入れ硬度との関係を調査した。試験体の鋼材はＪＩＳ規格ＳＵＪ２材であり、試験体の形状はリング状とし、外径６０ｍｍ、長さ１０ｍｍであり、内径、したがって肉厚を変化させた。肉厚は２ｍｍ〜８ｍｍの範囲に変化させた。熱処理パターンは図１にパターンを採用し、温度Ｔ2からの焼入れにおける冷却油を変えることによって、焼入強烈度を変化させた。焼入強烈度の低い油としてはホット油、高い油としてコールド油を用い、これら中間の油としてセミホット油を用いた。焼入強烈度は０．１〜０．１４ｃｍ-1の範囲に変化させた。焼入れ後、１８０℃で焼戻したのち、硬さを測定した。硬さは、各リング試験体の外周長さ中央部の表面から０．２ｍｍ深さ位置での平均ビッカース硬さ（ＨＶ）である。Ｎ数は３とした。結果を表１に示す。
【００４５】
【表１】
2005076079.tif 000003
【００４６】
表１によれば、強烈度が０．１ｃｍ-1以上あれば、肉厚４ｍｍでＨＶ７５０を得ることができ、肉厚８ｍｍでもＨＶ６００を得ることができる。したがって、強烈度としては、０．１ｃｍ-1以上を保っておけば、機械的性質を確保するのに十分な焼入れを行なうことができる。
【００４７】
次に、下記のＡ材、Ｂ材およびＣ材について、一連の試験を行った。熱処理用素材には、ＪＩＳ規格ＳＵＪ２材（１．０重量％Ｃ-０．２５重量％Ｓｉ-０．４重量％Ｍｎ-１．５重量％Ｃｒ）を用い、Ａ材〜Ｃ材に共通とした。
（Ａ材：比較例）：普通焼入れのみ（浸炭窒化処理せず）。
（Ｂ材：比較例）：浸炭窒化処理後にそのまま焼き入れる（従来の浸炭窒化焼入れ）。
（Ｃ材：本発明例）：図１の熱処理パターンを施した軸受鋼。
【００４８】
（１）  転動疲労寿命
転動疲労寿命試験の試験条件および試験装置の略図を、表２および図９に示す。直径１２ｍｍ×長さ２２ｍｍの円筒形状の試験片１を、案内輪１２に接する剛球１３と駆動輪１１との間で支持した状態で駆動輪１１を回転駆動させ、そのときの寿命（Ｌ10寿命）を測定することにより行なった。この転動疲労寿命試験結果を表３に示す。
【００４９】
【表２】
2005076079.tif 000004
【００５０】
【表３】
2005076079.tif 000005
【００５１】
表３によれば、比較例のＢ材は、同じく比較例で普通焼入れのみを施したＡ材のＬ10寿命（試験片１０個中１個が破損する寿命）の１．６倍を示し、浸炭窒化処理による長寿命化の効果が認められる。これに対して、本発明例のＣ材は、Ｂ材の２．７倍、またＡ材の５．０倍の長寿命を示している。この改良の主因はミクロ組織の微細化によるものと考えられる。
【００５２】
（２）  シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、Ｕノッチ試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４２に準じた方法により行なった。試験結果を表４に示す。
【００５３】
【表４】
2005076079.tif 000006
【００５４】
浸炭窒化処理を行なったＢ材（比較例）のシャルピー衝撃値は、普通焼入れのＡ材（比較例）より高くないが、Ｃ材はＡ材の約１．５倍の高い値が得られた。
【００５５】
（３）  静的破壊靭性値の試験
静的破壊靭性試験の試験片には、図１０に示す試験体を用い、予き裂を約１ｍｍ導入した後に、３点曲げによる静的荷重を加え、破壊荷重Ｐを求めた。破壊靭性値（ＫIc値）の算出には次に示す（Ｉ）式を用いた。ただし、Ｂは試験片の厚みである。また、試験結果を表５に示す。
ＫIc=(PL√a/BW2)｛5.8-9.2（a/W)+43.6(a/W)2-75.3（a/W)3+77.5（a/W)4｝…(I)
【００５６】
【表５】
2005076079.tif 000007
【００５７】
予き亀裂深さが浸炭窒化層深さよりも大きくなったため、比較例のＡ材とＢ材とには違いはない。しかし、本発明例のＣ材は比較例に対して約１．２倍の値を得ることができた。
【００５８】
（４）  静圧壊強度試験
静圧壊強度試験片は図１１に示す形状のものを用いた。図中、Ｐ方向に荷重を付加して、静圧壊強度試験を行なった。試験結果を表６に示す。
【００５９】
【表６】
2005076079.tif 000008
【００６０】
浸炭窒化処理を行なっているＢ材は普通焼入れのＡ材よりもやや低い値である。しかしながら、本発明のＣ材は、Ｂ材よりも静圧壊強度が向上し、Ａ材と遜色ないレベルが得られている。
【００６１】
（５）  経年寸法変化率
保持温度１３０℃、保持時間５００時間における経年寸法変化率の測定結果を、表面硬度、残留オーステナイト量（０．１ｍｍ深さ）と併せて表７に示す。
【００６２】
【表７】
2005076079.tif 000009
【００６３】
残留オーステナイト量の多いＢ材の寸法変化率に比べて、本発明例のＣ材は２分の１以下に抑制されていることがわかる。
【００６４】
（６）  異物混入潤滑下における寿命試験
玉軸受６２０６を用い、標準異物を所定量混入させた異物混入潤滑下での転動疲労寿命を評価した。試験条件を表８に、また試験結果を表９に示す。
【００６５】
【表８】
2005076079.tif 000010
【００６６】
【表９】
2005076079.tif 000011
【００６７】
Ａ材に比べ、従来の浸炭窒化処理を施したＢ材は約２．５倍になり、また、本発明例のＣ材は約２．３倍の長寿命が得られた。本発明例のＣ材は、比較例のＢ材に比べて残留オーステナイトが少ないものの、窒素の侵入と微細化されたミクロ組織の影響でほぼ同等の長寿命が得られている。
【００６８】
上記の結果より、本発明例のＣ材、すなわち本発明の熱処理方法によって製造された軸受部品は、従来の浸炭窒化処理では困難であった転動疲労寿命の長寿命化、割れ強度の向上、経年寸法変化率の低減の３項目を同時に満足することができることがわかった。
【００６９】
今回開示された実施の形態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て特許請求の範囲によって示され、特許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。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】本発明の実施の形態における熱処理方法を説明する図である。
【図２】本発明の実施の形態における熱処理方法の変形例を説明する図である。
【図３】本発明の実施の形態の熱処理方法における平均冷却速度を説明する図である。
【図４】本発明の実施の形態の熱処理方法で用いる熱処理装置の例を示す図である。
【図５】軸受部品のミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図であり、(ａ)は本発明例の軸受部品であり、（ｂ）は従来の軸受部品である。
【図６】（ａ）は図５（ａ）を図解した旧オーステナイト粒界を示し、（ｂ）は図５（ｂ）を図解した旧オーステナイト粒界を示す。
【図７】軸受部品のミクロ組織、とくにオーステナイト粒を示す図であり、それぞれ(ａ)は昇温速度１℃／分、（ｂ）は昇温速度２．５℃／分、（ｃ）は昇温速度７．５℃／分、（ｄ）は昇温速度２５℃／分である。
【図８】図解したオーステナイト粒界を示し、（ａ）は図７（ａ）、（ｂ）は図７（ｂ）、（ｃ）は図７（ｃ）、（ｄ）は図７（ｄ）に、それぞれ対応する。
【図９】転動疲労寿命試験機の概略図である。(ａ)は正面図であり、(ｂ)は側面図である。
【図１０】静的破壊靭性試験の試験片を示す図である。
【図１１】静圧壊強度試験の試験片を示す図である。
【符号の説明】
【００７１】
１  転動疲労寿命試験片、１１  駆動ロール、１２  案内ロール、１３  （3/4）”ボール、Ｔ1 浸炭窒化処理温度、Ｔ2 焼入れ加熱温度、２１  軸受部品、２３  ラジアントチューブ、２５  搬送部材、２６  本体部、２７  焼入れ用ガイド、２８  予熱部、３０  熱処理装置、３１  油槽、３３  焼入油、３５  バケット。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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