技術論文

Detailed Analysis of the Crack Behavior around the Surface Dent under Rolling Contact Fatigue
藤岡

優馬*1

石橋

いずみ*1 前田

尚輝*1

藤松

威史*2

FUJIOKA Yuma, ISHIBASHI Izumi, MAEDA Naoki and FUJIMATSU Takeshi

Synopsis:	‌With recent trends toward carbon neutrality, represented by the progress in the electrification of automobiles,
there is an increasing demand for higher-efficiency power transmission parts. Given this background, lubricants
have tended to decrease in viscosity. Therefore, it is expected that the low-viscosity state will be promotedby the rise in lubricant temperature during operation, thereby resulting in an increasingly harsher operating
environment for bearings. For example, in electric vehicles, the rotation speed of the motor is increased byweight reduction and the greater efficiency of the drive units. Under such harsh environments, the working parts
come into contact with one another and generate wear particles that can bring surface dents on the raceway.
Furthermore, iron powder and scale may be accidentally brought to the surface of bearings for steel rolling mills,
forming dents on the raceway. Surface dents are well known as a root cause of surface-originating premature
flaking under rolling contact fatigue (RCF) in bearings. Previously reported results indicate that cracks
are generated around the edge of the dent and then cause flaking because of crack propagation. Several
previous studies proposed hypotheses on crack initiation mechanisms. However, there are few investigationsof crack initiation mechanisms under a contaminated lubricating condition. In this study, the details of thecrack generation process around dents were investigated so as to devise new countermeasures for further
improvements in bearing steel materials. A rolling fatigue test was conducted in which hard steel particles wereartificially introduced into the lubricant as foreign matter. Observation of the surface and cross sections of thespecimen showed a causal relationship between the microscopic plastic deformation and crack initiation near
the surface region around the dent. These findings are useful for developing countermeasures to strengthen
steel against flaking that originates from a dent.
	‌This is a translation of the accepted version of an article published in Bearing and Transmission Steels
Technology, ed. J. Beswick. Copyright © 2024 ASTM International, West Conshohocken PA, pages 457–488,
DOI 10.1520/STP164920230012.
	‌本報は ASTM STP 1649 Bearing and Transmission Steels Technology（編集者：J. Beswick）の 457 頁から 488 頁について翻訳を行ったものであり、著作権は 2024 ASTM International（West Conshohocken PA）に帰属する。
Keywords: rolling contact fatigue (RCF); dent-originating flaking; crack initiation; grain refinement; microplasticity

１．はじめにるように、カーボンニュートラル社会の実現に寄与するエ
コプロダクトの実用化が加速している。その活動の狙い

近年、自動車電動化の拡大や風力発電の増大に代表され*1*2

研究・開発センター
研究・開発センター

基盤研究室
部長 博士

が、CO2排出量の低減にあるとすれば、例示した用途には材料研究グループ(工学)

29

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

限らず、様々なプロダクトに組み込まれている駆動系部品

盛り上がり高さは制限される4)。一方、残留オーステナイの高効率化の達成が工業的な重要課題である。

トは、軟質であるため盛り上がり高さの抑制に有効とされ自動車電動化を例に取ると、駆動系部品の軽量化や高効ている5)。盛り上がりの高さは、転がり接触の繰り返しに率化を狙い、モーターの高速回転化が進んでいる。また、より徐々に低下するが、残留オーステナイトが過剰に含ま1)

摩擦を低減するため潤滑油は低粘度化する傾向にある 。

れる場合、加工硬化の影響によって盛り上がり高さが低減

さらに、モーターに限らず、変速機や減速機等の自動車のされにくくなる。したがって、残留オーステナイト量は適駆動系全般に対しても同様の傾向がみられる。潤滑の低粘量に調整する必要があると指摘されている6)。
佐田らは7)、ロックウェル硬さ計を用いて、深溝玉軸受度化や駆動部の高速回転化が進むと、ギヤ等の駆動系部品の内輪に、人工圧痕を付与して転がり疲れ試験を行っていにおいては潤滑環境がより過酷化する可能性がある。
上述の状況から駆動部品同士の金属接触による摩耗が生る。圧痕の形状に変化を与えた実験のもと、圧痕の傾き角

じやすくなり、潤滑油の循環を通じて摩耗粉（硬い粒子）（深さ/圧痕径比に比例）が大きいほど寿命が短いことをが駆動部内に配置された軸受の軌道上に輸送される可能性示した。この傾向は複数の研究者からも同様の報告があがある。摩耗粉が軌道部に噛み込まれると、軌道面には圧る8)。以上の研究は、主に疲労挙動と圧痕の幾何学的特徴

痕が形成される。この圧痕付近を起点として生じる表面起との関係に焦点を当てたものとなっている。
き裂の発生に関する研究も行われている。き裂は、転動点型のはく離は、内部起点型はく離に比べて寿命が短いこ
2)とから 、問題視されている。他の用途でも、鉄鋼圧延機

体の移動方向からみて圧痕の後方側（trail edge）に発生用軸受では鉄粉塵やスケールの噛み込みが生じる可能性がすると報告されており2)、この特徴から圧痕周縁の転がり想定されるため、同様の対策のニーズがある。また、風力接触部での接線力の作用とその作用方向の影響が考えられ発電機の場合、長期に渡って安定に稼働することが設備のている。また、接線力の発生に対し、接触部のすべりの関役割発揮に不可欠であることから、圧痕が形成されるリス

与が想定されている2)。き裂は、表層における圧痕周縁のクを想定して予め対策を講じておく必要があると思われ接線力の作用に伴う引張応力によって生じるとみられている。これらの背景に対し、圧痕起点はく離の抑制対策を創る2)。
また植田らは転動体の表面粗さが、圧痕起点の寿命に影出することが強く望まれている。

響を及ぼすことを示した9)。この場合、転動体の粗さが大

２．先行研究きくなると、軸受の軌道上圧痕を起点とする寿命が低下するとした。これに関連して、小俣ら10)はSAE52100鋼を

軌道上の圧痕を起点とするはく離については従来から研ベースとしてSi添加量を増量した転動体の表層に浸炭窒化究が行われている。圧痕の存在は応力集中作用をもたらしにより窒化物を析出させたものを用いた実験から、標準のており、その現象に対する圧痕形状の影響の考察が行われ転動体を用いた場合に比べて軸受寿命が向上することを報ている。

告している。これは、転がり疲れに伴う面粗さの増大が3)

Chiuら は表面欠陥（圧痕）の形状について理想化した

起こりにくくなることで接線力の作用が軽減されるためと二次元プロファイルを仮定した応力計算を行い、圧痕状の考察されている。Vieillardら11)は、軌道上に人工圧痕を付

欠陥の肩部（curved shoulder）に応力集中が生じること与した鋼製軸受を用いて、ローラーに鋼を使用した全てを示した。さらに、圧痕状の欠陥の肩部の曲率半径をr、が鋼製の軸受と、ローラーに鋼に代わってセラミックス

欠陥の幅を2cとしたとき、彼らの研究ではr/c値（論文で（Si3N4）を使用したハイブリッド軸受について転がり疲

は圧痕幾何学パラメータと呼称）が小さいほど、より高いれ挙動を調査した。その結果、ハイブリッド軸受の場合に最大接触応力が作用するとした。この知見は圧痕状欠陥の寿命が向上すると報告している。セラミック製ローラーの幅が大きく、肩部の曲率が小さいほど、応力集中の度合い

場合、圧痕周縁の盛り上がりの変形を促進して盛り上がりが強まることを示している。なおこの研究では、接線力の高さを低減する効果がある。それにより、境界摩擦が低減

影響については考慮されていない。

されて、鋼製軌道面の表面の平滑性が保たれ、接線力が低硬さ試験機を用いて試料に人工的に付与した圧痕を利用減し、寿命が延びると考察されている。これらの研究結果した実験も多く行われており、圧痕が寿命やき裂の発生にから、軸受寿命に対して部品の表面粗さが強く影響するこ

及ぼす影響が見出されている。戸田らは、ビッカース硬度とが伺える。
圧痕周縁でのマイクロ弾性流体潤滑（Micro-

計で付与した圧痕には圧痕の縁に盛り上がりが生じてお4)り、そこに応力が集中すると考えた 。この場合、盛り上

elastohydrodynamic lubrication、マイクロEHL）についがり高さが高い場合は寿命が短くなっており、圧痕の盛りても影響が考慮されている 11)。圧痕周縁では、面圧分布

上がり高さに対しては、硬さや残留オーステナイト量の影に部分的な変化が生じ、平坦部に比べて高い圧力が加わる

響があると指摘している。試料の硬さについては高い方がことで応力集中の作用が高まると考えられている。一方、

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Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析とが期待できる。また、その狙いは単なる加速評価試験をて盛り上がりが低減すると、平均面圧の減少がもたらされ狙いとしたものではなく、軌道幅内の比較的ランダムな位ると推定されている。

置に形成された多数の圧痕を起点とするき裂を数多く観察以上に挙げた従来研究の成果から、材料面での長寿命化することにより、定量的な知見を得ることにある。この知対策として、軌道面の硬さの向上や残留γ量の適正化が見見はき裂発生のメカニズムを明らかにする上で大いに役立出されている4)6)。それらの方策を活用するための熱処理

つと考えられる。また、圧痕周縁の転がり接触による材料

5)

方法として、真空浸炭や浸炭窒化 が提案されている。ま

の表層組織のミクロ的な状態変化がき裂発生に関与していた、圧痕周縁のトライボロジーの考慮のもと、「転動体のるとの仮定のもと、収束イオンビーム装置（Focused Ion

強化」や「転動体の材質変更」の有効性が見出されていBeam、FIB)や透過型電子顕微鏡（Transmission Electron

る。また、いくつかの従来研究において、き裂発生メカニ

Microscope、TEM）を用いて表層断面部の微視的観察を

11)12)。ただし、き裂強化した。加えて、従来は知見の乏しかった表面き裂の内の発生過程やはく離のメカニズムについては、詳細なミク部への伝ぱやはく離の形態的特徴をさらに明確にする狙い

ロ組織観察が不足しているために依然として不明な点が多で、放射光X線ラミノグラフィ法による三次元観察と、そく残されている。その明確化は、軸受に使用する材料を最の断面の二次元観察を実施した。

ズムに関する仮説が提唱されている

適化するためのさらなる知見を得るために欠かせないもの

最終的に、推定したき裂発生メカニズムに照らし、本研と考えられる。

究において長寿命化への有効性が見込まれる「結晶粒微細化」について効果を確認した。

３．目的
４．供試材と実験方法
本研究では、圧痕周縁を起点とするき裂の発生メカニズ
4. 1. 供試材

ム、およびはく離のメカニズムを明らかにすることを目的とする。本研究で得られる知見は、軸受用鋼材の更なる改供試材には、代表的な軸受鋼としてJIS規格のSUJ2良に向けた新たな方策の開発に役立つものと期待される。

とSCM420を用いた。SUJ2鋼は量産工程で溶製し、特に注力するのは、圧痕周辺にき裂が発生する過程なら

SCM420鋼は100kgの真空誘導溶解炉（Vacuum

びにき裂のはく離過程の詳細な観察である。本研究では、Induction Melting Furnace、VIM炉）または量産工程で従来研究のように硬さ試験機により付与した圧痕を利用し溶製した。鋼材の化学成分をTable 1に示す。同一鋼種ていない。それに代わり、硬質の鋼粒子を潤滑油に導入しの化学組成はほぼ同じであるため、特に区別することなてスラスト型の転がり疲れ試験（Rolling Contact Fatigue

く実験を行った。鋼塊は熱間で圧延または鍛造し、直径

test、RCF test）を行うことで、軌道上への多数の圧痕付65mmの丸棒に加工した。そこからスラスト型転がり疲与を行った。この方法を採用することにより、形成される

れ試験用に複数枚のフラットワッシャー型の試験片を作

圧痕の形状は実際の使用環境下で形成されるものに近いこ製した。寸法は、外径60mm、内径20mm、厚さ6mmとTABLE
1 1Chemicalcompositionof specimens(mass%)TABLE
Chemicalcompositionof specimens(mass%)
Steel
SUJ2

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

SCM420 0.20-0.22 0.24-0.29 0.75-0.82 0.009-0.018 0.005-0.012 0.07-0.11 1.00-1.08

(A)

Mo

0.99-1.01 0.17-0.26 0.36-0.40 0.011-0.017 0.006-0.007 0.06-0.08 1.37-1.41 0.02-0.03

(B)

0.15

(C)

FIG. 1 Heat-treated‌
conditions of specimens: (A) quenching and tempering; (B) carburizing, quenching, and tempering; and (C)secondary quenching and tempering.

FIG. 1 Heat-treated conditions of specimens: (A) quenching and tempering; (B)Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

31 and (C) secondary quenching andcarburizing, quenching, and tempering;

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

転がり疲れ過程に伴って圧痕の隆起した周縁が再び変形し

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究した。試験片はFig. 1に示す条件で熱処理を実施した。

粉末を投入し、汚染された油浴を潤滑に用いることによ

SUJ2鋼は、Fig. 1Aに示すように835℃で加熱後に焼入り、軌道上に圧痕を形成させた。粉末には、硬さ870HVれを行い、その後170℃の焼戻しを行った。SCM420鋼

程度で直径100～150μmの分級粉を用いた。粉末の大きについては、Fig. 1Bに示す高濃度真空浸炭処理（研磨さは、摩耗によって部品から生じうる摩耗粉の中でも比較後の試験片表面の炭素濃度C=0.8%～0.9%を狙い）を的大きな粒子を想定したものである。このような粒子は部行った。高濃度浸炭を行うことにより残留γはSUJ2に品の使用初期段階から存在するというより、使用途中で生比べてより多く残存する。その後、焼戻しを180℃で実じる場合が多いと推定されることから、本試験ではクリー施した。その熱処理に加えて、Fig. 1Cに示すように、ンな環境で一定サイクル数（1.0×104サイクル）転走し二次焼入れとして850℃で加熱後に焼入れを行い、そのた後に高速度鋼製の硬質粉末を投入するようにした。粉末

後180℃の焼戻しを行うことで結晶粒を微細化した試の投入量は、後述する表面き裂の生成過程を調査する実験片も用意した。両鋼種の試験片は、熱処理後の表面か験の場合にのみ少量の7mg/Lとし、それ以外の実験では

ら100µmの深さまで研磨したのち、平均表面粗さRaが300mg/Lとした。試験は、き裂の観察を目的として中断

0.004µm程度となるように鏡面仕上げした。以降では、を行う場合と、寿命を評価するためにはく離まで試験を行SUJ2鋼の試験片をSUJ2、SCM420鋼で高濃度浸炭処理

う場合について行った。寿命評価に際し、転動体の損傷がを実施した試験片をSCM420、さらに二次焼き入れを実寿命に影響しないように、試験を途中止めして定期的な表施した試験片をSCM420 secondary QTと称する。各鋼

面観察を行い、損傷が認められた場合は転動体の交換を種の鏡面仕上げ後の試験片に対し、表面硬さを後述要領で行った。

マイクロビッカース硬さ試験機を用いて測定した結果、そ4.‌2.‌2.‌試験片の特性評価

れぞれSUJ2が801HV、SCM420が716HV、SCM420

試験片の特性に関し、寿命やき裂挙動の比較を行う

secondary QTが774HVであった。

SCM420、SCM420 secondary QTについては、圧痕形
4.‌2.‌実験方法

成や寿命特性に影響を及ぼす可能性がある硬さ、残留γ量

4.‌2.‌1.‌転がり疲れ試験方法
転がり疲れ試験は、実部品の使用環境を想定して行っ

Rotating shaft

5)た。試験機の概略図をFig. 2 に、試験の詳細条件をTable 2に示す。この試験機ではスラスト型軸受の疲労試験が可能である。図中のフラットワッシャー型試験片とス

Lubricant

ラスト型軸受の一方のレースとの間には、焼入焼戻しされWasherた直径9.525mmのSUJ2製の鋼球3個を転動体として配置した。転動体は、保持器を用いて120°の角度で等分配Specimen

置した。続いて、回転軸と接続されたスラスト型軸受側をBall

回転させながら、転動体を介して負荷を与えることによりフラットワッシャー型試験片に繰り返しの転がり疲れを付与した。試験片の最大ヘルツ接触応力は5.2GPaとした。

Loading

また、バッチ式の油浴中に高速度鋼製の硬質かつ球形のFIG. 2 Schematic diagram of thrust-type RCF test.5)5)

TABLE 2 Conditions of thrust-type
RCF test diagram of thrust-type RCF test.
FIG. 2 Schematic
TABLE 2 Conditions of thrust-type RCF test
Contact stressMaximum Hertzian contact pressure, Pmax: 5.2 GPa

Loading speed

1,800 cycles/min

Ball

SUJ2 3/8 in. (3balls)

Lubricant

VG10 up to 104 cycles
Contaminated VG10 by steel particle after 104 cycles
Steel particle: 870HV in hardness, 100-150 µm in diameter madeof high-speed steel
・Investigation of the generation process of surface cracks: 7 mg/L
・Other investigations: 300 mg/L

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Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

価対象の鋼種毎に軌道全周から任意に選定した12個の圧に転がり疲れ試験中に変化が生じる可能性がある硬さ、残痕に対して行い、h1とh2の平均値を求めた。

留γ量については、試験前、鋼製の硬質粉末を潤滑油に投4.‌2.‌4.‌圧痕周縁の表面き裂の観察

入する前、試験途中、およびはく離後の各段階において測定を実施した。後述するように両試験片に比べて短寿命

S UJ2 においては0 .5 ×1 0 6 サイクル、S C M420、となったSUJ2についてはこのような詳細な調査は省略しSCM420 secondary QTにおいては1.0×106サイクルでた。

スラスト型転がり疲れ試験を中断し、デジタルマイクロス

試験片の硬さはマイクロビッカース硬さ試験機を用いてコープを用いて、軌道上に形成された全ての圧痕を観察し試験荷重を300gfとして測定した。残留γ量はXRDによた。その際、圧痕周縁に発生したき裂の全数について、軌り測定した。硬さと残留γ量の測定について、転がり疲れ

道表面上のき裂の長さ（表面き裂長さ）を測定した。な

試験開始以降では軌道上の表面を対象に実施した。測定のお、この場合の試験の中断サイクル数は、寿命の数分の１ための試験片の研磨は、機械的な研磨によってひずみが入程度に相当するため、十分な数のき裂の発生・伝ぱが生じらないように化学研磨（電解研磨）により行った。結晶粒ていることが期待される。また後述するように、このき裂径については、平均旧オーステナイト粒径の測定を行っ長さは内部き裂伝ぱの程度を示す指標として利用ができた。粒界を観察しやすくするため、加熱された飽和ピクリる。

ン酸溶液に浸漬して試験片の粒界を腐食した。続いて、光また、SUJ2を対象として、き裂が周囲に生成していな学顕微鏡で写真を撮影し、切片法により平均旧オーステナ

かった圧痕の特徴を確認するため、電解放出型走査電子顕イト粒径を評価した。

微鏡（Field Emission Scanning Electron Microscopy、
FE-SEM）に実装されている二次電子の検出を利用した三4.‌2.‌3.‌圧痕の形状評価

次元測定機能を用い、三次元形状を取得した。測定装置

各鋼種について鋼製の硬質粉末を潤滑油に投入した後、にはelionix社製のERA-8900FEを使用した。また、後述

300サイクル転走後に転がり疲れ試験を停止して圧痕のするように長寿命を示したSCM420、および SCM420

形状測定を行った。従来研究において、圧痕周縁の盛り上

secondary QTについては、表面き裂の伝ぱ挙動を詳細にがり高さは圧痕を起点とする寿命と関連が深いことが報調査した。転がり疲れ試験の途中止めとデジタルマイク

告されている。圧痕形状の観察には、走査型白色顕微鏡

ロスコープによる観察を繰り返して、それぞれ平均寿命（Coherence Scanning Interferometry、CSI）を使用し（L50寿命）に近い3.0×106サイクル、5.3×106サイク

た。この装置を用いて圧痕の三次元画像を撮影し、その画ルまで同じき裂を経過観察し、表面き裂長さの変化を測定

像の情報をもとに転がり方向に平行な方向における圧痕のした。

形状プロファイルを取得した。さらに、その形状プロファ
4.‌2.‌5.‌き裂の前駆段階および初期のき裂の詳細観察

イルをもとに、Fig. 3の模式図における転動体移動方向か
らみて圧痕の前方側の盛り上がり高さh1、ならびに後方側

圧痕の断面プロファイルにおけるき裂の生成箇所を特の盛り上がり高さh 2を評価した。具体的には、圧痕縁の定するため、SUJ2において0.5×10 6 サイクル転走後高さが最も高い位置と、その位置から転動体移動方向の幅に転がり疲れ試験を中断し、前述と同様のSEMの3D測30µm以内における高さが最も低い位置との差を算出し、定機能を利用して圧痕の三次元形状を取得した。また、

それを盛り上がり高さとした。なお、0.3µm以下の高さ

SCM420 secondary QTについて2.0×104サイクル転走の差は誤差の可能性があるため除外した。この作業を、評後に試験を中断し、き裂が発生した圧痕の周縁をデジタル
マイクロスコープにて観察した。さらに、き裂周辺で観察されたしわ状模様について表面の凹凸状態を確認するた

Ball moving direction

め、SCM420 secondary QTについて1.0×106サイクル
転走後に試験を中断し、前述と同様のSEMの三次元測定機能を利用して圧痕の三次元形状を取得した。
き裂の前駆段階、および発生後の初期段階のき裂に関し、SCM420を対象として詳細なミクロ組織観察を行った。SCM420において1.12×104サイクル転走後に試験を中断し、その時点での光学顕微鏡やFE-SEMによる観察を行った。さらに、き裂が観察されなかった圧痕の転動体
移動方向からみて後方側からFIBで断面試料を切り出し、SIM像の取得ならびに透過型電子顕微鏡（TEM）での観察

FIG. 3 Schematic diagram of ridge of dent.

FIG. 3 Schematic diagram of ridge of dent.
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Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究の測定を行った。また、結晶粒径についても調査した。特転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究を行った。また、疲労がより進行した段階と想定される二次元断層像を元にして、Thermo Fisher社製の画像解析

1.0×105サイクル転走後に試験を中断した同鋼の試験片

ソフトAvizo ver.2022.1を用いて三次元画像を構築し、についても、転動体移動方向からみて圧痕の後方側の微小き裂形状を立体的に可視化した。

き裂を同様の方法により観察した。

さらに、はく離直前の状態とみられるき裂に関し、実さらに、圧痕周縁の微小き裂の断面観察において、き際の伝ぱ状態を確認するため、軌道断面のFE-SEM観察も裂周囲の結晶の状態や結晶方位を確認するために、TEM-行った。使用したFE-SEMは前述と同様のelionix社製であASTAR法による観察を行った。観察はSUJ2を対象とし、る。転がり疲れ試験後の試験片から軌道方向に対して平行同鋼製の試験片に対して、き裂の発生が観察され始める

かつ、軌道面に垂直な断面試料を割り出し、断面を鏡面研

4

1.03×10 サイクル転走後に試験を中断して観察を行っ

磨仕上げして観察を行った。必要に応じて、観察前に試料た。ASTARは開発元のNanoMEGAS社の商標であり、をナイタールで腐食して観察を行った。

ASTAR法とはTEMと組み合わせて良質な回折像を得るた

５．結果と考察めのプリセッション電子回折図形を収集し、最小で数ナノメートルオーダーの微細な結晶の方位やひずみの情報を取以降では、圧痕起点はく離に関する本実験の結果をもと得できる方法である。

に、圧痕の形成状況、はく離の特徴、表面のき裂発生と圧
4. 2. 6. はく離直前およびその過程段階のき裂の観察

痕との関係、き裂発生の推定メカニズム、表面き裂と内部圧痕周縁に生じた表面き裂が内部でどのように伝ぱし、伝ぱとの関係、はく離の推定メカニズムについて示す。そはく離が生じるかを明らかにするため、はく離直前の状態

れに続いて、得られた知見に基づく長寿命化方策の提示ととみられるき裂、および伝ぱの途中段階にあるき裂の観察

その有効性の検証結果について示す。本実験において得らを行った。

れた評価材のL50寿命は、Table 3に示すようにSUJ2に比べてSCM420鋼の寿命が長く、特にSCM420 secondary

前者については、SCM420 secondary QTについて5.8
×106サイクル転走後に転がり疲れ試験を中断した試験片

QTは最も長寿命であった。

を観察対象とし、デジタルマイクロスコープによる表面観
5.1. 圧痕およびはく離の形態

察によりはく離直前であることの確認を行った。後者については、SCM420 secondary QT を対象として5.3×Fig. 4に硬質・球形の高速度鋼粉末を転がり接触領域に

106サイクル、および2.9×106サイクルで試験を中断しかみ込ませることで形成させた圧痕形状の観察結果を示た試験片からデジタルマイクロスコープの観察により表面す。観察対象はSUJ2であり、硬質粉末を潤滑油に投入し長さの異なるき裂を選定した。それらを観察することで内た直後のサイクル数（1.03×10 4サイクル）に転がり疲部の伝ぱ状態の違いを明らかにすることを狙った。

れ試験を中断した試験片を観察に用いた。軌道上には、投両試験片に対し、表面き裂とその内部伝ぱの関係を解明入した球形粉末の平均直径よりやや大きい200～400µm

するうえで三次元的な可視化が極めて有効とみて、放射光の圧痕が観察され、形成された圧痕形状は球形ではなく、X線ラミノグラフィ法を用いて透過観察を実施した。使用不定形状であった。Fig. 5に示すように潤滑油に投入したしたビームラインは、大型放射光施設SPring-8に設置さ直後の硬質粉末の形状は、圧痕と同様の不定形状に変形しれているBL24XUである。X線の透過性を確保するため、Ball moving direction

試料の厚みは0.3 mm以内に調整した。放射光X線観察
は、ビームエネルギーを37 keV、試料－検出器間距離を40 mmとし、実行画素サイズ（空間分解能）が0.65 µm

Dentの条件下で実施した。CT（Computed Tomography、コンピューター断層撮影）像の取得は、き裂を中心とする視野直径1.33 mm内に対して実施した。露光時間は0.2 sと100μm

し、撮影枚数は1500枚/360°の条件とした。CT像を取得後、コンボリューション逆投影法によるフィルター処理を行い、二次元断層像として再構築した。続いて取得した

FIG. 4 ‌Digital microscopic image of a dent formed by steel
particle. RCF test on SUJ2 was interrupted at 1.03 ×
FIG. 4 Digital
image of a dent formed by steel particle.
104 microscopic
cycles.

TABLE
Averagelifetime,
lifetime,bythrust-type
RCF
50 evaluated
TABLE
3 3Average
L50Levaluatedbytestthrust-type
RCF
on SUJ2 RCF
wasinterrupted at 1.03 × 104 cycles.

L50 (cycles)

SUJ2

SCM420

SCM420 secondary QT

0.9 × 106

3.5 × 106

5.1 × 106

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Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析部に引きこまれる際に粒子は破砕する。一方、本報告で使Fig. 7に示すように、硬質粉末で付与した圧痕を起点と用した高速度鋼製の粒子は硬質（硬さ870HV）ではある

したはく離は、転動体の移動方向からみて圧痕周縁の後方

ものの冷間での可塑性を有する。したがって、Fig. 6の模側で生じた。これは、従来から報告されている人工圧痕を式図に示すように、高い面圧が作用する転動体と軌道の接起点としたはく離の特徴と類似する 11)。したがって、本触部に引き込まれた際に粒子が塑性変形し、変形後の粒子実験の圧痕の形態的特徴には従来研究で用いられた人工圧

形状が圧痕形状として軌道上に転写されたと考えられる。

痕との違いが見られているものの、はく離のマクロ的な特このような粒子の変形挙動については、これまでにも報告

徴に関しては両者で大きな違いは見られなかった。

例がある

12)

。一方、高速度鋼製の粒子とは異なり、砕け
5. 2. 圧痕周縁のき裂の発生状況のマクロ的な特徴

やすい硬質粒子の場合は周縁部に鋭い肩部を伴うような圧12)。本実験のように実際の軸

Fig. 8に、SUJ2において硬質粉末の投入直後（1.03×

受使用環境を想定し、意図的に汚染した潤滑油浴を介して104サイクル）で転がり疲れ試験を中断した試験片の軌道形成させた圧痕は、従来研究で利用されてきた硬さ試験機

面の低倍率の写真を示す。軌道上のランダムな箇所に、多で付与した規則的な形状の人工圧痕とは異なる形態的特徴

数の圧痕が偏り無く形成されている様子が観察された。

痕を形成する可能性が高い

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

mほどで比較的軽微な盛り上がりであった。

ていた。通常、粒子が脆い場合は、転動体と軌道との接触

次に、代表例としてSUJ2について0.5×10 6サイクルを示した。
続いて、SUJ2、SCM420、および SCM420 secondary
QTの圧痕の寸法を対比した結果をTable 4に示す。この表には、盛り上がり高さがゼロのものを除いた圧痕の個数と、これらの圧痕から収集したデータから算出した圧痕盛

Ball

Dent

Track

Dent

り上がり高さの平均値ならびに標準偏差を示した。材料間の比較において、圧痕形状の指標としたh 1、h 2の平均値
はいずれも同程度で大きな差異は見られなかった。また、

Steel particle

測定した圧痕のうち盛り上がりが観測されなかった約半数

FIG. 6 ‌Schematic diagram of deformation of steel particle anddent formation.
FIG. 6 Schematic
diagram of deformation of steel particle and dent formation.

の圧痕のデータを除くと、h1とh2の平均値は0.6～0.7μBall moving direction
Dent

Flaking

100μm

FIG. 5 ‌Scanning electron micrograph of a deformed steel
particle picked from the lubricant just after the mixing of
FIG. 7 ‌Digital microscopic image of flaking on SUJ2. Flaking
5 Scanning electronthe
micrographof ainto
deformedsteelafterparticle
steel particles
the lubricant
1.00 picked× 104 from theoccurred at 0.4 × 106 cycles from the dent formed bycycles of RCF testing for the SUJ2 specimen.
the steel particle.

lubricant just after the mixing of the steel particles into the
lubricantafter
1.00 × image of flaking on SUJ2. Flaking occurred at 0.4 × 1
FIG.
7 Digital
microscopic
TABLE 4104 cycles of RCF testing for the SUJ2 specimen. TABLE 4

SUJ2
SCM420
SCM420 secondary QT

Average height of ridge of dents
cyclesfromthe dent
formed by the steel particle.
Averageheightof ridgeof dents
Numberof Dents

Average Height(µm)

Standard Deviation(µm)

h1 (µm)h2 (µm)h1 (µm)

3
5
4

0.70
0.72
0.73

0.08
0.15
0.04

h2 (µm)h1 (µm)h2 (µm)

6
4
5

0.75
0.63
0.60

0.16
0.11
0.21

Note: Table excludes dents with zero ridge height.

Note: Table excludes dents with zero ridge height.

35

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究で転がり疲れ試験を中断し、圧痕周縁の表面き裂の発生状裂を伴う圧痕の個数は63個であり、き裂の発生頻度はわ

況を確認した結果を示す。このサイクル数は、L50寿命のずか6.9%に過ぎないことが分かった。これは、ごく一部

約半分に達していることから、き裂の発生・伝ぱは十分にの圧痕周縁にのみき裂が発生することを示唆する。続い進行しているとみなせる。Fig. 9に示すように、表面き裂て、き裂が発生した圧痕に関する規則性を見出すため、きは転動体移動方向に対して圧痕の後方側の縁に発生してい裂が発生している位置（軌道幅中央からの距離）の分布をた。また、軌道上の全圧痕個数（914個）に対して、き調べた。Fig. 10は、軌道幅中央からの距離と、観察されたき裂を伴う圧痕の頻度を示したヒストグラムである。定Ball moving direction

量的な検証の結果、き裂は軌道中心付近～軌道内周側にかけて、すなわち軌道中央に対して内周寄り側に偏って発生し、外周側ではほとんど発生しないことが明らかとなった。また、観察結果に基づくと、軌道中心付近～内周側の圧痕周縁に見られたき裂は、いずれも転動体の移動方向か

Track

らみて圧痕の後方側で生じていた。この実験事実ははく離が発生する箇所の特徴と一致する。一方、き裂が発生しにDents by steel particles

くい軌道外周側の圧痕の特徴について確認したところ、外周側の圧痕周縁は摩滅しており（Fig. 11A）、表面粗さから判断して周囲に比べて平滑化していた（Fig.11Bの白

500μm
FIG. 8

線上のB～Cの間）。なお、上述した傾向は、鋼種や熱処FIG. 8 Digital microscopic image of dents on the trackobservedimage
in SUJ2
just after
Digital microscopicof dents
on thecontamination
track observed ofin lubricant.
SUJ2 just after
RCF test was interrupted at 1.03 × 104 cycles.

contamination of lubricant. RCF test was interrupted at 1.03 × 104 cycles.

Ball moving direction

理の違いに関わらず同様に認められた。また、初期き裂
は鋼種や熱処理に関わらず104サイクルオーダーで観察された。き裂を伴う圧痕の位置が軌道の中心付近～内周側に偏っている傾向に関する考察ならびに寿命評価結果については後述する。
以下では、スラスト玉軸受の作動環境を模擬した本試験

surface crackat trailing edge of dentにおいて、軌道の内周側と外周側でき裂挙動が変化した理由を考察する。はじめに、従来研究において、圧痕周縁のき裂生成への関与が指摘されている「すべり」の挙動に注

100μm

目して考察を進めることとする。
スラスト玉軸受においては、転動体が円形軌道に沿って

FIG. 9 Digital microscopic image of surface crack at trailing
円滑に回転するために、転動体の周速を外周側で速く、内edge of dent observed in SUJ2. RCF test was
6
FIG. 9 Digital microscopic
crack at trailing edge of dent observedin
周側で遅くしようとする働きを通じてすべりがもたらされinterrupted image
at 0.5of×surface
10 cycles.

SUJ2. RCF test was interrupted at 0.5 × 106 cycles.

ると考えられる。その場合の転動体と軌道との接触時のすDistance of surface crack origin from center of track, µm

・Number of dents, N1: 914
・Number of dents withsurface crack, N2: 63
・N2/N1(%)：：6.9%

10 Locationand number
surfaceand “+”
indicate
FIG. 10 LocationFIG.
and numberof surface
crack oforigins
for crack
SUJ2;origins“-” forandSUJ2;“+”“-”
indicate
insideand outside from the center of the
track width, respectively. Diameter of contact circle by Hertzian contact is 0.68 mm. RCF test was interrupted at 0.5 × 10 6
inside and outside from the center of the track width, respectively. Diameter ofcycles.
contact circle by Hertzian contact is 0.68 mm. RCF test was interrupted at 0.5 ×
106 cycles.

36

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

Ball moving direction
B

C

D

A

0.2µm

100μm

100μm

A

D

(C)

(B)

(A)

B C

FIG. 11 ‌(A) Appearance of a dent on the outside of the track observed in SUJ2; (B) scanning electron micrograph of dent; (C)scanning electron microscopic 3D cross-sectional profile of dent. In (B) and (C), A and D indicate the start and end points
FIG.
11profile,(A) Appearanceof a dent
on theoutsideof the trackin SUJ2;(B)of thewhile B and C indicate
the endpointsof the smoothedarea ofobserved
the dent edge.
RCF test
was interrupted at 0.5
× 106 cycles.

scanning electron micrograph of dent; (C) scanning electron microscopic 3D

Track widthBall moving
direction
cross-sectional profile
of dent.
In (B) and りの方向性（この場合のすべりの方向は転動体の移動方向(C), A and D indicate the start andと逆向きと推定）がき裂生成に関与していることを示唆す

Insideる。このき裂挙動から、本実験において形成された不定形
end points of the profile, while B and C indicate
the end points of the smoothed状圧痕からのき裂生成に対しても、すべりの影響が及んでOutsideareaof the dent edge. RCF test was interrupted
at 0.5 × 106 cycles.
いることが強く推定された。一方、軌道外周側の圧痕周縁にき裂が生じ難いのは、軌道内周側とはすべりの向きが逆

FIG. 12 Schematic diagram of estimated differential slip direction on the track.

FIG. 12 ‌Schematic diagram of estimated differential slip
direction on the track.

になるためと考えられる。加えて、軌道外周側の圧痕周縁では摩滅による表面の平滑化が生じることで、表面からのき裂発生を抑制しているとみられる。軌道の外周側では転べりの影響は、軌道中央に比べて内周側および外周側のそ

動体の周速が速いと推定されること、圧痕周縁で接触面圧

れぞれ軌道端部に近いほど強まるとみられ、試験片の片方の局所的な増大が生じること3)11)とが相まって、潤滑状態にフラットワッシャー状の試験片を用いた本実験の場合でが過酷化し、摩滅による平滑化が進行しやすいと推定されも同様の挙動を示すことが想定される。上述した転動体のる。これに伴い、すべりによる接線力の影響を受けにくく

推定挙動から、Fig. 12に示すすべりに伴って働く圧痕周なると考えられる。

縁での接線力は軌道内周側では転動体の移動方向と逆向き

本実験によって、スラスト型玉軸受に特有の転動体のに、軌道外周側では転動体の移動方向と同じ向きに作用す

モーションが圧痕周縁のトライボロジー挙動に影響を及ぼると考えられる。この観点に立つと、本実験で軌道内周側

し、その影響がき裂発生挙動にも強く反映されていることにき裂が明らかに偏って発生したという実験事実は、すべが見出された。今回、高速度鋼製粉末を混入させた汚染油

Ball moving direction
crack
dent

Position of crack
B

1.0 µm

A

A

B

100μm

(A)

(B)

FIG. 13 ‌(A) Scanning electron micrograph of a crack-generated dent observed in SUJ2; (B) its 3D cross-sectional profile. RCF test
was interrupted at 0.5×106 cycles.

FIG. 13(A) Scanning electron micrograph of a crack-generated dent observed in

Sanyo Technical Report6Vol.31 (2024) No.1
SUJ2; (B) its 3D cross-sectional profile.
37 RCF test was interrupted at 0.5×10

cycles.

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

Ball moving direction

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

浴内でスラスト型玉軸受の転がり疲れ試験を行い、多数のる。そのような表面の状態変化の兆候として、SCM420

圧痕を軌道幅内に偏りなく分布させる実験を行ったことをsecondary QTについて2.0×104サイクルで転がり疲れ

通じ、き裂が生成する圧痕の軌道内位置には明確な偏りが試験を中断して観察した結果、Fig. 14Aに示すようなき生じていることが明らかになり、き裂発生へのすべりの関

裂周辺におけるしわ状の模様が観察された。また、さらに与を強く裏付ける結果を得ることができた。

転がり疲れが進んだ1.0×106サイクルで転がり疲れ試験

以降では、マクロスケールの転動体のすべりが圧痕周縁を中断して観察した場合、Fig. 14C、Dに示すように、しの微小なき裂生成に及ぼす影響についてその詳細を明らか

わ模様はき裂から離れた位置にまで発生し、転動体移動方にする狙いのもと、ミクロスケールでの材料応答の観点に向に周期性を持った微視的な凹凸を伴っていることが分注目してき裂の発生メカニズムを調査した。

かった。表面での微視的塑性変形の痕跡とみられるその様相から、ミクロスケールのトライボロジーが疲労に強く関5.‌3.‌き裂の発生メカニズムの推定与していることが示唆された。

転動体移動方向からみて後方側にある圧痕周縁のき裂をしわ状の模様は、き裂生成前の段階（1.12×10 4サイ

さらに詳細に観察した。Fig. 13は、SUJ2について0.5×

クル時点）のSCM420 secondary QTでも同様に確認さ106サイクルで転がり疲れ試験を中断した試験片の観察結れていた。そして、しわ状模様は鋼種、熱処理、寿命の果である。き裂は圧痕周縁の後方側の曲線状を成す傾斜面

違いにはよらず、いずれも104サイクルオーダーでは形成において、軌道表面よりも低い箇所で生成していた。一されていることを確認した。また、FIg. 14Aで示すよう方、観察したサイクル数の時点では圧痕周縁部の変形があに、表面き裂はしわ状模様に沿って生成している様子が観る程度進行していた可能性を想定しても、従来研究で推定察された。これらの結果から、き裂形成に先立ち、転動体

されているような圧痕周縁の盛り上がり部でき裂が生成しの移動方向に対して圧痕周縁の後方側の傾斜した部分（従た様子は見られなかった。本実験では転がり接触部へのか

来研究の呼称に倣えば圧痕周縁の肩部）において、表層でみ込み時に塑性変形して扁平化した硬質粒子によって圧痕

微視的な塑性変形が生じていることが強く推定された。

が形成されているため、周縁の盛り上がりは生じにくい

そこで、さらなる現象の明確化のため、SCM420の試傾向にあった。圧痕周縁の盛り上がりがき裂生成に強く

験片を用いて、き裂が生成していない段階（1.12×104

影響していないとすれば、繰り返し疲労による材料表面

サイクル）のしわと、き裂生成直後（1.0×10 5 サイクの状態変化がき裂生成に影響を及ぼしている可能性があル）の微小き裂の断面をFIBを用いて切り出し、同装置

Schematic
viewofof
Schematic view
anexample ofofan example
wrinkled
patterns
wrinkled patterns

Ball moving direction
Wrinkled
patterndent

Wrinkledpatternpattern
Wrinkled

BB

crack

5μm
5μm

AA

20μm

(A)
(A)

(B)
(B)

(C)
(C)
0.01
0.01µmµm
BAA※ Roughness is emphasizedB※ Roughness is emphasized

(D)

(D)

FIG. 14 (A) Appearance of a surface crack observed in SCM420 secondary QT. RCF test was interrupted at 2.0×104 cycles. (B)Schematic view of an example of wrinkled patterns. (C) Scanning electron micrograph of wrinkled pattern away from a crackand (D) its 3D profile. RCF test was interrupted at 1.0 × 106 cycles.

FIG. 14 (A) Appearance of a surface crack observed in SCM420 secondary QT. RCF
FIG. 14 (A) Appearance of a surface crack observed in SCM420 secondary QT. RCF
test was interrupted at 2.0×104 cycles. (B) Schematic view of an example oftest was interrupted at 2.0×104 cycles. (B) Schematic view Sanyoof anTechnicalexampleof (2024) No.1
Report Vol.31
38
wrinkled patterns. (C) Scanning electron
micrograph of wrinkled patternwrinkled patterns. (C) Scanning electron micrograph of wrinkled pattern

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

裂の方向は、すべりに伴う接線力の影響によって最大せん

Microscopy Image、走査型イオン顕微鏡像）を取得し、断応力と水平せん断応力の双方に対して角度が変化したと詳細に観察した。Fig. 15Aに示すしわ部断面のFIB-SIMみられる。この理由として、合成せん断応力の影響がある像から、しわ部の表面にはき裂発生の前駆段階として生じものと推定される。

る「入込み・突出し」(Fig. 15B)に似た微細な凹凸が存塑性変形の様相をさらに詳細に確認するために、在することが確認された。そして、Fig. 15Aの右側矢印

SCM420について塑性流動とみられる領域のTEM観察をで示すように、しわ部の突出している側（凸側）の断面に行った。Fig. 17に、1.12×104サイクルで転がり疲れ試

は局所的な塑性流動を伴うサブミクロンオーダーの局所変験を中断した試験片のしわ部と、1.0×105サイクルで中形領域が観察された。Fig. 16Bに示す微小き裂の断面の断した試験片のき裂断面を観察した結果を示す。TEMのTEM明視野像にも、き裂周辺の表層部で同様の局所的な観察位置は、Fig. 17A、Cに示したSIM像の枠内部分に塑性流動が生じた領域が認められた。なお、Fig. 16B の相当する。なお、Fig. 16とFig. 17は同一き裂断面を観

TEMの観察位置は、Fig. 16Aに示すSIM像の微小き裂部

察しており、Fig. 17Cと Fig. 16AのSIM像は同一視野、分に相当する。加えて、微小き裂は塑性流動領域と塑性流

Fig. 17DのTEM像はFig. 16Bより低倍の視野となってい動が生じていない領域との境界で生じている様子が見られる。しわ部ならびにき裂断面のTEM明視野像には、双方た。関連して、Fig. 15Aの左側矢印が示すように、しわとも部分的に転位セル状の組織形成が認められた。すなわ

部断面にも境界と見られる箇所が観察された。以上の結果

ち、Fig. 17B、Dの丸で囲んだ部分においては強烈な塑性に基づき、圧痕周縁のすべりを伴う繰返し疲労によるミク変形が生じていることの明瞭な証拠が得られた。さらに、ロ的な材料応答の結果としてき裂形成に先立ち表面でしわ塑性変形領域の結晶の状態を確認するため、SUJ2につい部が形成され、これがき裂発生の起源となることが推定さて1.03×10 4サイクルで転がり疲れ試験を中断した試験れた。なお、観察された断面の微小き裂は、表面に対して片に対して、表面近傍のき裂断面と、それとの対比のため

約30°傾斜していた。この角度は、最大せん断応力の作の圧痕から離れた位置の表面近傍（元の状態に近い結晶が用方向（45°）、水平せん断応力の作用方向（0°）の維持されている）の軌道断面をTEM-ASTAR法により観察

いずれに対してもずれがある。このことから、発生するきした（Fig. 18）。Fig. 18Dに示すように、転動体移動方

Ball moving direction

Microstructure likean intrusion/extrusion

Microscopic
plastic flow

Microscopic plastic flow
500 nmBoundary(B)(A)

FIG. 15 ‌(A) Cross-sectional FIB-SIM image of wrinkle observed in SCM420 and (B) its schematic diagram. RCF test was interrupted
at 1.12×104 cycles.

FIG. 15(A) Cross-sectional FIB-SIM image of wrinkle observed in SCM420 and (B)30deg

Horizontal micro crack4
its schematic
diagram. RCF
test was interrupted at 1.12×10
Macro crack
Localized cycles.
micro plastic flow

Ball moving direction

at surface

Horizontal
micro crack
1µm

(A)

Low deformati on region

200nm

(B)
FIG. 16 ‌(A) Cross-sectional FIB-SIM image of microcrack observed in SCM420 and (B) its transmission electron microscopic
image. RCF test was interrupted at 1.0×105 cycles.

FIG. 16(A) Cross-sectional FIB-SIM image of microcrack observed in SCM420 and
Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

39(B) its transmission electron microscopic
image. RCF test was interrupted at

1.0×105 cycles.

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究に付帯している観察機能を用いてSIM像（Scanning Ion

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

向からみてき裂の前方側では塑性変形が少ない様子が観察

験の観察結果からみれば、後者のモードの関与は大きいとされ、き裂の後方側（Fig. 18E）ではFig. 18Bに示す元推定される。

の状態に近い結晶粒と比較して微細化した扁平な結晶粒がこのような局所変形のメカニズムを以下のように推定確認された。この微細な粒は、特定の方向に塑性変形してし、それに基づきFig. 19に推定される圧痕からのき裂発いる様子が見られた。これらの結果から、き裂発生箇所に生の模式図を示した。圧痕周縁部の傾斜面は、軌道面よりおいてはマルテンサイトの下部構造の微細化が引き起こさ低い位置にあるものの高い面圧が負荷されると転動体と転れるほどの局在化した塑性変形が生じていることが見出さがり接触することが可能である。Chiuらの解析においてれた。

も、圧痕周縁部の傾斜面にて応力集中が生じることが予測以上から、き裂は圧痕周縁部の表面における微視的塑性されている3)。圧痕の後方側においては、この応力集中作

変形の局在化を前駆段階として発生することが強く示唆さ

用と転動体によるすべりの作用を通じて、傾斜面を下る方れる。圧痕周縁部の表面における塑性変形によるダメージ

向に向かって材料を移動させようとする力が働く。その方は、①圧痕の形成時に生じる塑性変形の関与と、②転がり向に向かう材料の移動は、元の材料を押し退ける必要が無接触に伴った圧痕周縁の周期的な塑性変形の関与の2つのいために比較的容易に起こると推定される。そのような作モードが関与して引き起こされる可能性がある。今回の試用を繰り返し受ける結果、傾斜部において表層の局所的なBall moving direction
cellular dislocation
structure

500nm

(B)

(A)

200nm

Ball moving direction
cellular dislocation
structure

1 µm

(C)

200nm

(D)

FIG. 17 ‌(A) Cross-sectional FIB-SIM image of wrinkle observed in SCM420 and (B) its transmission electron microscopic image.
4
RCF test
interrupted at 1.12×10
cycles.
(C)of
Cross-sectional
FIB-SIM in
imageof microcrackof SCM420 and (D) its
FIG. 17(A) wasCross-sectional
FIB-SIM
image
wrinkle observed
SCM420and (B)transmission electron microscopic image. RCF test was interrupted at 1.0 × 105 cycles.

its transmission electron microscopic image. RCF test was interrupted at 1.12
Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

40×104 cycles. (C) Cross-sectional FIB-SIM
image of microcrack of SCM420

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

一定量の塑性ひずみを繰り返し与え続けようとすると、そとでき裂が発生するとみている。続いて、この微視的塑性

れを維持するためには、ひずみ硬化の影響があるために応変形のメカニズムについて、き裂周辺で見られたしわの形

力を増加させていく必要がある。ただし、繰り返しの硬化態的特徴に注目してさらに考察した。

の影響で応力の増加は緩やかになり、やがて飽和に至る。

本研究でき裂周辺に見られたしわ状の模様の凹凸には、

PSBは、繰り返し応力負荷による硬化が飽和することに周期性が認められた。すなわち、周期的な塑性変形の局在伴って形成されるとされ 13)、結晶金属内で部分的な微小化が生じていた。その周期は、軌道表面のしわ状模様の間すべりが生じて塑性変形し、転位組織が壁状に周期的に配隔からみて約0.5～1.2µmであった。このような周期的な列した構造に変化した箇所である。この転位組織は転位壁

凹凸状の変形を伴う金属の微視的塑性変形の事例として、とも呼ばれる。PSBが形成されるとその部分に疲労変形

固執すべり帯（Persistent Slip Band、PSB）が知られてが集中し、破壊へとつながる 14)15)。このPSBの転位壁はおり、しわ状模様が類似の過程を経て形成された可能性が約1.4μmの間隔を持つことが報告されており15)、今回の考えられる。例えば、金属に引張応力や圧縮応力を加えて実験で見られたしわ状模様の間隔のオーダーに近く、類似

A

A

C

B

Low deformation
Ball moving
direction
Ball moving

Ball moving
direction

200nm

500nm

(A)

(B)

500nm
crack

(A)

Low deformation
Directional plastic
deformation

C

B

200nm

crack
200nm

(B)

111

(C)

(D)

001

(E)
E
E)

2

200nm

1μm

1μm

(C)

C

B

Ball moving
direction

A direction
C
B

A

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

微視的塑性変形が生じ、その変形領域に応力が集中するこ

(D)

101

α-Fe

(F)

(F)

FIG. 18 (A) Cross-sectional TEM image of uncracked surface away from dent on the track observed in SUJ2 and (B) its inverse pole
FIG. 18 (A) Cross-sectional TEM image of uncracked surface away from dent ogure (IPF) map. (C) Cross-sectional TEM image near the surface crack observed in SUJ2 and its IPF map of (D) left side
FIG. 18fiand(A)(E)Cross-sectional
TEM
image
of uncracked surface away from dent on theright side of the surface crack. RCF test was interrupted at 1.03 × 104 cycles. Ball moving direction is left to right.
(F) IPF map was observed from the Y directiontrackin thisobserved
figure.
in SUJ2 and (B) its inverse pole figure (IPF) map. (C)track observed in SUJ2 and (B) its inverse pole figure (IPF) map. (C)Cross-sectional TEM image near the surface crack observed in SUJ2 an
Cross-sectional TEM image near the surface crack observed in SUJ2 and its
IPF map of (D) left side and (E) right side of the surface crack. RCF te
IPF map of (D) left side and (E) right side of the surface crack. RCF test wasinterrupted at 1.03 × 104 cycles. Ball moving direction is left to right. (interrupted at 1.03 × 104 cycles. Ball moving direction is left to right. (F) IPF
map was observed from the Y direction in this figure.
map was observed from the Y direction in this figure.

FIG. 19 Schematic diagram of the estimated mechanism of surface crack initiation from the dent.

FIG. 19 Schematic diagram of the estimated mechanism of surface crack initiation fromthe dent.

41

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究性がみられている。このことから、しわの形成は、接触部

合わせて使用されることが多い針状ころ軸受などで発生すにおける高い転がり接触荷重やすべりに伴う接線力に伴っる16)。長谷川らは、二円筒転がり疲れ試験における従動円て生じる表層部の局所的かつ比較的大きな繰返し応力に対筒の途中止め試験と観察を行い 17)、ピーリングの初期きする材料のミクロ的な塑性応答によってもたらされたと推裂が転動面の表面粗さ突起が塑性的に接触した部分から生定される。一方、その結果として生じるしわ状模様の部分じることを示した。接触部には、塑性変形により微小なし

では、繰り返しの転がり接触に伴う応力集中が生じて、きわ状の凹凸が形成され、その凹凸がさらに変形していく過裂が発生しやすいと考えられる。

程で表面き裂が発生すると推定されている。長谷川らが観察したしわ状の凹凸は、本研究で観察された圧痕周縁のしところで、本研究で取り扱った圧痕起点型はく離以外の代表的な表面起点型はく離として、ピーリングが知られわ状模様と類似しており、共に局所的な微視的塑性変形かる。ピーリングは、幅・深さともに10µm程度の微小なはら生じるという推定のき裂生成メカニズムにも類似性が見く離やき裂が密集した損傷を指す16)。ピーリングは一般的られる。これまで圧痕起点型の表面起点はく離とピーリンな軸受と比較して転動面の表面粗さが粗いと発生しやすく

グによる表面損傷とは同じ表面起点型の損傷として分類さなり、転動体と軌道の表面同士の直接接触が起こるようなれながら、互いに区別されて議論されてきた。しかしなが希薄潤滑条件で誘発される 17)。例えば、仕上げ加工の難ら、本研究によれば両タイプにおける損傷の発端となる疲

易度が高い大型軸受や、表面粗さの大きい相手部品に嵌め

労現象には共通性があることが見出された。したがって、(A)
Ball moving direction

Ball moving direction

Top view

Side view

Ball moving direction
Ball moving direction
Ball moving direction
Ball moving direction
Ball moving direction
Ball moving direction

(A)
crack

dent

(D)

crack

Top view

dent

50µm

FIG. 20

46µm

(D)

50µm

Side view

(C )
(C )

Side view

Orthogonal shear stress range (2τ0, MPa)
range (2τ0, MPa)shearOrthogonal
stress1500
rangeshear(2τ0, stress
MPa)
Horizontal 46µm Orthogonal
0
500
1000
2000
2500

50µm propagation

Horizontal
00
500
propagation

Depth
from
thethesurface
(µm)
Depth
from
surface(µm)(D)(B) Top view
(C )
(B)

(B)

50µm

0

50
50
100
100
150
150
200

200

1000 01500 500
2000 1000
2500 1500 2000 2500
0
46µm
46µm
46µm

Depth from the surface (µm)

(A)

50
100
150
200

(E)

(E)

(E)

FIG. 20 (A) Digital microscopic image of the surface crack just before flaking observed in SCM420 secondary QT; (B) top viewand (C) side view of 3D reconstructed images; (D) cross section scanning electron micrograph; (E) calculated orthogonal(A) Digital
microscopic image of the surface crack just before flaking
shear stress distribution of cross section. RCF test was interrupted at 5.8 × 106 cycles.

FIG. 20 (A) Digital microscopic image of the surface crack just before flaking
observed in SCM420 secondary QT; (B) top view and (C) side view of 3D
observed
SCM420 secondary(B) topcrack
view justand before(C) sideview
of 3D
FIG. 20 (A)Digitalinmicroscopic
image of QT;
the surface
flaking
Sanyo
Technical Report Vol.31 (2024) No.1
42
reconstructed images; (D) cross section scanning electron micrograph; (E)reconstructed
images;(D) crossQT;
sectionscanning
electronmicrograph;(E)observed
in SCM420
secondary(B) topview and(C) sideview of 3D

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

ことが分かる。この特徴は、Fig. 20D に示す二次元断面

ただし、ピーリングの対策となる部品表面粗さの改善や部観察でも確認された。内部のき裂は表面から内部に向かっ品表面の皮膜処理（例えば、リン酸マンガン処理や黒染処て傾斜しながら伝ぱし、表面からの深さが50μm程度に16)）については、圧痕が形成される際に表面粗さが悪化到達すると水平に伝ぱする様子が見られた。最終的にはく

したり、皮膜が損傷したりする可能性があるため、効果的離に至る過程は、転がり疲れにおける内部起点型はく離とではない場合が想定される。したがって、圧痕起点型はく類似していた。発生したき裂が傾斜して伝ぱするのは、内離に有効性のある新たな対策を見出すことは重要である。

部の合成せん断応力の影響と考えられる。一方、き裂が水理

平伝ぱに移行するのは、深い位置では水平せん断応力の影
5. 4. き裂の内部への伝ぱ挙動

響が強まるためとみられる。Fig. 20Eに、ヘルツ接触を

以下では、圧痕周縁で生じたき裂の内部への伝ぱ挙動の考慮して計算した内部の水平せん断応力分布を示す。計

調査のため、代表例として、SCM420 secondary QTに算の条件は、実験と同じく直径9.525mmの転動体を介しついて確認した結果を示す。

て平板に最大5.2GPaのヘルツ接触面圧をかけた場合とし6

Fig. 20は、5.8×10 サイクルで転がり疲れ試験を中た。なお計算において、き裂の存在は考慮していない。応断した試験片におけるはく離直前の状態とみられる表面

力分布と対比すると、表面から50μm程度の深さでは応き裂の三次元再構成像と二次元断面SEM像である。Fig.

力が最大となる深さには達していないものの、最大応力の20Bに示すように、三次元再構成像を上方から見ると、80%程度は作用している。ここで、き裂伝ぱ挙動を理解す

軌道表面上ではき裂は円環状を呈しており、その状況かるために、応力拡大係数幅ΔKについて考慮を行った。応力ら内部への伝ぱを伴って発達していることが分かる。ま

拡大係数幅ΔKは、破壊力学においてき裂進展速度の支配

た、Fig. 20Cに示ように、三次元再構成像を側面から見因子として考えられている。ΔKは一般にると、内部のき裂の底は軌道表面に対してほぼ平行である

され、σはき裂に作用する応力、aはき裂長さの半分であSurface crack initiation
Dent(Micro-scale)Surface crackで表Subsurface crack propagation and flaking(Macro-scale)Internal crack

Dent

Propagation on
an inclined plane(by subsurface synthetic shear stress)

Flaking

Horizontal propagation(by orthogonal shear stress)

Ball moving direction
FIG. 21 Schematic diagram of the estimated flaking mechanism from the dent.

FIG. 21

Schematic diagram of the estimated flaking mechanism from the dent.

Surface crack length: 60µm
Ball moving direction

Surface crack length: 155µm

Ball moving
direction
Subsurface crack depth：： 16µｍｍ(Inclined at 33°° to the surface)(A)

Subsurface crack depth：： 40µｍｍ(Inclined at 38°° to the surface)(B)

FIG. 22 (A)‌
3D reconstructed image of the relatively short surface crack of SCM420 secondary QT. RCF test was interrupted at
6
5.3×10(B) 3D
3D reconstructedof therelatively
long surface
crack of crack
SCM420secondary QT. RCF test was
FIG.cycles.
22 (A)
reconstructedimage
image
of therelatively
short surfaceof SCM420
interrupted at 2.9 × 106 cycles. The color of the surface cracks is changed
6 from the interior.

secondary QT. RCF test was interrupted at 5.3×10 cycles. (B) 3D
reconstructed image of the relatively long surface crack of SCM420
secondary QT. RCF test was interrupted at 2.9 × 106 cycles. The
colorof theSanyo
Technical
Report Vol.31 (2024) No.1
43
surface cracks is changed from the interior.

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究両タイプの損傷を抑制する対策も共通する可能性がある。

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

また、表面と内部のき裂の伝ぱの関係を調査するため、度は大きくなる。転がり疲れに適用する場合、σはモード
18)。

5.3×10 6サイクル、および2.9×10 6サイクルで転がり

き裂先端におけるΔKが、き裂長さとき裂が存在する深さ疲れ試験を中断した試験片における異なる表面長さを有すでの水平せん断応力振幅に依存することを考慮すると、表るき裂について三次元で観察した結果、Fig. 22に示すよ層から50μm程度の深さにおけるき裂伝ぱに対して水平

うに、表面のき裂が長いほど内部のき裂は深くまで伝ぱしせん断応力の影響が支配的になることは十分起こり得るとており、互いに連動して伝ぱしていることが明らかとなっ考えられる。

た。したがって、通常であればき裂の伝ぱ状況を詳細に知Ⅱの水平せん断応力振幅の2τ0とみなすことができる

以上の結果をもとに推定したはく離メカニズムの模式図るためには、二次元断面観察や三次元透過観察を行って内をFig. 21に示す。軌道上に硬質粒子が輸送されることで形部の伝ぱ状況を観察する必要があるが、本試験方法におい成された圧痕を起点とするはく離は、圧痕周縁のごく表層でては表面のき裂長さを指標として用いても簡便に内部のきの局所的な結晶塑性を伴うミクロスコピックな表面き裂の生

裂伝ぱ状況を評価できることが示唆された。

成過程を経た後、繰り返しの負荷応力の影響によるマクロス5.‌5.‌圧痕起点型はく離寿命に及ぼすミクロ組織の影響

コピックな内部伝ぱへと続き、最終的には内部起点型はく離と同様に水平せん断応力支配によるはく離に至ると推定さ

SCM420とSCM420 secondary QTを用いて、ミクロれた。すなわち、本研究の結果に基づくと、圧痕起点型の転組織に違いを持たせた試料におけるき裂の挙動ならびにがり疲れは、き裂の伝ぱ挙動ならびに伝ぱを支配する応力

寿命を確認した。まず、二次焼き入れを行ったSCM420の観点からみて、表面起点型の疲労と内部起点型の疲労とsecondary QTの結晶粒の微細化度合いを見るためSEMを

Grain size: ~10µm

Grain size: ~3µm

20μm

20μm

(B)

(A)

FIG. 23 Scanning electron micrographs of cross section near surface of (A) SCM420 and (B) SCM420 secondary QT before RCF test.

1200 23 Scanning electron micrographs of cross 50
FIG.
section near surface of (A) SCM420
SCM420
SCM42045
and (B) SCM420 secondary QT before RCF test.
1100

SCM420 secondary QT

40

900
800

1.E+00
1

30
25
20
15
10

700
600

SCM420 secondary QT

35

1000

γR (vol%)

Hardness (HV)

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究の混合モードで進行すると考えることができる。

る。ΔKが大きいほど、疲労サイクルあたりのき裂進展速5
1.E+02102

1.E+04104

1.E+0610601
1.E+00

1.E+08108102
1.E+02104
1.E+04106
1.E+06108
1.E+08

Number of cycles

Number of cycles

(B)

(A)

FIG. 24 Variation of (A) hardness and (B) amount of retained austenite of SCM420 and SCM420 secondary QT with the numberof test24
cycles.
FIG.
Variation of (A) hardness and (B) amount of retained austenite of SCM420 and

SCM420 secondary QT with the number of test cycles.
44

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

Number of dents: 837
Number of dents with crack : 37

(A)

(B)

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

Number of dents: 814
Number of dents with crack : 60

FIG. 25 ‌Frequency of cracks for (A) SCM420 and (B) SCM420 secondary QT in each range of crack length. RCF test wasinterrupted at 1.0 × 106 cycles.

FIG. 25 Frequency of cracks for (A) SCM420 and (B) SCM420 secondary QT in eachrange of crack length. RCF test was interrupted at 1.0 × 106 cycles.
Surface crack length (µm)

用いた観察を実施した。観察の結果、各試料の結晶粒径
は、SCM420で約10µm、SCM420 secondary QTで約3µmであり、SCM420 secondary QTの結晶粒は明らかに微細化していた（Fig. 23）。なお、結晶粒径は、平均
旧オーステナイト粒径を測定している。
次に、き裂の発生状況を確認するため、十分な数のき裂が発生・伝ぱしている段階にある1.0×106サイクルでス
ラスト型転がり疲れ試験を中断した試験片について、軌道1.0×105cycles
100

SCM42010
0.E+001

上の観察を行った。前述と同様の方法で、き裂を伴う圧痕の全個数を全ての圧痕個数で除することによってき裂のSCM420 secondary QT
2.E+06
2×106

4.E+064×106

6.E+06
6×106

Number of Cycles

発生頻度を求めた結果、SCM420、SCM420 secondary
QTのき裂発生頻度はそれぞれ7.4％、4.4%と求められ、

FIG.
‌Variationof lengthsurface forcrack
length for
FIG. 26 Variationof26
surfacecrack
SCM420andSCM420
SCM420andsecondary QTSCM420 secondary QT during RCF test.
during RCF test.

SCM420 secondary QTでは圧痕からのき裂の発生が抑制されていることが分かった。

本研究によって、圧痕周縁でのき裂の発生には微視的な

γ量は、あくまでも軌道表面の平均的な値であるため、圧痕塑性変形が影響を及ぼしていることを掴んでいる。材料間周縁の局所的な値を求めたものではないがSCM420の方がで圧痕の形状には大きな差異は見られなかったため、圧痕残留γ量の観点では寿命に対してやや有利な状態である。

周縁に加わる応力の大きさも同じ程度と推測される。した残る違いは、SCM420 secondary QTの方が結晶粒が微細がって、両試料では微視的な塑性変形に対する抵抗力に差なことである。この特徴を通じて、耐力が向上して塑性変形があると推定され、それが圧痕周縁でのき裂生成状況の違に対する抵抗性が向上することが考えられ、これがき裂のいをもたらしたと考えている。Fig. 24は、スラスト型転が発生が抑制される理由として推定している。

り疲れ試験過程での軌道表面における硬さと残留γ量の経

次に、表面き裂の長さを指標として、き裂の伝ぱ挙動を

時変化を確認した結果である。両試料の硬さレベルは概ね評価した。Fig. 25は、表面き裂長さを測定して発生頻度同程度であり、試験サイクル数が増加すると硬さは増加すのヒストグラムを作成した結果である。SCM420に比べ、る傾向であった。これは繰り返し疲労の負荷によって残留

SCM420 secondary QTでは長い表面き裂の発生頻度がγがマルテンサイトに変化する影響によると考えられる。た総じて減少していたことが分かった。また、Fig. 26に示だし、残留γは、試験サイクル数の増加とともに大幅に減少

す同じ表面き裂を経過観察して長さを調査した結果から、することはなく高サイクル領域まで安定的に存在し、むしろSCM420 secondary QTでは表面き裂の伝ぱが遅延していSCM420の方がやや多めに残留していた。この硬さと残留る傾向も確認された。以上から、結晶粒が微細なSCM420

45

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

F(t) (%)

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究②圧痕周縁でのき裂の発生に対し、転がり接触における転99

動体と軌道の間で作用するすべりの関与が強く推定され

90
80
70
60
50
40
30
20
15
10
7
5
3
2

た。すべりは、転動体の転がり方向からみて後方側の圧痕
周縁に局所的かつ微視的な塑性変形（表面の微小なしわ状の凹凸）を生じさせ、それによる応力集中作用でき裂が発生するとみられることを新たに見出した。推定されたき裂
発生メカニズムは、従来は区別されてきたピーリングの損
傷メカニズムとも共通性があると考えられた。
③圧痕を起点とする表面起点型はく離は、表面起点型のき裂発生と合成せん断応力による内部へのき裂伝ぱに始ま〇SCM420(L50=3.5 × 106cycles)●SCM420 secondary QT (L50=5.1 × 106cycles)

1

106
1E+06

Number of cycles

り、最終的には内部の水平せん断応力の作用による内部起点型のき裂伝ぱに移行することによって生じていることが

107
1E+07

推定された。

FIG. 27 Weibull plot of RCF lives for SCM420 and SCM420
secondary
FIG. 27 Weibull
plot of QT.
RCF lives for SCM420 and SCM420 secondary QT.

④結晶粒微細化は、圧痕周縁のき裂発生・伝ぱの抑制に対して有効性が見られており、材料観点での長寿命化対策となりうることを見出した。

secondary QTではき裂の発生が抑制されることに加え、謝辞

表面き裂の伝ぱも抑制されていることが推測された。これに伴う内部の水平せん断応力が強まる深さに向かうき裂伝

本報で示した放射光を利用した CT 観察の結果は大型放ぱの抑制は、長寿命化に対して有効と考えられる。
最後に、スラスト型転がり疲れ試験の寿命評価結果をFig.

射光施設 SPring-8 の兵庫県 ID ビームライン BL24XU（課27に示す。各鋼種の平均寿命（L50寿命）は、SCM420で

題番号 2022A3254）の利用成果であり、観察を実施し

6

6

3.5×10 サイクル、SCM420 secondary QTで5.1×10 サて頂いた公益財団法人ひょうご科学技術協会放射光研究セ

イクルであった。SCM420 secondary QTは、SCM420にンターの漆原良昌氏に謹んで感謝を申し上げます。

対して硬さ・残留γ量の点からは有利でないものの明らかな参考論文

長寿命化が認められている。したがって、結晶粒微細化は、長寿命化に対する有効対策の一つとして期待される。なお、
1)

結晶粒微細化によりもたらされるき裂の発生・伝ぱの抑制メ

R. Manabe and T. Fujimatsu, “Clarification of

カニズムに関しては、不明な点も残されているため、今後さthe Flaking Mechanism Caused by the Inclusion,

らに検証を深める予定である。

Partially - Appeared on the Surface, under Rolling
Contact Fatigue,” Sanyo Technical Report 29,

６．結論

no. 1 (2022): 22–34.
2)

T. Ueda and N. Mitamura, “Mechanism of Dent

本研究では、実部品で想定されうる硬質粒子が混入した

Initiated Flaking and Bearing Life Enhancement

汚染潤滑環境を模擬した転がり疲れ試験を実施し、軌道上Technology under Contaminated Lubricationに形成される圧痕や、その周縁で発生するき裂の詳細観察

Condition, Part I: Effect of Tangential Force on

およびはく離過程の観察を行った。その結果、き裂発生のDent Initiated Flaking,” Tribology International

メカニズムおよびはく離のメカニズムに関して、以下の知

41, no. 11 (2008): 965–974.

見が得られた。

3)

Y. P. Chiu and J. Y. Liu,“An Analytical Study of
the Stress Concentration around a Furrow Shaped①スラスト型転がり疲れ試験において、可塑性をもつ硬質

Surface Defect in Rolling Contact,”Journal of

粒子により形成させた圧痕は、不定形状を示し、かつ圧痕

Lubrication Technology 92, no. 2 (1970): 258–263.

周辺の盛り上がりの形成は軽微であった。それにも関わら

4)

K. Toda, T. Mikami, and T. Hoshino, “Effect ofず、圧痕周縁にき裂が生成する位置やはく離の特徴は、従Dent on Rolling Fatigue Life,” Tribologist 38, no.

来報告されてきた人工圧痕（硬さ試験機により付与したも6 (1993): 526–532.

の）を用いた場合と同様となった。

5)

46

K. Hiraoka, T. Katsura, H. Yamagata, and T. Koike,

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

転がり疲れによる表面圧痕周辺のき裂挙動の詳細解析

Analysis (3rd Report),” Journal of the Japan

Hardened Steel under Contaminated Lubricant

Society of Naval Architects and Ocean Engineers

Environment,” Sanyo Technical Report 9, no. 1

186 (1999): 535–544.

(2002): 35–42.
6)14) T. Shimada, T. Kondo, and T. Kitamura, “Critical

K. Toda, T. Mikami, and T. Hoshino, “EffectThickness for Formation of Fatigue Dislocationof Ridge around Dent and Retained Austenite

Structures: A Discrete Dislocation Dynamics

on Rolling Fatigue Life,” Journal of the Japan

Study,” Transactions of the Japan Society of

Institute of Metals and Materials 58, no. 12

Mechanical Engineers A 78, no. 793 (April(1994): 1473–1478.
7)8)2012): 1242–1249.

T. Sada, T. Mikami, and M. Harada, “Ball Bearing

15) Y. Kaneko and S. Hashimoto, “Observation ofLife Reduction Due to Surface Dents,” The Japan

Dislocation Structure of Fatigued Copper Single

Society for Precision Engineering conference

Crystals Using ECCI Method,” Journal of theproceedings M77 (April 2003): 589.

Japan Institute of Metals and Materials 66, no. 12

C. Moyer, “The Influence of Debris on Bearing(2002): 1297–1303.

Performance: Chapter II,” SAE Transactions 98
9)16) N. Hasegawa, “Prediction of Peeling Life under(1989): 1383–1392.

Poor Lubrication Conditions and Development ofT. Ueda and N. Mitamura, “Mechanism of Dent

Long-Life Technology” (PhD diss., University ofInitiated Flaking and Bearing Life Enhancement

Hyogo, 2019).

Technology under Contaminated Lubrication17) N. Hasegawa, T. Fujita, M. Uchidate, M. Abo, andCondition, Part II: Effect of Rolling Element Surface

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NTN Technical Review 88 (2021), 77–85.

under Contaminated Lubrication Condition,”18) N. Tsunekage and K. Hiraoka, “Prediction

Tribology International 42, nos. 11–12 (2009):

Technique of Rolling Contact Fatigue Life Based

1832–1837.

on the Flaking Model,” in Fundamental Studies10) H. Komata, Y. Iwanaga, T. Ueda, K. Ueda, ando n Te c h n o l o g i e s f o r S t e e l M a t e r i a l s w i t h

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Enhanced Strength and Functions, Second

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M. Beswick (West Conshohocken, PA: ASTM
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■著者11) C. Vieillard, Y. Kadin, G. E. Morales-Espejel, and
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Study of Surface Rolling Contact Fatigue Damage
Progression in Hybrid Bearings with Artificial
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12) G. E. Morales-Espejel and A. Gabelli, “Damage
Mechanisms of Indentations in Raceways of藤岡 優馬

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石橋 いずみ前田 尚輝

Magazine from SKF, 2012, https://web.archive.
org/web/20230516182046/https://evolution.
skf.com/damage-mechanisms-of-indentations-inraceways-of-rolling-bearings/
13) N. Osawa, T. Yasumitsu, K. Hashimoto, N.
Yamaga, and R. Yamada, “Study on Fatigue
Crack Initiation Process by Using Crystalline FEM

藤松 威史

47

Sanyo Technical Report Vol.31 (2024) No.1

特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究“Rolling Contact Fatigue Properties of Surface