内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受において、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つが、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2.6~4.5質量、Moを0.1~0.4質量、Niを0.20質量以下、Cuを0.20質量以下、Sを0.020質量以下、Pを0.020質量以下、Oを12質量ppm以下、それぞれ含有し、残部がFeと不可避不純物からなる合金鋼により構成され、その表面が浸炭処理あるいは浸炭窒化処理がなされており、運転時に相手面と接触する面の表面におけるCN量が0.9~1.4質量であり、この接触面の表面における炭化物の面積率が10以下であり、この接触面の表面から前記転動体の直径の1の深さにおける、硬さがHv720~Hv832であり、残留オーステナイト量が20~45容量であり、圧縮残留応力が50~300MPaであり、この接触面の表面から前記転動体の直径の1~3の深さにおける、旧オーステナイト粒径の平均値が20μm以下で、かつ、旧オーステナイト粒径の最大値が前記平均値の3倍以下であり、および、芯部の硬さがHv400~550である、ことを特徴とする転がり軸受。前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つにおいて、さらに、任意の切断面の面積320mm2あたりに存在する直径10μm以上の酸化物系介在物の数が10個以下である、請求項1に記載の転がり軸受。前記接触面の表面から前記転動体の直径1の深さにおけるCN量が0.7~1.3質量である、請求項1または2に記載の転がり軸受。前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つにおいて、さらに、前記接触面の表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さRpで1.4μm以下である、請求項1~3のいずれかに記載の転がり軸受。前記転動体の直径が30mm以上である、請求項1~4のいずれかに記載の転がり軸受。内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受における、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つからなる転がり軸受部品を製造する方法であって、前記転がり軸受部品を構成する合金鋼として、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2.6~4.5質量、Moを0.1~0.4質量、Niを0.20質量以下、Cuを0.20質量以下、Sを0.020質量以下、Pを0.020質量以下、Oを12質量ppm以下、それぞれ含有し、残部がFeと不可避不純物からなる合金鋼を用い、前記転がり軸受部品に対して、900~980°Cの温度で所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施し、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後に、炉冷して、620~700°Cの温度で所定時間保持し、さらに、焼き入れ処理および焼き戻し処理を行うことにより、前記転がり軸受部品の運転時に相手面と接触する面の表面におけるCN量を0.9~1.4質量とし、この接触面の表面における炭化物の面積率を10以下とし、さらに、この接触面の表面から前記転動体の直径の1の深さにおける残留オーステナイト量を20~45容量とする、ことを特徴とする転がり軸受部品の製造方法。本発明は、上述のような事情に鑑みて、組織変化の発生をより十分に抑制できるとともに、高い靱性を備えることにより、潤滑剤として潤滑油が用いられる比較的大型の転がり軸受について、厳しい使用条件下においても、その長寿命化を実現することを目的としている。本発明は、内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受に関する。特に、本発明の転がり軸受は、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つが、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2.6~4.5質量、Moを0.1~0.4質量、Niを0.20質量以下、Cuを0.20質量以下、Sを0.020質量以下、Pを0.020質量以下、Oを12質量ppm以下、それぞれ含有し、残部がFeと不可避不純物からなる合金鋼により構成され、その表面が浸炭処理あるいは浸炭窒化処理がなされており、運転時に相手面と接触する面の表面におけるCN量が0.9~1.4質量であり、この接触面の表面における炭化物の面積率が10以下であり、この接触面の表面から前記転動体の直径の1の深さにおける、硬さがHv720~Hv832であり、残留オーステナイト量が20~45容量であり、圧縮残留応力が50~300MPaであり、この接触面の表面から前記転動体の直径の1~3の深さにおける、旧オーステナイト粒径の平均値が20μm以下で、かつ、旧オーステナイト粒径の最大値が前記平均値の3倍以下であり、芯部の硬さがHv400~550である、ことを特徴としている。前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つにおいて、上記特徴に加えて、任意の切断面の面積320mm2あたりに存在する直径10μm以上の酸化物系介在物の数が10個以下であることが好ましい。また、前記接触面の表面から前記転動体の直径の1の深さにおけるCN量が0.8~1.2質量であることが好ましい。さらに、前記接触面の表面における表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さRpで1.4μm以下であることが好ましい。本発明は、特に、前記転動体の直径が30mm以上である転がり軸受に好適に適用される。すなわち、本発明の転がり軸受は、風力発電装置を構成する発電用風車の主軸を支持する大型の転がり軸受として、また、風力発電装置や建設機械を構成する変速機など、歯車で動力を伝達する機構を支持する回転軸であって、作用するトルクの方向が一時的に変化する回転軸を支持する転がり軸受として、さらには、建設機械の車軸など、回転方向が頻繁に変化する回転軸を支持する転がり軸受として、好適に用いられる。なお、本発明では、いずれの転がり軸受部品について本発明により構成するかについては、軸受名番および使用条件を勘案して決定される。すなわち、最もはく離しやすい転がり軸受部品について本発明を適用すれば十分である。ただし、その他の部品もしくはすべての部品について、本発明を適用することは可能である。また、本発明は、内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体とを備える転がり軸受における、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つからなる転がり軸受部品を製造する方法に関する。特に、本発明の製造方法は、前記転がり軸受部品を構成する合金鋼として、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2.6~4.5質量、Moを0.1~0.4質量、Niを0.20質量以下、Cuを0.20質量以下、Sを0.020質量以下、Pを0.020質量以下、Oを12質量ppm以下、それぞれ含有し、残部がFeと不可避不純物からなる合金鋼を用い、前記転がり軸受部品に対して、900~980°Cの温度で所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施し、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後に、炉冷して、620~700°Cの温度で所定時間保持し、さらに、焼き入れ処理および焼き戻し処理を行うことにより、前記転がり軸受部品の運転時に相手面と接触する面の表面におけるCN量を0.9~1.4質量とし、この接触面の表面における炭化物の面積率を10以下とし、さらに、この接触面の表面から前記転動体の直径の1の深さにおける残留オーステナイト量を20~45容量とする、ことを特徴としている。本発明では、内輪と外輪と転動体のうちの少なくとも1つについての転がり軸受部品の製造工程において、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後であって、焼き入れおよび焼き戻し処理の前に、炉冷して、転がり軸受部品を620~700°Cの温度で所定時間保持することにより、合金鋼の組織について、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ことで、焼き入れ後の旧オーステナイト粒界や組織を均一にしている。本発明は、これにより、転がり軸受部品の接触面の表面、表層部、芯部の合金鋼の性状を適切に制御でき、もって、組織変化型はく離の抑制と優れた破壊靱性の両立を高いレベルで実現することを可能としている。本発明者らは、転がり軸受を構成する内輪と外輪とこれらの間に転動自在に設けられた転動体のうち、少なくとも1つの部品、好ましくは外輪と内輪、さらに好ましくはすべての部品、において、1合金鋼中の構成元素の含有量を工夫し、酸化物系介在物の量を制御し、運転時に相手面と接触する面軌道面ないしは転動面の表面における表面粗さを調整するとともに、組織変化が起こりやすい位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、旧オーステナイト粒径、CN量を制御することで、水素による組織変化を遅延させることによる転動疲労寿命を向上させることができること、また、2前記接触面の表面におけるCN量、炭化物の面積率、この表面から所定の深さにおける旧オーステナイト粒径、芯部の硬さを制御することで、靱性を向上させることができること、さらには、3このような転がり軸受の性状を、上記部品に対する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理の工程から焼き入れ処理および焼き戻し処理の工程の間において、所定の処理を施すことにより達成できる、との知見を得て、本発明を完成するに至ったものである。以下、本発明における上述した特徴について、それぞれ詳細に説明を行う。[構成元素について]以下、本発明の転がり軸受を構成する合金鋼の各構成元素およびその含有量の臨界的意義について説明する。[炭素の含有量]炭素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。その含有量は、0.10~0.30質量、好ましくは0.16~0.28質量とする。炭素の含有量が0.10質量未満であると、部品の芯部における硬さが不足して剛性が低下してしまう。一方、炭素の含有量が0.30質量を超えると、芯部の靱性が低下してしまう。なお、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を行うと表面が硬く、内部にいくほど硬さが下がっていくが、硬さが下がりきって一定になったところを芯部と定義している。[ケイ素の含有量]ケイ素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元素である。また、基地組織のマルテンサイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は、0.2~0.5質量、好ましくは0.3~0.5質量とする。ケイ素の含有量が0.2質量未満であると、組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、0.5質量を超えると、浸炭性ならびに浸炭窒化性が低下してしまう場合がある。[マンガンの含有量]マンガン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元素である。また、基地組織のマルテンサイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。さらに、熱処理後の残留オーステナイトを生成しやすくする効果をもたらす。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および集積を遅延させるため、組織変化が局所的に生じるのを遅延させ、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は、0.2~1.2質量、好ましくは0.6~1.2質量とする。マンガンの含有量が0.2質量未満であると、上述した組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、1.2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多となったりして、各部品の寸法安定性が低下する。組織変化を抑制する効果を安定して得るためには、マンガンの含有量を0.6質量以上とする。上述のように、マンガン量が多いと旧オーステナイト粒径が粗大化する傾向があるため、後述するように、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理の後に、炉冷して、620~700°Cの温度で所定時間保持する処理を行って、結晶粒を均一に微細化する必要がある。[クロムの含有量]クロム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る元素である。また、炭素と結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる効果をもたらす、さらに、炭化物と基地組織のマルテンサイトとを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は、2.6~4.5質量、好ましくは2.6~3.5質量とする。クロムの含有量が2.6質量未満であると、上記の組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、4.5質量を超えると、各部品の靱性が低下したり、浸炭性ならびに浸炭窒化性が低下したりしてしまう場合がある。また、素材のコストアップを生じさせることとなり、また、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ため、各部品の生産性を低下させてしまう。[モリブデンの含有量]モリブデンMoは、合金鋼の基地組織に固溶して、焼き入れ性および焼き戻し軟化抵抗性を向上させる元素である。また、炭素と結合して硬い炭化物を形成し、耐摩耗性および転動疲労寿命を向上させる効果をもたらす。さらに、炭化物と基地組織のマルテンサイトとオーステナイトを安定化させるため、水素による組織変化が遅延されて、各部品の寿命を延長させる効果をもたらす。その含有量は、0.1~0.4質量、好ましくは0.2~0.4質量とする。モリブデンの含有量が0.1質量未満であると、上記の組織変化を遅延させる効果などが十分に得られない。一方、0.4質量を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。また、素材のコストアップを生じたり、被削性が低下したりするため、各部品の生産性を低下させてしまう。[ニッケルの含有量]ニッケルNiは、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼き入れ性を向上させる効果とオーステナイトを安定化させる効果のある元素である。さらに、その添加により靱性が向上する。その含有量は、0.20質量以下とする。ニッケルの含有量が多いほど上記効果がより得られるが、ニッケルは高価であり、鋼材コストを上げる原因となるため、積極的には添加せず、上記の含有量の範囲に抑制することが好ましい。[銅の含有量]銅Cuは、鋼の精錬時に微量に含まれる元素であり、焼き入れ性を向上させる効果と、粒界強度を向上させる効果のある元素である。その含有量は、0.20質量以下とする。銅の含有量が0.20質量を超えると、熱間鍛造性が低下するため、積極的には添加せず、上記の含有量の範囲に抑制することが好ましい。[硫黄の含有量]硫黄Sは、硫化マンガンMnSを形成し、合金鋼中で硫化物系の非金属介在物として作用するため、合金中の硫黄の含有量は少ない方が好ましい。このため、その含有量を0.020質量以下、好ましくは0.012質量以下とする。[リンの含有量]リンPは、結晶粒界に偏析して、粒界強度や破壊靱性値を低下させるため、リンの含有量も少ない方が好ましい。このため、その含有量を0.020質量以下、好ましくは0.012質量以下とする。[酸素の含有量]酸素Oは、合金鋼中で酸化アルミニウムAl2O3などの酸化物系の非金属介在物を形成する。この酸化物系介在物は、はく離の起点となり、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすことから、酸素の含有量も少ない方が好ましい。このため、その含有量を12質量ppm以下、好ましくは10質量ppm以下とする。[酸化物系介在物の量]合金鋼中に、酸化物、硫化物や窒化物などの大きな非金属介在物が存在すると、その周りに応力が集中して、これらの介在物を起点とした疲労き裂が生じ、はく離の原因となる。また、合金鋼中に浸入した水素は、この応力集中部に集積しやすいため、大きな介在物の周りでは鋼の組織変化も生じやすくなる。非金属介在物のうち、Al2O3、MgO、CaOなどの酸化物系介在物であって、大きさが直径10μm以上であるものは、疲労き裂の起点となりやすい。一方、酸化物系介在物の大きさが10μm未満である場合は、これらの介在物を起点としたき裂が生じる前に、鋼の基地組織が水素で変化し、これに伴う疲労き裂が先に発生することとなる。よって、直径が10μm未満の酸化物系介在物が存在していても、実質的に問題を生ずることにはない。これらの観点から、上述した本発明の特性を備える、前記内輪と外輪と転動体のうち少なくとも1つにおいて、酸化物系介在物を起点とした疲労き裂が生じることを抑制するために、任意の切断面の面積320mm2あたりに存在する直径10μm以上の酸化物系介在物の数を10個以下とすることが好ましく、さらに、5個以下とすることがより好ましい。なお、合金鋼中における直径10μm以上の大きな酸化物系介在物の数を抑制するためには、素材として、このような酸化物系介在物の数が本来的に少ない合金鋼を用いるか、あるいは、次に示す方法を行うことでも制御することができる。素材である棒鋼材料の内部に分布する酸化物系介在物は、棒鋼の中心部分付近および最表部に多く分布する。したがって、内輪または外輪を製作する際の熱間鍛造工程あるいは熱間ローリング工程において、棒鋼材の中心部付近と最表部付近が、内輪または外輪の軌道表面近傍に入らないように、成形を行うことで、酸化物系非金属介在物の分布を管理することができる。また、熱間鍛造あるいは熱間ローリング後の旋削加工において、鋼材の中心部付近および最表部付近に相当する部位を取り除くことによっても、酸化物系非金属介在物の分布を管理することができる。[接触面の表面におけるCN量および炭化物の面積率]各部品における、運転時に相手面と接触する面、すなわち、外輪と内輪における軌道面ないしは転動体の転動面の表面におけるCN量は、0.9~1.4質量の範囲、好ましくは、0.9~1.2質量の範囲に規制される。また、この表面における炭化物の面積率は、10以下、好ましくは5以下に規制される。浸炭処理ないしは浸炭窒化処理により合金鋼中に浸入した炭素と窒素の量が、焼き入れおよび焼き戻し後の硬さや残留オーステナイト量に影響を及ぼす。また、水素は原子半径が小さいため、合金鋼中で動き回ることが知られており、炭素や窒素が合金鋼の基地組織中に固溶することにより、水素の移動を阻害する効果が得られる。CN量が0.9質量未満では、このような効果が十分に得られない。一方、CN量が1.4質量を超えると、炭化物や窒化物の析出量が過剰となり、旧オーステナイト粒界に沿ってネット状の炭化物が生成されてしまう。このネット状の炭化物が生成されると、炭化物に沿って、疲労き裂の発生や伝播が容易に起こり、靱性が著しく低下してしまう。また、CN量が0.9~1.4質量の範囲にある場合でも、この炭化物の面積が10を超えてしまうと、上述のように靱性が低下してしまうので、炭化物の面積について重畳的に規制する必要がある。なお、CN量は、合金鋼中の炭素の含有量、および、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における炉内のガス濃度と保持時間を軸受サイズに応じて適切に選択することにより、調整することができる。ガス濃度に関して、詳しくは、プロパンやブタンなどの炭化水素系のガス流量を制御することでC濃度を、アンモニアのガス流量を制御することでN濃度を、それぞれ調整している。また、炭化物の面積率についても、同様に、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における炉内のガス濃度と保持時間を軸受サイズに応じて適切に選択することにより、調整することができる。[接触面の表面から転動体の直径の1の深さ]本発明では、転動体の直径をDとしたとき、接触面軌道面あるいは転動面の表面から転動体の直径Dの1の深さ深さ0.01Dの位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、CN量を規制するが、その理由は次の通りである。すなわち、転がり軸受では、軌道輪外輪および内輪と転動体との接触応力によって、接触面直下の各部品の内部にせん断応力が発生し、このせん断応力によって、金属疲労が生じて、接触面の表面のはく離に至ることとなる。このせん断応力の分布は、軌道輪と転動体の接触応力と接触面積により決定されるので、転動体直径がせん断応力の分布に大きく影響を与える。通常の使用条件では、転動体直径Dの約1程度の深さ深さ0.01Dで、せん断応力が最大となり、その領域を起点としてはく離が生ずる。水素による組織変化も同様に、せん断応力が最大となる、この深さ0.01D位置で発生しやすいことが明らかになっている。このような理由から、この位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、CN量が、それぞれ次の通りに規制される。[接触面の表面から深さ0.01D位置での硬さ]水素は、合金鋼中を動き回ることから、応力が高い領域に集積しやすい性質を有している。上述の通り、特に、接触面の表面から深さ0.01D位置において、せん断応力が最大となるため、この位置において水素が集積しやすい傾向にある。本発明者らは、水素による組織変化について鋭意検討を行ったところ、この水素による組織変化は、局所的に塑性変形が生じることにより引き起こされ、この組織変化の発生を遅延させるためには、この位置での硬さを向上させ、塑性変形に対する抵抗値を向上させる必要があるとの知見を得た。そして、この接触面の表面から深さ0.01D位置のおける硬さをHvビッカーズ硬さ720~832ロックウェル硬さHRCでは、61~65の範囲に、好ましくはHv759~832の範囲に規制することにより、水素による組織変化の発生を効果的に抑制できることを見出したものである。すなわち、接触面の表面から深さ0.01D位置での硬さがHv720を下回ると、硬さが不足して、水素による組織変化の発生を十分に抑制できず、各部品の転動疲労寿命の低下をもたらす。一方、この硬さがHv832を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。この位置での硬さは、合金鋼の成分を制御するとともに、CN量と焼入れおよび焼戻しの条件を制御することにより、適切に規制することができる。なお、硬さの測定は、各部品の接触面を切断した後、この切断面に鏡面研磨を施して、処理後の切断面についてマイクロビッカース硬さ測定器を用いて行う。[接触面の表面から深さ0.01D位置での残留オーステナイト量]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。このため、残留オーステナイトは、この位置で水素が局所的に集積するのを遅延させ、この位置での組織変化の発生を遅延させる効果を奏する。このため、接触面の表面から深さ0.01D位置での残留オーステナイト量は、20~45容量の範囲に、好ましくは30~45容量の範囲に規制される。この位置での残留オーステナイト量が20容量未満では、この組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、残留オーステナイト量が45容量を超えると、各部品の寸法安定性が低下してしまう。この位置での残留オーステナイト量は、合金鋼の成分を制御するとともに、CN量と焼入れおよび焼戻しの条件を制御することにより、適切に規制することができる。なお、残留オーステナイト量の測定は、各部品の接触面の一部を切り出した後、この接触面の表面を電解研磨して、処理後の接触面の表面についてX線回折装置を用いて行う。[接触面の表面から深さ0.01D位置での圧縮残留応力]上述のように、接触面の表面のはく離は、この位置での水素による組織変化を起点としてき裂が発生することに起因する。水素が集積しやすいこの位置での圧縮残留応力は、組織変化からのき裂の発生およびその伝播を抑制するため、水素の組織変化の発生を遅延させる効果を有する。このため、接触面の表面から深さ0.01D位置での圧縮残留応力は、50~300MPaの範囲に、好ましくは100~260MPaの範囲に規制される。この位置での圧縮残留応力が50MPa未満では、この組織変化を遅延させる効果が十分に得られない。一方、圧縮残留応力が300MPaを超えると、この圧縮残留応力と平衡をとるために材料内部に発生する引張残留応力の値が大きくなり、逆にき裂の進展を加速してしまう可能性がある。この位置での圧縮残留応力は、合金鋼の成分を制御するとともに、浸炭時間あるいは浸炭窒化時間を調整して、表面から芯部へのCN量の傾斜を制御することにより、適切に規制することができる。なお、圧縮残留応力の測定は、各部品の接触面の一部を切り出した後、この接触面の表面を電解研磨して、処理後の接触面の表面についてX線回折装置を用いて行う。[接触面の表面から深さ0.01D位置でのCN量]基地組織へのCやNの固溶量が多いと、基地組織の強度が高くなり組織変化が生じにくくなる。このため、接触面の表面から0.01D位置でのCN量は0.7~1.3質量とすることが好ましく、0.8~1.2質量とすることがより好ましい。接触面の表面から深さ0.01D位置でのCN量が0.7質量未満では、上記の効果が得られない。一方、CN量が1.3質量を超えると、大きな炭化物または窒化物が生成されて、その周辺に応力集中が発生して組織変化が起こりやすくなる。[接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置での旧オーステナイト粒径]旧オーステナイト粒界の界面には、合金成分の偏析や水素の集積が起こりやすい傾向がある。旧オーステナイト粒径が均一に小さい場合には、上記の偏析や集積が細かく均一に分散されるため、各部品の靱性が向上する。一方、旧オーステナイト粒径が大きい場合には、その界面に沿ってき裂の発生および伝播が起こり、各部品の靱性が低下する場合がある。この旧オーステナイト粒径が大きいほど、応力集中も大きくなるため、この靱性の低下が顕著となる。上述のように、通常の使用条件では、接触面の表面から転動体の直径の1の深さ深さ0.01Dの位置で、せん断応力が最大になり、その後は芯部へ行くほどせん断応力は小さくなっていく。しかしながら、接触面の表面から転動体の直径の3の深さ深さ0.03Dの位置までは、ある程度高いせん断応力が作用しているため、この深さまでにおいて大きな旧オーステナイト粒界が存在すると、き裂の発生および伝播が容易に生じて、各部品の靱性が低下してしまう。このため、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置での旧オーステナイト粒径の平均値を20μm以下と規制することが必要であり、16μm以下とすることが好ましい。一方、焼入れ温度を高くし、十分な硬さを安定的に得るためには、5μm以上にすることが好ましい。これらの観点から、旧オーステナイト粒径の平均値を10~14μmの範囲となるように規制することが、より好ましい。また、旧オーステナイト粒径が均一に小さいと、水素による組織変化も効果的に抑制される。各部品の転動疲労寿命の低下は、水素により組織変化が局所的に加速されることに起因する。すなわち、合金鋼中に局所的に弱い部分がある場合には、その部分で水素により組織変化が加速され、この部分を起点としてはく離が起こり、各部品の転動疲労寿命の低下につながることとなる。したがって、旧オーステナイト粒径が小さくても、大きな旧オーステナイト粒が混在して、その均一性が十分でない場合には、この大きな旧オーステナイト粒の粒内または粒界から水素による組織変化が生じて、各部品の寿命低下につながってしまう。この観点から、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置での旧オーステナイト粒径の平均値を20μm以下に規制するとともに、この位置での旧オーステナイト粒径の最大値が平均値の3倍以下、好ましくは2.4倍以下となるように規制している。この位置での旧オーステナイト粒の粒径およびその均一性は、合金鋼中の成分を制御するとともに、熱処理条件、特に、炉冷による冷却保持の条件を制御することで、適切に規制することができる。なお、旧オーステナイト粒径の平均値は、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置の面積1mm2を観察し、JISG0551:2005鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法に従って、以下の式により求められる。旧オーステナイト粒径の平均値μm=1/m05103m:JISG0551で示される1mm2当たりの結晶粒の個数また、旧オーステナイト粒径の最大値は、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置の面積1mm2を観察し、以下の式により求められる。旧オーステナイト粒径の最大値μm=ab05a:観察した範囲内における最大の結晶粒の長径μmb:観察した範囲内における最大の結晶粒の短径μm[芯部の硬さ]各部品の芯部の位置浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後における、表面からの硬さ勾配が完全に下がりきって一定となった位置における硬さを、Hv400~550HRC40.8~52.3の範囲とする。芯部の硬さがHv400未満であると、各部品の剛性が低下してしまう。一方、Hv550を超えると、各部品の靱性が低下してしまう。芯部の硬さは、合金鋼の成分を制御するとともに、焼入れおよび焼戻し処理における処理条件を制御することにより、適切に規制することができる。[接触面の表面の表面粗さ]接触面軌道面ないしは転動面の表面の表面粗さが粗いと、油膜が切れやすくなり、油膜が切れた部分で軌道輪と転動体が金属接触し、組織変化の原因となる潤滑油の分解や水素の浸入が生じやすくなる。通常、転がり軸受の接触面の表面の表面粗さは、算術平均粗さRaで0.2μm以下となるように管理されているが、部分的な油膜の切れやすさを考慮すると、粗さ曲線の最大山高さRpをその指標とすることが好ましい。すなわち、この接触面の表面における算術平均粗さRaが0.2μm以下に規制されていても、その表面粗さが、粗さ曲線の最大山高さRpで1.4μmを超えてしまうと、油膜が切れて部分的な金属接触が生じやすくなる。好ましくは、この粗さ曲線の最大山高さRpを1.2μm以下に、さらに好ましくは1.0μm以下に規制する。このように、接触面の表面の表面粗さを、粗さ曲線の最大山高さRpで1.4μm以下とすることは、研削加工で、砥石の種類、研削速度などの加工条件を最適化することにより達成される。なお、粗さ曲線の最大山高さは、転動体が玉の場合、転動面の表面の円周方向で、転動体が円すいころあるいは円筒ころの場合、および、外輪および内輪については、転動面もしくは軌道面の軸方向で、5~10箇所について測定を行って粗さ曲線を得る。そして、その粗さ曲線における最大山高さRpが1.4μm以下となるように、前記加工条件を調整する。[転がり軸受部品の製造方法]本発明では、転がり軸受を構成する各部品の少なくとも1つについて、上記の合金成分を含む合金鋼を用いて、この合金鋼からなる各部品に以下に規定する熱処理を施すことにより、接触面の表面から深さ0.01D位置での硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、旧オーステナイト粒径、CN量を制御することで、水素による組織変化を遅延させることによる転動疲労寿命を向上させるとともに、接触面の表面でのCN量、炭化物の面積率、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置での旧オーステナイト粒径、芯部の硬さを制御することにより、優れた破壊靱性を得ている。以下、本発明の転がり軸受部品の製造方法について、各工程における条件とその臨界的意義について言及する。[浸炭処理あるいは浸炭窒化処理]本発明では、転がり軸受部品に対して、900~980°Cの温度、好ましくは920~960°Cの温度で、所定時間保持する浸炭処理あるいは浸炭窒化処理を施す。処理温度が900°C未満では、炭素や窒素の十分な拡散速度を得ることができず、処理時間が長くなるため、生産性を阻害することとなる。一方、980°Cを超えると、旧オーステナイト粒が粗大化してしまう。炉内のガス濃度については、最適なCN量と炭化物の面積率を得るために調整する。詳しくは、プロパンやブタンなどの炭化水素系のガス流量を制御することでC濃度を、アンモニアのガス流量を制御することでN濃度を、それぞれ調整している。これらのC濃度、N濃度を制御するためのガス流量については、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理における処理温度や、その後の冷却保持温度、焼入れ温度などの熱処理条件や、さらには、炉の構造種類や大きさによっても影響を受けるので、適宜最適な条件に調節する必要がある。好ましくは、炉内の雰囲気を示す指標であるカーボンポテンシャルCP値が0.9~1.5となるように調節する。保持時間については、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて、最適な浸炭あるいは浸炭窒化の深さとなる条件を選択する。[炉冷処理]本発明では、浸炭処理後あるいは浸炭窒化処理後であって、焼き入れ処理および焼き戻し処理の前において、炉冷して、炉内の温度を620~700°C、好ましくは640~700°Cまで低下させ、転がり軸受ないしは各部品を所定時間保持する。従来、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後、炉冷、空冷あるいは油冷し、その後、焼き入れ処理を行っていた。また、旧オーステナイト粒径を微細化するために、焼き入れ温度を低下させているが、焼き入れ温度を過度に低下させると、転がり軸受として要求される硬さを得ることが困難となる。また、焼き入れ温度の調整だけでは、旧オーステナイト粒の均一性を図りながらの微細化は困難であった。本発明者らは、この問題を鋭意検討した結果、この炉冷による冷却保持の処理を施すことで、旧オーステナイト粒を均一かつ微細化することができるとの知見を得たのである。すなわち、この処理は、水素による組織変化を抑制してはく離寿命を高めるとともに、高い破壊靱性により転動疲労寿命を同時に高めるために、旧オーステナイト粒径を適切に制御するための処理である。この処理により、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ことができる。このような変態を完全に完了させた後に、焼き入れ処理を行うことで、焼き入れ後の旧オーステナイト粒界および組織を均一化することができる。一方、この処理が不十分であると、セメンタイト、パーライト、フェライトへの変態ができなかった一部の組織がマルテンサイト組織となり、焼き入れ処理後の組織にムラができてしまう。このようなムラのある組織は、オーステナイト単相領域とするための860~880°Cの高温での焼き入れ処理によっても、完全には均一に戻らず、焼き入れ後の組織についても、大きな旧オーステナイト粒界が混在しているムラのある不均一なマルテンサイト組織となってしまう。このような基地組織の合金鋼では、組織変化の起点となるとともに、その進行が加速されやすく、組織変化型のはく離寿命の低下をもたらすとともに、破壊靱性の低下による転動疲労寿命の低下にもつながることとなる。特に、本発明で規定する成分からなる合金鋼は、一般的な浸炭鋼であるSCR420などと比較して、その焼き入れ性が高く、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理後の冷却時にマルテンサイト組織に変態しやすいため、上述した現象が起こりやすいといえる。本発明では、焼き入れ処理前に変態処理が完全に完了するため、焼き入れ後に、均一かつ微細な旧オーステナイト粒界および組織を備える基地組織を得ることが可能となる。このことから、本発明の転がり軸受を得るために、この処理による旧オーステナイト粒径の制御が非常に有効であるといえる。処理温度は、620°Cより低い場合でも、700°Cよりも高い場合でも、処理時間が長くなるため、生産性を阻害する。一方、保持時間、すなわち、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了させるまでの時間は、保持する温度によって異なってくる。たとえば、旧オーステナイト粒径の均一化を考慮すると、上記の処理温度を650~700°Cとすることが好ましいが、この際の保持時間は、3~10時間程度となる。なお、この処理後に、転がり軸受ないしは各部品を空冷または油冷して、その後、焼き入れ処理に供する。[焼き入れ処理および焼き戻し処理]焼き入れ処理は、転がり軸受ないしは各部品を、860~880°Cの温度に所定時間保持した後、油冷することにより行う。焼き入れ温度が860°C未満であると、焼き入れ後の硬さが不足してしまう。一方、880°Cを超えてしまうと、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、靱性の低下をもたらす。なお、処理時間は、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて決定される。また、焼き戻し処理は、転がり軸受ないしは各部品を、160~200°Cの温度に所定時間保持した後、空冷あるいは炉冷することにより行う。焼き戻し温度が160°C未満であると、靱性の低下や、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やすくなる。一方、200°C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が十分に得られなくなる。同様に、処理時間は、転がり軸受ないしは各部品のサイズに応じて決定される。[本発明の転がり軸受の好適な用途]本発明の転がり軸受は、組織変化型はく離が生じにくいという特徴を有していることから、転動体の直径ころの場合は最大直径が30mm以上の大型の転がり軸受として好適である。具体的には、風力発電装置を構成する発電用風車の主軸、風力発電装置を構成する増速機変速機などの回転機械装置の回転軸、建設機械の車軸、建設機械を構成する変速機などの回転機械装置の回転軸を支持する用途が挙げられる。発電用風車の主軸に代表されるような、転動体の直径が30mm以上の大型の転がり軸受では、軌道輪と転動体の接触面積が大きいため油膜が安定して形成されにくく、局所的に金属接触が生じやすい。これに起因して、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。また、転がり軸受の大きさにかかわらず、風力発電装置や建設機械を構成する変速機など、歯車で動力を伝達する機構を支持する回転軸であって、この回転軸に作用するトルクの方向が一時的に変化する用途では、転動体と軌道輪の間に大きな滑りが発生して、潤滑膜が切れやすくなって金属接触が生じやすい。これに起因して、同様に、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。同様に、建設機械の車軸のように、回転軸の回転方向が頻繁に変化する用途でも、転動体と軌道輪の間の油膜が切れやすく金属接触が生じやすいことに起因して、潤滑油が分解して水素が発生し、この発生した水素が軌道輪および転動体をなす合金鋼中に侵入しやすい傾向がある。以下、本発明について、実施例によりさらに説明を行うが、本発明の範囲は、この実施例により制限されることはない。[実施例1~15、比較例1~21]最初に、表1に示す鋼種を用いて、シャルピー試験片と玉軸受6317の内輪を作製して、シャルピー試験片を用いてその靱性の評価試験実施例1~6、比較例1~7を、玉軸受6317を用いてその転がり寿命の評価試験実施例7~15、比較例8~21をそれぞれ行った。[靱性評価試験]シャルピー試験片は、旋削加工を行って形状を作成した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭処理または浸炭窒化処理として、表2にそれぞれ示す温度で、14時間保持した。なお、その際のガス濃度は、比較例5および6を除き、浸炭処理ではプロパンの流量を0.015m3/h、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を0.015m3/h、アンモニアの流量を0.1m3/hとした。比較例5の浸炭処理ではプロパンの流量を0.025m3/hとした。比較例6の浸炭処理ではプロパンの流量を0.020m3/hとした。その後、比較例2を除き、表2にそれぞれ示す温度で10時間保持し、その後、常温まで炉冷した。比較例2については、浸炭処理の後、ただちに常温まで炉冷した。さらに、焼き入れ処理として、表2にそれぞれ示す温度で、1.5時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、180°Cで2時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、10RCノッチを付けた10mm×10mm×55mmのシャルピー試験片を得た。表2に、作製したシャルピー試験片の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、およびシャルピー衝撃試験の試験結果を示す。なお、シャルピー試験は、JISZ2242:2005に基づいて行った。実施例1~6では、本発明で規定する成分の合金鋼を用いてシャルピー試験片が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、試験片の表面のCN量と炭化物の面積率、試験片の表面から深さ0.3~0.9mmの位置における旧オーステナイト粒径の平均値とこの平均値に対する最大値の比最大値/平均値、試験片の表面から深さ5mmの位置におけるビッカーズ硬さが、いずれも本発明の範囲内であった。シャルピー衝撃値も40J/cm2以上と高く、靱性に優れていた。なお、上記の深さ0.3~0.9mmの位置は、転動体の直径Dが30.2mmである場合に、接触面の表面から深さ0.01~0.03D位置に相当する。また、上記の深さ5mmの位置は、表面からの硬さ勾配が完全に下がりきって一定になっている領域であり、芯部に相当する。これに対して、比較例1~7はいずれも、実施例と比較して、シャルピー衝撃値が低く、靱性に劣っていた。その理由は次の通りと考えられる。すなわち、比較例1は、浸炭処理温度が高すぎたため、旧オーステナイト粒径が大きかったためである。比較例2は、浸炭処理後に、冷却保持を行わなかったため、比較例3は、浸炭処理後の冷却保持温度が低すぎたため、比較例4は、浸炭処理後の冷却保持温度が高すぎたため、それぞれ、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が完全に完了せずに、焼き入れ前の組織の一部にマルテンサイト組織が見られた。このため、比較例2および3では、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となり、旧オーステナイト粒径も大きくなったためである。また、比較例4では、旧オーステナイト粒径は小さかったものの、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となったためである。また、比較例5および比較例6は、浸炭処理におけるガス濃度が適切でなかったので、比較例5では、表面のCN量と炭化物の面積率の両方が過剰となったためであり、比較例6では、表面のCN量は適切であったが、炭化物の面積率が過剰であったためである。さらに、比較例7は、合金鋼の組成が本発明の範囲外であったため、芯部の硬さが過剰となったためである。[玉軸受6317を用いた転がり寿命評価試験]この評価試験では、内輪が剥離しやすいことから、本発明の適用対象を内輪とした。すなわち、この試験に供する転がり軸受として、比較例18を除き、玉軸受6317の内輪のみを表1に示す鋼種で作製し、外輪および玉については、JIS-SUJ2で作製したものを用いた。なお、比較例18は、比較のため、JIS-SUJ2で内輪も作製した。鋼材を所定のサイズに切断し、熱間ローリング、球状化焼鈍および旋削加工を行って、玉軸受6317の形状を作成した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭または浸炭窒化処理として、表3にそれぞれ示す温度で、14時間保持した。なお、その際のガス濃度は、比較例21を除き、浸炭処理ではプロパンの流量を0.015m3/h、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を0.015m3/h、アンモニアの流量を0.1m3/hとした。比較例21の浸炭処理ではプロパンの流量を0.03m3/hとした。その後、比較例8を除き、表3にそれぞれ示す温度で10時間保持し、その後、常温まで炉冷した。比較例8については、浸炭処理の後、ただちに常温まで炉冷した。なお、比較例18については、浸炭処理そのものをその後の冷却保持も含めて施さなかった。さらに、焼き入れ処理として、表3にそれぞれ示す温度で1.5時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、表3にそれぞれ示す温度で2時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、最後に、内輪、外輪、転動体、および保持器を組み立てて、軸受内径:85mm、軸受外径:180mm、幅41mm、玉直径:30.2mmの玉軸受6317を得た。なお、内輪の厚さは14.75mm、軌道溝の最奥部と内輪の内周面の間の距離は8.67mmであった。転がり寿命評価試験は、ラジアル荷重:53.2kN、回転数:2000min1の条件とし、潤滑剤として高トラクション油トランスミッション用合成油を用いて行った。それぞれ、サンプルを3個作製して、試験に供し、その平均寿命を求めた。表3に、内輪の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、および転がり寿命試験の試験結果を示す。なお、表3に示した寿命比は、比較例18のJIS-SUJ2製の内輪を用いた玉軸受6317の平均寿命を1.0としたときの、各実施例および比較例の玉軸受6317の平均寿命比である。また、この試験では、はく離した軸受においては、はく離はすべて内輪で生じ、また、はく離部には白色組織が観察された。実施例7~15は、いずれも本発明で規定する成分の合金鋼を用いて内輪が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、軌道面の表面から深さ0.01D位置におけるビッカーズ硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、軌道面から深さ0.01~0.03D位置における旧オーステナイト粒径の平均値とこの平均値に対する最大値の比最大値/平均値がいずれも本発明の範囲内であった。また、軌道面の表面のCN量と炭化物の面積率、軌道面から深さ4mm位置芯部におけるビッカーズ硬さについても、いずれも本発明の範囲内であった。このため、いずれの転がり軸受も、比較例18の標準的な転がり軸受との比較で、寿命が5倍以上延長し、はく離も生じなかった。なお、特に、実施例7、8、14および15では、内輪を構成する合金鋼の成分がより好ましい範囲となっている。このため、水素による組織変化を遅延させる効果が特段に優れる結果となっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察においても、組織変化は生じていなかった。実施例の転がり玉軸受については、いずれもはく離が生じずに試験を途中で打ち切ったが、この観察結果から、実施例7、8、14および15の転がり玉軸受は、実施例9~13のものよりも寿命が長いことが推定される。これに対して、比較例8~21はいずれも、実施例7~15と比較して、転がり寿命が短くなっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察において、水素による組織変化の進展が観察された。その理由はそれぞれ次の通りと考えられる。すなわち、比較例8は、浸炭処理後に、冷却保持を行わなかったため、比較例9は、浸炭処理後の冷却保持温度が低すぎたため、比較例10は、浸炭処理後の冷却保持温度が高すぎたため、それぞれ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が完全に完了せずに、焼き入れ前の組織の一部にマルテンサイト組織が見られた。このため、比較例8および9では、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となり、旧オーステナイト粒径も大きくなったためである。また、比較例10では、旧オーステナイト粒径は小さかったものの、焼き入れ後に、大きな旧オーステナイト粒径が混在する組織となったためである。また、比較例11~17は、いずれも内輪を構成する合金鋼の成分が本発明の範囲外のものである。すなわち、比較例11は、O量が範囲外であったため、清浄度が十分でなく、酸化物系介在物を起点とするはく離が生じたものと考えられる。また、比較例12はSi量が範囲外であったため、比較例13はMn量とCr量が範囲外であったため、いずれも浸炭性が十分でなく、軌道面から深さ0.01D位置における熱処理品質が十分とならず、水素による組織変化が生じやすくなったものと考えられる。さらに、比較例14はC量とCr量が、比較例15はSi量とMn量が、比較例16はMo量が、比較例17はCr量が、それぞれ範囲外であったため、水素による組織変化の遅延効果が十分に得られなかったものと考えられる。比較例18は、標準的なJIS-SUJ2製の転がり軸受であり、C量、Cr量、Mo量が範囲外であったため、軌道面から深さ0.01D位置における残留オーステナイト量と圧縮残留応力が十分とならず、水素による組織変化の遅延効果が十分に得られなかったものと考えられる。また、ずぶ焼き鋼であるため、芯部の硬さが過剰で、靱性に劣っていた。比較例19は、焼き戻し温度が高かったため、軌道面から深さ0.01D位置における残留オーステナイト量が不足し、耐水素脆性が十分でなかったと考えられる。一方、比較例20は焼き入れ温度が高かったため、軌道面から深さ0.01D位置における残留オーステナイト量が過剰である。このため、今回の試験においては寿命が長いが、寸法安定性の観点から、長期間にわたり軸受を使用するには不適である。比較例21は、浸炭処理におけるガス濃度が適切でなかったので、軌道面の表面におけるCN量が過剰となったために、軌道面から深さ0.01D位置における圧縮残留応力が本発明に規定する範囲を超え、き裂の進展が加速したものと考えられる。[実施例16~21、比較例22]次に、変速機の高速軸のように、高面圧高速回転といった、より厳しい条件における長寿命化を検討するために、表4に示す鋼種を用いて、玉軸受6206の内輪を作製して、その転がり寿命の評価試験を行った。[玉軸受6206を用いた転がり寿命評価試験]この評価試験でも、本発明の適用対象を内輪とし、比較例22を除き、玉軸受6206の内輪のみを、表4に示す鋼種を用いて作製し、外輪および玉については、JIS-SUJ2で作製した。なお、比較例22は、比較のため、JIS-SUJ2で内輪も作製した。鋼材を所定のサイズに切断し、旋削加工を行って、玉軸受6206の形状を作製した後、熱処理を行った。具体的には、浸炭または浸炭窒化処理として、表5にそれぞれ示す温度で、5時間保持した。なお、その際のガス濃度は、浸炭処理およびではプロパンの流量を0.015m3/h、浸炭窒化処理ではプロパンの流量を0.015m3/hおよびアンモニアの流量を0.1m3/hとした。その後、表5にそれぞれ示す温度で10時間保持し、その他、常温まで炉冷した。なお、比較例22については、浸炭処理そのものをその後の冷却保持も含めて施さなかった。さらに、焼入れ処理として、表5にそれぞれ示す温度で1.5時間保持した後、室温まで油冷し、焼き戻し処理として、表5にそれぞれ示す温度で2時間保持した後、室温まで空冷した。熱処理後に、研削加工と仕上げ加工をそれぞれ施して、最後に、内輪、外輪、転動体および保持器を組み立てて、軸受内径:30mm、軸受外径:62mm、幅:16mm、玉直径:9.525mmの玉軸受6206を得た。なお、内輪の厚さは5.35mm、軌道溝の最奥部と内輪の内周面の間の距離は3.49mmであった。なお、いずれの実施例および比較例においても、軌道面の表面の表面粗さが、算術平均粗さRaで0.2μm以下となるようにするとともに、それぞれ表5に示す粗さ曲線の最大山高さRpの値となる条件で、研削加工を行った。転がり寿命評価試験は、ラジアル荷重:13.8kN、回転数:3000min1の条件とし、潤滑剤として高トラクション油トランスミッション用合成油を用いて行った。それぞれ、サンプルを3個作製して、試験に供し、その平均寿命を求めた。表5に、内輪の鋼種、熱処理条件、熱処理品質についての測定結果、および転がり寿命試験の試験結果を示す。なお、表5に示した寿命比は、比較例22のJIS-SUJ2製の内輪を用いた玉軸受6206の平均寿命を1.0としたときの、各実施例および比較例の玉軸受6206の平均寿命比である。また、この試験では、はく離した軸受においては、はく離はすべて内輪で生じ、また、はく離部には白色組織が観察された。実施例16~21は、いずれも本発明で規定する成分の合金鋼を用いて内輪が作製されている。熱処理条件も、本発明で規定する範囲内であったため、軌道面の表面から深さ0.01D位置におけるビッカーズ硬さ、残留オーステナイト量、圧縮残留応力、軌道面から深さ0.01~0.03D位置における旧オーステナイト粒径の平均値と、この平均値に対する最大値比最大値/平均値がいずれも本発明の範囲内であった。また、軌道面の表面のCN量と炭化物の面積率、軌道面からの深さ1.7mm位置芯部におけるビッカーズ硬さについても、いずれも本発明の範囲内であった。このため、いずれの転がり軸受も、比較例22の標準的な転がり軸受との比較で、寿命が3倍以上延長している。特に、実施例16~18は、面積320mm2当たりに存在する直径10μm以上の酸化物系介在物が10個以下である合金鋼を素材として用いるとともに、軌道面の表面から深さ0.01D位置におけるCN量が1.2質量以下、軌道面の表面の粗さ曲線の最大山高さRpが1.2μm以下と、それぞれ好ましい範囲に制御されていたことから、比較的高面圧高速回転の条件下でも長寿命であり、寿命が5倍以上延長しており、はく離も生じなかった。さらに、実施例16は、転がり面の粗さ曲線の最大山高さRpが1.0μm以下であったことから、このような厳しい条件でも、油膜が切れることに起因する水素の浸入を十分に抑制できたものと考えられる。このため、水素による組織変化を遅延させる効果が特段に優れる結果となっており、試験後の内輪断面の金属組織の観察においても、組織変化は生じていなかった。実施例16~18の転がり玉軸受については、いずれもはく離が生じずに試験を途中で打ち切ったが、この観察結果から、実施例16の転がり玉軸受は、実施例17および18のものよりも寿命が長いことが推定される。