轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法

技术领域

本发明涉及一种轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法，尤其涉 及一种能使耐磨损性提高的轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法。

背景技术

近年来，机械的轻量化、紧凑化进步，该机械中使用的滚动轴承的尺 寸也变小。因此，处于使滚动轴承内产生的面压力(轨道构件与滚动体之 间的接触面压力)变高的倾向。此外，当因作为该结果而产生的温度上升 导致润滑油劣化或低粘度化而不充分地形成油膜时，以滚动体与轨道构件 (内圈、外圈)之间的接触面产生金属接触，从而有时在该接触面中产生 磨损。特别地，在下式(1)所示的油膜参数Λ的值不足1这样的润滑条件 下，磨损会变为较大的问题。

Λ＝h₀/(α₁²+α₂²)^1/2…(1)

在此，符号h₀是油膜厚度，α₁及α₂分别是轨道面及滚动体的表面粗 度RMS。

在轨道构件的轨道面(滚走面)、滚动体的表面(与轨道构件的接触 面)上产生因磨损而引起的凹凸的情况下，由于该凹凸成为应力集中源或 脱落的铁粉咬入轨道面，因而可能使滚动轴承的寿命降低。

作为上述滚动轴承的磨损变为问题的应用，可列举出例如钢铁的连续 铸造设备的导向辊子中使用的自动调心滚子轴承。在连续铸造设备的导向 辊子中，因钢水的重量和高热量而产生热膨胀、挠曲。因此，在对导向辊 子进行支承的滚动轴承(以下，称为导向辊子用轴承)中，较多地使用能 允许内圈的调心且具有较高的轴向载荷负载能力的自动调心滚子轴承。由 于导向辊子用轴承在极低速的内圈旋转且高负载载荷的条件下被使用，因 此，在不易形成油膜且固定负载区域的外圈的滚走面上产生磨损。特别地， 已知因自动调心滚子轴承的滚子的形状为桶状而产生差动滑动，从而在纯 滚动部与滑动部之间产生磨损差，并在外圈滚走面上产生两山形状的偏磨 损。由于在上述偏磨损的结果中所形成的两个突起部上产生应力集中，因 此，有时是提早产生剥离的原因。此外，由于大量地喷洒用于对钢水进行 凝固的冷却水，因此，也会产生水和水蒸汽浸入轴承内。对于在这种严酷 的润滑条件下所使用的导向辊子用轴承，要求能抑制构成轴承的轴承零件 (轨道构件、滚动体等)的磨损。

另外，在构成以与轴高度嵌合的方式使用的轴承的轴承零件的钢中采 用渗碳钢，为了防止因拉伸应力而引起的寿命降低、内圈开裂，该渗碳钢 被进行渗碳处理，能在表层形成压缩残余应力。在进行完渗碳处理的渗碳 钢中，由于硬度比表层的渗碳部的硬度低的芯部的断裂韧性优异，因此， 与整体被均匀地硬化的钢(JIS标准SUJ2等)相比，抗开裂的抵抗性较高。 即便在导向辊子用轴承中，也可避免因突然的轴承断裂而引起的辊子的脱 落，因此，广泛地使用渗碳钢。

此外，作为使耐磨损性、异物混入润滑下的轴承寿命提高的方法，还 可利用渗碳氮化处理。由于渗碳氮化处理另外也具有抑制母材在高温下的 硬度降低的效果，因此，除了钢铁的连续铸造设备用的滚动轴承之外，也 可广泛地使用于压延设备用的滚动轴承、制纸机械的干燥滚筒用的滚动轴 承等中。然而，对于这些轴承要求更长的寿命，仅通过单单进行渗碳氮化 处理，不能确保足够的耐磨损性。

包含上述现有技术，为提高轴承零件的耐磨损性，主要提出了以下两 个方针。首先，第一方针是表面硬度的提高。表面硬度的提高是能通过例 如上述渗碳氮化处理加以实现的。目前，由于对由钢构成的轴承零件进行 淬火以提高硬度，因此，耐磨损性也是优异的，但能通过进行氮化处理进 一步提高表面硬度，从而能进一步提高耐磨损性(例如，参照日本专利特 开平8-311603号公报(专利文献1))。

另一方面，第二方针是高硬度析出物量的增加。由于微细的高硬度析 出物大量地存在，从而提高了耐磨损性。钢中的添加元素对高硬度析出物 的生成进行较大地影响。具体而言，通过将V(钒)、Al(铝)、Cr(铬)、 Ti(钛)、Mo(钼)等添加到钢中，此外，还进行渗碳氮化处理等，从而 来生成高硬度析出物(例如，参照日本专利特开平8-49057号公报(专利 文献2))。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特开平8-311603号公报

专利文献2：日本专利特开平8-49057号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题然而，在包含上述专利文献1所记载的方案， 通过渗碳氮化处理仅提高表面硬度的方案中，存在很难使耐磨损性充分地 提高这样的问题。特别地，在以提高断裂韧性值作为目的而采用碳含有量 处于0.3质量％以下的钢作为材料的情况下，仅通过渗碳氮化处理使耐磨 损性充分地提高是困难的。另一方面，通过采纳以下方案：采用大量添加 Cr、Mo、V等合金元素的钢并进行渗碳氮化处理，从而能实现较高的耐磨损 性。然而，不能认为这种合金元素的资源供给是充分的，可能存在供给的 不稳定化、随着该不稳定化而引起的价格的高涨等，因此，较为理想的是 极力降低合金元素朝钢的添加。

因此，本发明的目的在于提供一种采用将碳含有量降低至0.3质量％ 以下而能确保较高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料， 并具有足够的耐磨损性的轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法。

解决技术问题所采用的技术方案

本发明的一种情况的轴承零件由钢构成，该钢含有0.15质量％以上 0.3质量％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以下的硅及0.15质量％ 以上1.0质量％以下的锰，且其余部分由铁及杂质构成。在包括表面的区 域中形成有碳浓度比其他区域的碳浓度高的富碳层和氮浓度比其它区域的 氮浓度高且与所述富碳层重叠的富氮层。此外，包含于富氮层中的表面的 氮浓度处于0.3质量％以上。

另外，本发明的另一种情况的轴承零件由以下钢构成，这种钢含有0.15 质量％以上0.3质量％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以下的硅及 0.15质量％以上1.0质量％以下的锰，此外，还包含从由0.4质量％以上 2.0质量％以下的铬、0.15质量％以上0.5质量％以下的钼、1.0质量％以 上2.0质量％以下的镍及0.1质量％以上1.0质量％以下的钒构成的组中 选择出的至少一种以上的元素，且其余部分由铁及杂质构成。在包括表面 的区域中形成有碳浓度比其他区域的碳浓度高的富碳层和氮浓度比其它区 域的氮浓度高且与所述富碳层重叠的富氮层。此外，包含于富氮层中的表 面的氮浓度处于0.3质量％以上。

本发明人对以下方案进行了详细的研究，该方案采用能确保较高的断 裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料并使轴承零件具有足够的 耐磨损性。其结果是，发现了以下见解，从而想到了本发明。

即，作为使耐磨损性提高的方法，如上所述，一般有表面硬度的上升 和高硬度析出物的生成。在此，磨损量V一般通过以下的式(2)来表示。

V＝K(WL/H)…(2)

在此，符号W是载荷，符号L是摩擦距离，符号H是硬度，符号K是 常数。即，磨损量与硬度成反比例。然而，很难将由淬火硬化后的钢构成 的轴承零件的硬度进一步提高至两倍、三倍。因此，很难通过将轴承零件 高硬度化来使耐磨损性大幅提高两倍、三倍。

另一方面，为了生成高硬度析出物，需大量地添加V、Cr等合金元素， 但如上所述，从资源供给的观点来看，极力降低这种合金元素的添加是较 为理想的。另外，上述合金元素通过渗碳氮化处理等与侵入母材的氮结合 而生成氮化物，从而作为高硬度析出物加以析出。因此，当对大量地添加 有上述合金元素的钢进行渗碳氮化处理时，处于表面附近的氮浓度升高而 氮的侵入深度变浅的倾向。在此，由于通常在高温下进行渗碳氮化处理， 因此，因热处理而产生的变形量变大。为了修正因该热处理而引起的变形， 需对进行完渗碳氮化处理的轴承零件进行加工余量较大的加工。因此，在 因渗碳氮化而引起的氮的侵入深度较浅的情况下，通过该加工也可能会去 除氮浓度较高的层(富氮层)的大部分或全部。

对此，本发明人着眼于使磨损的模式提前从严重磨损转变为微缓磨损 的方法，以作为提高耐磨损性的新的方案。在此，严重磨损是指在滑动速 度及接触面压力较高的情况下所产生的磨损的进行较快的状态。另一方面， 微缓磨损是指在滑动速度及接触面压力较低的情况下所观察到的磨损的进 行较慢的状态。当以比磨损量来比较上述严重磨损和微缓磨损时，严重磨 损为大致10^-7～10^-8mm²/N，而微缓磨损则处于10^-9mm²/N以下，它们的磨损 速度大幅不同(参照山本雄二、外1名著、“摩擦学(日文：トライボロ ジ一)”、理工学社)。比磨损量是指磨损体积除以载荷与磨损距离的积 得到的值，且值越小耐磨损性就越优异的意思。

为了提高耐磨损性，使该从严重磨损朝微缓磨损的转移(严重—微缓 磨损转换(日文：シビア-マイルド摩耗遷移))提早产生是重要的，该时 期越早就越能抑制磨损量。一般地，通过生成氧化膜等表面保护膜，从而 容易产生严重—微缓磨损转换。为了形成表面保护膜，选择在化学性上吸 附性较高的材料、环境是有效的。由于被淬火后的钢的马氏体组织是在室 温下热力学不稳定的组织，因此，活性较高，且容易产生环境气体的化学 吸附。因此，可认为在由淬火后的钢构成的轴承零件中会产生严重—微缓 磨损转换(例如，参照“磨损(日文：摩耗)”、笹田直著、养贤社)。 此外，可认为，还能通过进行氮化处理(渗碳氮化处理)来提前实现转换。 但是，在通过采用碳含有量处于0.3质量％以下的钢作为材料而能确保较 高的断裂韧性值的轴承零件中，因以下理由即使进行了渗碳氮化处理的情 况下，也很难充分地提前实现上述转换。

即，一般在渗碳氮化处理中，添加于环境气体中的氨(NH₃)气体作为 氮的供给源起作用。具体而言，通过使下式(3)所示的反应进行来实现氮 朝钢中的供给。

NH₃→N+3/2H₂…(3)

在此，符号N是指固溶于钢中的氮。即，式(3)表示若在炉内的环境 气体中不存在NH₃气体则氮朝钢中的固溶不会进行。

另一方面，在同时进行渗碳处理和氮化处理的渗碳氮化处理中，在构 成被处理物即轴承零件的钢的碳含有量处于0.3质量％以下的情况下，该 被处理物被加热到超过920℃的高温而进行渗碳氮化处理。这是为了使碳以 较高的侵入速度侵入因碳含有量较低而A₁变态点升高的轴承零件的缘故。 在这种高温下进行完渗碳氮化的情况下，包含于环境气体中的NH₃气体的大 部分处于被分解为氢(H₂)和氮(N₂)的状态，从而使在未分解的状态下存在的 NH₃气体的比例变低。

在此，在一般的气体渗碳氮化处理中，NH₃气体的添加率相对于有助于 渗碳的吸热型的变性气体处于百分之几左右(10％以下)(例如，参照“钢 铁材料便览(日文：鉄鋼材料便覧)”p146)。此外，在这种NH₃气体的添 加率中，大部分NH₃气体分解，轴承零件的表面的氮浓度处于0.1质量％以 下。即使表面的氮浓度处于该程度，也能获得例如在润滑中硬质的异物混 入的条件下所使用的轴承零件的长寿命化、在高温下使用的轴承零件中所 要求的回火软化抵抗性的提高等效果，因此，对由碳含有量处于0.3质量 ％以下的钢构成的轴承零件在能获得较低的表面氮浓度的条件下进行渗碳 氮化处理。

然而，根据本发明人的研究，可知从使断裂韧性值的提高和耐磨损性 提高都能实现的观点来看，进一步提高由碳含有量处于0.3质量％以下的 钢构成的轴承零件的表面的氮浓度是较为理想的。更具体而言，可知通过 使表面的氮浓度处于0.3质量％以上，能提前实现严重—微缓磨损转换， 能使轴承零件的耐磨损性充分地提高。

对此，在上述本发明的轴承零件中，采用钢作为材料，该钢通过使碳 含有量处于0.3质量％以下来确保较高的断裂韧性值，此外，还具有降低 了合金元素的添加的合理的成分组成。另外，通过在包含表面的区域中形 成富碳层以确保足够的硬度，并使表面的氮浓度处于0.3质量％以上，从 而提前实现严重—微缓磨损转换，并实现较高的耐磨损性。其结果是，根 据本发明的轴承零件，能提供一种采用能确保较高的断裂韧性值且降低了 合金元素的添加的钢作为材料，并具有足够的耐磨损性的轴承零件。轴承 零件的耐磨损性随着表面的氮浓度上升而提高，但处于当超过0.3质量％ 时耐磨损性的提高饱和的倾向。另一方面，当表面的氮浓度超过0.8质量 ％时，可能会阻止形成相同的侵入型固溶体的碳的扩散，因此，氮浓度处 于0.8质量％以下是较为理想的。以下，对将钢的成分范围限定于上述范 围的理由进行说明。

碳：0.15质量％以上0.3质量％以下

当碳不足0.15质量％时，可能使芯部的硬度降低而导致强度不足。另 外，渗碳所需的时间变长。另一方面，当碳超过0.3质量％时，断裂韧性 值变为不足够。因此，需将碳设为0.15质量％以上0.3质量％以下。

硅：0.15质量％以上0.7质量％以下

当硅不足0.15质量％时，也许不能确保足够的淬火软化抵抗性。另一 方面，当硅超过0.7质量％时，可能使渗碳性变差。因此，需将硅设为0.15 质量％以上0.7质量％以下。

锰：0.15质量％以上1.0质量％以下

当锰不足0.15质量％时，可能使淬火性不足。另一方面，当锰超过 1.0质量％时，可能会较多地生成MnS(硫化锰)等非金属夹杂物。因此， 需将锰设为0.15质量％以上1.0质量％以下。

铬：0.4质量％以上2.0质量％以下

通过将铬添加至0.4质量％以上，从而可容易地提高轴承零件的表面 的氮浓度。为了使该效果更显著，较为理想的是使铬处于0.8质量％以上。 另一方面，当铬超过2.0质量％时，不仅材料的成本提高，而且会与侵入 钢的氮结合而形成氮化物，可能会减小氮的侵入深度。因此，也可在构成 本发明的轴承零件的钢中添加0.4质量％以上2.0质量％以下的铬。

钼：0.15质量％以上0.5质量％以下

通过将钼添加至0.15质量％以上，从而可容易地提高轴承零件的表面 的氮浓度。另一方面，当钼超过0.5质量％时，材料的成本提高。因此， 也可在构成本发明的轴承零件的钢中添加0.15质量％以上0.5质量％以下 的钼。

镍：1.0质量％以上2.0质量％以下

通过将镍添加至1.0质量％以上，从而使淬火性进一步变好。另一方 面，当镍超过2.0质量％时，材料的成本提高。因此，也可在构成本发明 的轴承零件的钢中添加1.0质量％以上2.0质量％以下的镍。

钒：0.1质量％以上1.0质量％以下

通过将钒添加至0.1质量％以上，从而可容易地提高轴承零件的表面 的氮浓度。另一方面，当钒超过1.0质量％时，不仅材料的成本提高，而 且会与侵入钢的氮结合而形成氮化物，可能会减小氮的侵入深度。因此， 也可在构成本发明的轴承零件的钢中添加0.1质量％以上1.0质量％以下 的钒。

在上述本发明的另一种情况的轴承零件中，能将上述钢设为从由JIS 标准(日本工业标准)SCr420、SCM420或SNCM420构成的组中选择出的任 一种钢。

在JIS标准G4053中作为机械结构用合金钢限定的上述钢是以下钢： 含有0.23质量％以下的碳，且不仅合金元素的添加量较少，而且因是标准 钢而取得材料也容易。通过采用这种钢作为材料，从而能使轴承零件的断 裂韧性值提高，并能将降低了合金元素的添加的钢作为材料。此外，若由 上述三种钢中的任一种钢构成的轴承仅进行通常的渗碳氮化，则表面的氮 浓度变得不足够，但通过使表面的氮浓度上升至0.3质量％以上，从而能 提前实现严重—微缓磨损转换，并能实现较高的耐磨损性。如上所述，通 过在构成上述本发明的另一种情况的轴承零件的钢中采用SCr420、SCM420 或SNCM420，从而提供一种采用能确保更高的断裂韧性值且进一步降低了合 金元素的添加的钢作为材料，并具有足够耐磨损性的轴承零件。

在上述轴承零件中，较为理想的是，包含于富碳层中的上述表面的碳 浓度处于0.6质量％以上1.2质量％以下。

通过将表面的碳浓度设为0.6质量％以上，从而能充分地提高淬火后 的表面硬度。另一方面，当表面的碳浓度超过1.2质量％时，因过度渗碳 而在晶粒边界析出碳化物，变脆，可能使强度降低。因此，较为理想的是， 使上述表面的碳浓度处于0.6质量％以上1.2质量％以下。

本发明的滚动轴承包括：轨道构件；以及与轨道构件接触并配置于圆 环状的轨道上的多个滚动体。此外，轨道构件和/或滚动体是上述本发明的 轴承零件。

由于作为轨道构件和/或滚动体包括上述本发明的轴承零件，因而根据 本发明的滚动轴承，能提供一种使较高的断裂韧性值和足够耐磨损性都能 实现的滚动轴承。

上述本发明的滚动轴承也可以是自动调心滚子轴承。由于自动调心滚 子轴承的滚动体即滚子具有桶形的形状，因此，在轨道构件与滚动体之间 产生差动滑动，轴承零件的磨损成为问题。因此，对于自动调心滚子轴承 采用耐磨损性优异的本发明的滚动轴承是较为理想的。

上述本发明的滚动轴承也可用作将用于对连续铸造出的铸造物进行引 导的连续铸造辊子支承成能相对于支承该连续铸造辊子的构件自由旋转的 轴承(导向辊子用轴承)。

在导向辊子用轴承中，由于轨道构件以极低速旋转且负载有较高的载 荷，因此，不易形成油膜，磨损容易成为问题。因此，采用耐磨损性优异 的本发明的滚动轴承是较为理想的。

本发明的一种情况的轴承零件的制造方法包括：准备由钢构成并被成 形加工的成形构件的工序；以及通过在包含一氧化碳及氨的环境气体中对 成形构件进行加热来对成形构件进行渗碳氮化处理的工序，其中，上述钢 含有0.15质量％以上0.3质量％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以 下的硅及0.15质量％以上1.0质量％以下的锰，且其余部分由铁及杂质构 成。此外，在对成形构件进行渗碳氮化处理的工序中，在调节环境气体以 使未分解氨浓度处于0.2体积％以上的状态下，成形构件被加热到920℃以 上960℃以下的温度区域。

另外，本发明的另一种情况的轴承零件的制造方法包括：准备由钢构 成并被成形加工的成形构件的工序；以及通过在包含一氧化碳及氨的环境 气体中对成形构件进行加热来对成形构件进行渗碳氮化处理的工序，其中， 上述钢含有0.15质量％以上0.3质量％以下的碳、0.15质量％以上0.7 质量％以下的硅及0.15质量％以上1.0质量％以下的锰，此外，还包含从 由0.4质量％以上2.0质量％以下的铬、0.15质量％以上0.5质量％以下 的钼、1.0质量％以上2.0质量％以下的镍及0.1质量％以上1.0质量％以 下的钒构成的组中选择出的至少一种以上的元素，且其余部分由铁及杂质 构成。此外，在对成形构件进行渗碳氮化处理的工序中，在调节环境气体 以使未分解氨浓度处于0.2质量％以上的状态下，成形构件被加热到920 ℃以上960℃以下的温度区域。

在本发明的轴承零件的制造方法中，采用具有碳含有量处于0.3质量 ％以下并降低了合金元素的添加的合适的成分组成的钢作为材料。藉此， 可确保较高的韧性。此外，通过进行渗碳氮化处理，可提供表面的足够硬 度。此外，通过在调节环境气体以使未分解氨浓度处于0.2体积％以上的 状态下将成形构件加热到920℃以上960℃以下的温度区域来进行渗碳氮化 处理。这样，通过加热到高温并实现较高的未分解氨浓度，从而使碳朝成 形构件(轴承零件)较高的侵入速度和轴承零件的表面的较高的氮浓度都 能实现。其结果是，根据本发明的轴承零件的制造方法，能容易制造上述 本发明的轴承零件。

在上述本发明的另一种情况的轴承零件的制造方法中，上述钢也可以 是从由JIS标准SCr420、SCM420或SNCM420构成的组中选择出的任一种钢。 藉此，能提供一种采用能确保更高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加 的钢作为材料，并具有足够的耐磨损性的轴承零件。

发明效果

如上所述，根据本发明的轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法， 能提供一种采用将碳含有量降低至0.3质量％以下以确保较高的断裂韧性 值且降低了合金元素的添加的钢作为材料，并具有足够的耐磨损性的轴承 零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法。

附图说明

图1是表示连续铸造导向辊子装置的结构的示意剖视图。

图2是表示自动调心滚子轴承的结构的示意剖视图。

图3是将图2的主要部分放大表示的示意局部剖视图。

图4是表示带自动调心圈的圆筒滚子轴承的结构的示意剖视图。

图5是将图4的主要部分放大表示的示意局部剖视图。

图6是表示导向辊子用轴承的制造方法的大致情况的流程图。

图7是用于说明包含于导向辊子用轴承的制造方法中的热处理工序的 详细情况的图。

图8是表示萨文磨损试验机的主要部分的结构的示意图。

图9是表示萨文磨损试验机的主要部分的结构的示意图。

图10是表示表面氮浓度与比磨损量之间的关系的图。

图11是表示实施例A的表面附近的析出物的状态的SEM照片。

图12是表示实施例B的表面附近的析出物的状态的SEM照片。

图13是表示比较例A的表面附近的析出物的状态的SEM照片。

图14是表示磨损量的历时变化的图。

图15是表示NH₃气体的添加率与环境气体中的NH₃气体浓度之间的关 系的图。

图16是表示SCM420的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。

图17是表示SNCM420的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。

图18是表示V添加钢的表面附近的碳及氮的浓度分布的图。

具体实施方式

以下，根据附图对本发明的实施方式进行说明。在以下附图中，对相 同或相当的部分标注相同的参照符号并不重复其说明。

以下，参照图1～图5对本发明一实施方式进行说明。参照图1，包含 于连续铸造导向辊子装置50中的连续铸造辊子51在中央部具有圆柱状的 辊子部511，该辊子部511与连续铸造出的铸造物接触以用于对该铸造物进 行引导。另外，在连续铸造辊子51的一端部形成有直径比辊子部511的直 径小的圆柱状的固定端辊颈512A。此外，在连续铸造辊子51的另一端部形 成有直径比辊子部511的直径小的圆柱状的自由端辊颈512B，该自由端辊 颈512B是位于连续铸造辊子51的因热膨胀而产生的轴向上的伸展被吸收 的一侧的辊颈。

另外，用于保持连续铸造辊子51的机架53具有圆筒状的通孔即辊子 保持部53A。此外，以固定端辊颈512A及自由端辊颈512B贯穿辊子保持部 53A的方式配置连续铸造辊子51及机架53。此外，在固定端辊颈512A的 外周面与辊子保持部53A的内周面之间配置有自动调心滚子轴承20。另外， 在自由端辊颈512B的外周面与辊子保持部53A的内周面之间配置有带自动 调心圈的圆筒滚子轴承30。藉此，连续铸造辊子51被保持成能相对于机架 53绕轴自由旋转，从而能对连续铸造出的铸造物进行引导。即，自动调心 滚子轴承20及带自动调心圈的圆筒滚子轴承30是将用于对连续铸造出的 铸造物进行引导的连续铸造辊子51支承成能相对于对连续铸造辊子51进 行支承的机架53自由旋转的导向辊子用轴承。

接着，对自动调心滚子轴承20及带自动调心圈的圆筒滚子轴承30进 行说明。参照图2，自动调心滚子轴承20包括：作为轴承零件即轨道构件 的环状的两个外圈21；配置于外圈21的内侧的环状的内圈22；以及配置 于外圈21与内圈22之间并保持于圆环状的保持器24的呈桶状的形状的多 个滚子23(滚动体)。

在外圈21的内周面形成有外圈滚走面21A，在内圈22的外周面形成 有内圈滚走面22A。此外，两个外圈21和一个内圈22被配置成使内圈滚走 面22A与两个外圈滚走面21A相对。另外，多个滚子23沿各个外圈滚走面 21A在滚子接触面23A(外周面)上与外圈滚走面21A和内圈滚走面22A接 触，并因被保持器24保持成沿周向以规定间距配置而被自由滚动地保持在 两列圆环状的轨道上。根据以上结构，能使自动调心滚子轴承20的外圈21 和内圈22彼此相对地旋转。

另外，外圈滚走面21A成为以轴承中心C₂为中心的球面。因此，外圈 21及内圈22能在与滚子23的滚走方向垂直的截面上以轴承中心C₂为中心 构成角度。其结果是，参照图1，即便在连续铸造辊子51因对铸造物进行 引导而挠曲的情况下，机架53也能隔着自动调心滚子轴承20将连续铸造 辊子51稳定地保持成能自由旋转。

此外，参照图2及图3，构成自动调心滚子轴承20的轴承零件即外圈 21、内圈22及滚子23由以下钢构成，这种钢含有0.15质量％以上0.3质 量％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以下的硅及0.15质量％以上 1.0质量％以下的锰，且其余部分由铁及杂质构成。参照图3，在包括外圈 滚走面21A、内圈滚走面22A及滚子接触面23A的区域中形成有富碳层21B、 22B、23B和富氮层21D、22D、23D，其中，上述富碳层21B、22B、23B的 碳浓度比其它区域即芯部区域21C、22C、23C的碳浓度高，上述富氮层21D、 22D、23D的氮浓度比芯部区域21C、22C、23C的氮浓度高并与富碳层21B、 22B、23B重叠。此外，包含于富氮层21D、22D、23D中的外圈滚走面21A、 内圈滚走面22A及滚子接触面23A的氮浓度处于0.3质量％以上。在此， 上述杂质包括来自钢的原料的或在制造工序中混入的等不可避免的杂质。

另一方面，参照图4，带自动调心圈的圆筒滚子轴承30包括：作为轴 承零件的环状的外圈31；配置于外圈31的内侧的环状的内圈32；配置于 外圈31与内圈32之间的呈圆筒状的形状的多个滚子33；以及在形成于内 周面的滑动面35A上与外圈31的外周面31E接触的环状的自动调心圈35。

在外圈31的内周面形成有外圈滚走面31A，在内圈32的外周面形成 有内圈滚走面32A。此外，以内圈滚走面32A与外圈滚走面31A相对的方式 配置外圈31和内圈32。另外，多个滚子33与外圈滚走面31A和内圈滚走 面32A在滚子接触面33A(外周面)上接触，并因沿周向排列配置而被自由 滚动地保持在圆环状的轨道上。根据以上结构，能使带自动调心圈的圆筒 滚子轴承30的外圈31及内圈32彼此相对地旋转。

另外，外圈31的外周面31E和自动调心圈35的滑动面35A成为以轴 承中心C₃为中心的球面，并被构成为能彼此滑动。因此，外圈31及自动调 心圈35能在与滚子33的滚走方向垂直的截面上以轴承中心C₃为中心构成 角度。其结果是，参照图1，即便在连续铸造辊子51因对铸造物进行引导 而挠曲的情况下，机架53也能隔着带自动调心圈的圆筒滚子轴承30将连 续铸造辊子51稳定地保持成能自由旋转。

此外，参照图4及图5，构成带自动调心圈的圆筒滚子轴承30的轴承 零件即外圈31、内圈32、滚子33及自动调心圈35由具有与上述自动调心 滚子轴承20的外圈21、内圈22及滚子23相同的成分组成的钢构成。另外， 参照图5，在包括外圈31、内圈32、圆筒滚子33及自动调心圈35的表面 即外圈滚走面31A、内圈滚走面32A、滚子接触面33A及滑动面35A的区域 中形成有富碳层31B、32B、33B、35B和富氮层31D、32D、33D、35D，其中， 上述富碳层31B、32B、33B、35B的碳浓度比其它区域即芯部区域31C、32C、 33C、35C的碳浓度高，上述富氮层31D、32D、33D、35D的氮浓度比芯部区 域31C、32C、33C、35C的氮浓度高，并与富氮层31B、32B、33B、35B重 叠。此外，包含于富氮层31D、32D、33D、35D中的外圈滚走面31A、内圈 滚走面32A、滚子接触面33A及滑动面35A的氮浓度处于0.3质量％以上。 在此，上述杂质包括来自钢的原料的或在制造工序中混入的等不可避免的 杂质。

在本实施方式的轴承零件即外圈21、31、内圈22、32、滚子23、33 及自动调心圈35中，采用碳含有量处于0.3质量％以下而能确保较高的断 裂韧性值、此外还具有降低了合金元素的添加的恰当的成分组成的上述钢 作为材料。另外，在包括表面即外圈滚走面21A、31A、内圈滚走面22A、 32A、滚子接触面23A、33A及滚动面35A的区域中形成有富碳层21B、22B、 23B、31B、32B、33B、35B来确保足够的硬度，并因富氮层31D、32D、33D、 35D的表面的氮浓度处于0.3质量％以上而提早实现严重—微缓磨损转换， 从而实现了较高的耐磨损性。其结果是，本实施方式的外圈21、31、内圈 22、32、滚子23、33及自动调心圈35成为以下轴承零件：采用能确保较 高的断裂韧性值且降低了合金元素的添加的钢作为材料，并具有足够的耐 磨损性。

另外，本实施方式的作为滚动轴承的自动调心滚子轴承20及带自动调 心圈的圆筒滚子轴承30成为能兼具较高的断裂韧性值和足够的耐磨损性的 滚动轴承。此外，本实施方式的连续铸造导向辊子装置50因包括上述自动 调心滚子轴承20及带自动调心圈的圆筒滚子轴承30而成为在耐久性上优 异的轧机。

在此，上述外圈21、31、内圈22、32、滚子23、33及自动调心圈35 也可由如下钢构成，以代替上述钢，这种钢含有0.15质量％以上0.3质量 ％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以下的硅及0.15质量％以上1.0 质量％以下的锰，此外，还包含从由0.4质量％以上2.0质量％以下的铬、 0.15质量％以上0.5质量％以下的钼、1.0质量％以上2.0质量％以下的 镍及0.1质量％以上1.0质量％以下的钒构成的组中选择出的至少一种以 上的元素，且其余部分由铁及杂质构成。藉此，由于容易提高外圈21、31、 内圈22、32、滚子23、33及自动调心圈35的表面中的氮浓度，因此，能 容易地提高耐磨损性。

特别地，通过采用SCr420、SCM420或SNCM420来代替上述钢，从而能 获得采用能确保更高的断裂韧性值且进一步降低了合金元素的添加的钢作 为材料，并具有足够的耐磨损性的外圈21、31、内圈22、32、滚子23、33 及自动调心圈35。

此外，包含于富碳层21B、22B、23B、31B、32B、33B、35B中的表面、 即外圈滚走面21A、31A、内圈滚走面22A、32A、滚子接触面23A、33A及 滑动面35A中的碳浓度处于0.6质量％以上1.2质量％以下是较为理想的。 藉此，能获得作为轴承所需且足够的表面硬度。

接着，参照图6，对本实施方式的轴承零件及滚动轴承的制造方法进 行说明。在本实施方式的轴承零件及滚动轴承的制造方法中，首先，作为 工序(S10)，进行成形构件准备工序。在该工序(S10)中，准备含有0.15 质量％以上0.3质量％以下的碳、0.15质量％以上0.7质量％以下的硅及 0.15质量％以上1.0质量％以下的锰，此外，还包含从由0.4质量％以上 2.0质量％以下的铬、0.15质量％以上0.5质量％以下的钼、1.0质量％以 上2.0质量％以下的镍及0.1质量％以上1.0质量％以下的钒构成的组中 选择出的至少一种以上的元素，且其余部分由铁及杂质构成的钢、例如JIS 标准SCr420、SCM420或SNCM420等的钢条、钢丝等。此外，通过对该钢条、 钢丝等刚材进行切断、锻造、车削等加工，来将该钢材加工成形为作为轴 承零件的外圈21、内圈22及滚子23等的形状，准备成形构件。

接着，进行包含作为工序(S20)而进行的渗碳氮化工序、作为工序(S30) 而进行的一次淬火工序、作为工序(S40)而进行的二次淬火工序及作为工 序(S50)而进行的回火工序的热处理工序。对该热处理工序的具体情况在 后叙述。

接着，作为工序(S60)，对进行完热处理工序的成形构件进行实施精 加工等的精加工工序。具体而言，例如对进行完热处理工序的成形构件的 外圈滚走面21A、内圈滚走面22A及滚子接触面23A等进行研磨加工。藉此， 本实施方式的轴承零件完成，本实施方式的轴承零件的制造方法结束。

此外，作为工序(70)，还进行组装滚动轴承的组装工序。具体而言， 将通过上述工序而被制造出的本实施方式的轴承零件即外圈21、31、内圈 22、32、滚子23、33及自动调心圈35等组合，从而将自动调心滚子轴承 20及带自动调心圈的圆筒滚子轴承30组装。藉此，本实施方式的滚动轴承 完成。

接着，参照图7，对上述热处理工序的详细情况进行说明。在图7中， 横向表示时间t，越往右表示时间经过越长。另外，在图7中，纵向表示温 度T，越往上表示温度越高。

参照图7，在本实施方式的热处理工序中，首先，执行对作为被处理 物的成形构件进行渗碳氮化处理的渗碳氮化工序(工序S20)。在该工序 (S20)中，工序(S10)中所准备的成形构件在包含一氧化碳及氨的环境 气体中被加热，以进行渗碳氮化处理。具体而言，上述成形构件因在例如 基础气体即吸热型的变性气体中添加富气而被调节到期望的碳势值，并在 添加有NH₃气体的环境气体中被加热到A₁点以上的温度即920℃以上960℃ 以下的渗碳氮化温度T₁。藉此，成形构件被渗碳氮化处理，从而在包括成 形构件的表面的区域形成有富碳层及富氮层。此时，对环境气体进行调节， 以使上述环境气体中的未分解氨浓度(未被分解而存在于环境气体中的NH₃气体在环境气体中的浓度)处于0.2体积％以上。

接着，进行一次淬火工序(工序(S30))。在该工序(S30)中，工序 (S20)中被渗碳氮化处理后的成形构件处于A₁点以上的温度，通过从比上 述渗碳氮化温度T₁低的一次淬火温度T₂被冷却到M_S点以下的温度区域而进 行淬火硬化。

此外，还进行二次淬火工序(工序(S40))。在该工序(S40)中，工 序(S30)中被淬火硬化后的成形构件处于A₁点以上的温度，通过在被加热 到比上述一次淬火温度T₂低的二次淬火温度T₃后被冷却至M_S点以下的温度 而进行淬火硬化。藉此，对在工序(S20)中形成有富碳层的成形构件的表 面施加足够硬度。

接着，进行回火工序(工序(S50))。在该工序(S50)中，通过将在 工序(S40)中被淬火硬化后的成形构件加热至A₁点以下的温度来进行回火 处理。藉此，因淬火硬化处理而导入成形构件的应变被缓和。通过上述工 序，本实施方式中的热处理工序完成。

在上述热处理工序的工序(S20)中，通过在调节环境气体以使未分解 氨浓度变为0.2体积％以上这样的较高的值的状态下，将成形构件加热到 920℃以上960℃以下的温度区域，从而对成形构件进行渗碳氮化处理。这 样，通过在加热到高温并确保较高的未分解氨浓度的环境气体中进行渗碳 氮化，从而能使碳朝成形构件的较高的侵入速度和成形构件的表面中的较 高的氮浓度、更具体而言是0.3质量％以上的氮浓度都实现。

另外，在上述热处理工序的工序(S20)中，不是通过在进行完渗碳处 理后，以比渗碳处理低的温度进行氮化处理来实现成形构件的渗碳氮化处 理，而是对成形构件同时进行渗碳处理和氮化处理。藉此，缩短了渗碳氮 化处理所需的时间。另外，在以比渗碳处理低的温度进行氮化处理的情况 下，成形构件中的氮的侵入深度变浅。在此，渗碳氮化处理使被处理物因 热处理而产生的变形较大。因此，因精加工工序中的磨削加工等而引起的 加工余量较大的情况也较多。因此，在氮的侵入深度较浅的情况下，精加 工后的轴承零件的表面的氮浓度或许会变得不足够。对此，通过在920℃以 上这样的高温下与渗碳处理同时进行氮化处理，从而能充分确保氮的侵入 深度，以容易制造出表面的氮浓度处于0.3质量％以上的轴承零件。

如上所述，根据本发明的轴承零件的制造方法，能容易制造上述本发 明的轴承零件。

通过包括以上热处理工序的制造方法，能制造出上述实施方式的轴承 零件。在此，A₁点是指在对钢进行加热的情况下相当于钢的组织从铁素体 开始变态为奥氏体的温度的点。此外，M_S点是指当奥氏体化后的钢被冷却 时相当于开始马氏体化的温度的点。另外，在本申请中，表面(外圈滚走 面21A、31A、内圈滚走面22A、32A、滚子接触面23A、33A及滑动面35A) 中的氮浓度是指在从表面开始的深度为50μm以内的区域中固溶于母材中 的氮浓度的平均值。

(实施例1)

以下，对实施例1进行说明。为了定量地检验钢中的固溶氮的抑制磨 损效果，以把握提早产生严重—微缓磨损转换所需的表面氮浓度，进行了 检验表面氮浓度与耐磨损性之间的关系的实验。实验的步骤如下所示。

在实验中，以下表1所示的五种钢作为材料。表1中记载的数值是用 质量％的单位来表示各元素的含有量的。另外，未添加记载有符号—的元 素，其余部分由铁及杂质构成。

[表1]

使用萨文磨损试验机进行了耐磨损性的评价。首先，制作出将上述实 施例A、B及比较例A～C的钢成形为内径Φ50mm×外径Φ64mm×高度18mm 的环形状的成形体，并进行与在上述实施方式中说明的渗碳氮化工序、一 次淬火工序、二次淬火工序及回火工序(工序(S20)～(S50))相同的 工序。此时，在渗碳氮化处理中，将CP(碳势)值统一为恒定的值，以使 实施例A、B及比较例C中的任一个例子的成形体的表面的碳浓度分布相同。

另一方面，对于由比较例A及比较例B构成的成形体，也制作出在进 行完通常的淬火硬化处理(浸入淬火)后，进行了回火处理的样品。此处， 在渗碳氮化工序中，通过使环境气体中的未分解氨浓度变化来使成形体的 表面中的氮浓度变化。此外，通过对上述成形体的端面部进行磨削加工来 完成试验片。另外，关于实施例A、B及比较例A～C，使用与表面垂直的面 将在同一条件下进行了渗碳氮化处理的成形体切断，通过EPMA(Electron  Probe Micro Analysis：电子探针微量分析)来测定所形成的截面的表面 附近的氮浓度分布。此外，考虑上述磨削加工的加工余量，以把握试验片 的表面中的氮浓度(母材的从表面开始50μm以内的区域中的平均氮浓度)。

接着，对使用萨文磨损试验机的磨损试验进行说明。参照图8及图9， 萨文磨损试验机40包括测力传感器43和空气滑块(日文：エアスライダ) 44。平板形状的磨损试验片41保持于空气滑块44。此外，在使磨损试验片 41的表面与对方材料45的外周面接触的状态下使对方材料45旋转。润滑 油未被直接供给至磨损试验片41与对方材料45之间的接触面上，而是通 过使对方材料45的一部分与包含润滑油的毡块46接触来将润滑油供给至 该接触面。在图2中表示磨损试验的试验条件。

[表2]

如表2所示，通过降低对方材料的旋转速度并使用低粘度的润滑油， 能对在伴随着金属接触的润滑条件下的耐磨损性进行评价。试验片的耐磨 性是通过测定试验片中产生的磨损痕迹(椭圆形状)的短轴宽度(与旋转 方向平行)并根据该测定结果算出磨损体积来加以评价的。

接着，参照图10，对实验结果进行说明。在图10中，横轴是试验片 的表面中的氮浓度，纵轴是比磨损量。如图10所示，可知耐磨损性几乎并 不取决于构成试验片的钢的组成，随着表面的氮浓度提高而提高。即，可 推定出表面的氮浓度的增加对耐磨损性的提高的效果较大。

在此，作为使耐磨损性提高的主要原因，除了表面的氮浓度以外，也 考虑表面硬度、高硬度析出物(碳化物、氮化物)的影响。因此，对与图 10的α、β及γ的数据点对应的试验片表面的析出物状态及表面硬度进行 了调查。在表3中，示出了对应于图10的α、β及γ的试验片的表面硬度 及表面的析出物的面积率。另外，在图11、图12及图13中，分别示出了 拍摄对应于图10的α、β及γ的试验片的表面附近的SEM照片。

[表3]

参照表3，未进行氮化处理的SUJ2材(γ)的表面硬度比进行了渗碳 氮化的SCM420材(α)、SNCM420材(β)的表面硬度高。另外，参照表 3及图11～图13，未进行氮化处理的SUJ2材(γ)的析出物的面积率比进 行了渗碳氮化的SCM420材(α)、SNCM420材(β)的析出物的面积率高。 但是，上述耐磨损性试验的结果是，进行了渗碳氮化的SCM420材(α)、 SNCM420材(β)的比磨损量处于未进行氮化处理的SUJ2材(γ)的1/5 以下。根据以上的实验结果，可知表面的氮浓度(从表面开始的深度为50 μm以下的区域的固溶于母材的氮量)的增加成为提高耐磨损性的支配性的 主要原因。

(实施例2)

接着，对实施例2进行说明。为了检验表面氮浓度的增加引起耐磨损 性提高的理由，进行了以下实验：制作出对相同材料进行了渗碳处理的试 验片和进行了渗碳氮化处理的试验片，调查磨损试验中的磨损量的历时变 化，以确认从严重磨损朝微缓磨损的转换。实验的步骤如下所示。

首先，作为材料的钢材，准备JIS标准SUJ2和SCM420，以获得成形 为与上述实施例1的情况相同的形状的成形体。然后，利用SUJ2制作出对 该成形体进行了通常的浸入淬火(标准淬火)的试验片和进行了渗碳氮化 淬火的试验片。另一方面，利用SUM420制作出对该成形体进行了渗碳淬火 的试验片和进行了渗碳氮化淬火的试验片。然后，在与上述实施例1的情 况相同的条件下进行磨损试验，以测定磨损量的历时变化。

接着，参照图14，对实验结果进行说明。在图14中，横轴表示从试 验开始所经过的时间，纵轴表示磨损量。

参照图14，未进行渗碳氮化处理的由SCM420及SUJ2构成的试验片从 试验开始其单位时间的磨损量较大的状态(严重磨损状态)持续直至经过 约90分钟，然后，处于单位时间的磨损量较小的状态(微缓磨损状态)。 即，在从试验开始大约90分钟后实现严重—微缓磨损转换。另一方面，进 行了渗碳氮化处理的由SCM420及SUJ2构成的试验片在试验开始15～30分 钟后实现严重—微缓磨损转换。即，可认为，通过进行渗碳氮化以提高试 验片的表面的氮浓度，从而能提早实现严重—微缓磨损转换。

此外，当转移至微缓磨损状态时，磨损的进行明显变慢。因此，可认 为在上述实施例1中根据图10说明的因试验片的表面的氮浓度的上升而产 生的比磨损量的减少会引起朝微缓磨损的转移提前。

另外，参照图10，通过使表面的氮浓度处于0.1质量％以上，从而能 提早实现严重—微缓磨损转换，以能将比磨损量降低至氮浓度为0质量％ 情况下的一半程度。此外，为确保较高的耐磨损性而使氮浓度处于0.25质 量％以上是较为理想的，为了抑制比磨损量的偏差以稳定地确保较高的耐 磨损性，需使表面的氮浓度处于0.3质量％以上。另外，即便使表面的氮 浓度超过0.3质量％进一步提高，耐磨损性也不会大幅提高，例如SCM420 (实施例A)获得与V添加钢(比较例C)相同的耐磨损性。即，可知通过 使表面的氮浓度处于0.3质量％以上，即便降低Cr、Mo、V等合金元素的 添加量，也能实现较高的耐磨损性。

在使用萨文磨损试验机的磨损试验中，因磨损的进行而使接触面积变 大，从而使试验片与对方材料的接触面压力降低。然而，由于磨损痕迹比 接触面积小、以磨损量较少而不使接触面压力降低的渗碳氮化处理材料降 低单位时间的磨损量，所以，可认为接触面积的扩大不是单位时间的磨损 量降低的原因。

(实施例3)

接着，对实施例3进行说明。进行了对热处理方法进行研究的试验， 该热处理方法用于使由SCr420、SCM420、SNCM420等标准的渗碳钢(限定 于JIS标准G4053中的机械结构用合金钢)构成的轴承零件的表面的氮浓 度处于0.3质量％以上。

首先，在环境气体温度为850℃和940℃的情况下，对NH₃气体朝热处 理炉的炉内的添加率与炉内的环境气体中的未分解氨浓度(炉内NH₃气体浓 度)的关系进行了调查。此处，在实验中使用了容积120L的分层式烘炉。 另外，850℃的环境气体温度是设想碳含有量为1质量％程度的高碳铬轴承 钢(例如SUJ2)的渗碳氮化温度的温度，940℃的环境气体温度是设想碳含 有量为0.2质量％程度的机械结构用合金钢(例如SUM420)的渗碳氮化温 度的温度。

接着，参照图15，对实验结果进行说明。在图15中，横轴表示NH₃朝 炉内的添加率，纵轴表示炉内的未分解氨浓度。在此，NH₃气体的添加率是 指相对于也包含渗碳处理所需的变性气体的添加量在内的总添加量(环境 气体整体)的比率。

参照图15，即使是相同的NH₃气体的添加率，环境气体温度为940℃的 情况也比环境气体温度为850℃的情况更使炉内的NH₃气体浓度(未分解氨 浓度)极端地降低。因此，为了通过渗碳氮化处理来提高由上述标准的渗 碳钢构成的轴承零件的表面的氮浓度，可知与采用轴承钢等高碳的材料的 情况相比需要很高的NH₃气体的添加率。此外，在由上述标准的渗碳钢构成 的轴承零件中，为了使表面的氮浓度处于0.3质量％以上，需在炉内的未 分解氨浓度处于0.2体积％以上的状态下进行渗碳氮化，处于0.25体积％ 以上是较为理想的。

(实施例4)

接着，对实施例4进行说明。进行了以下实验：对构成轴承零件的钢 的成分组成、尤其是Cr、V的含有量对表面的氮浓度产生的影响进行调查。

具体而言，首先，准备由表1的实施例A(SCM420)、实施例B(SNCM420) 及比较例C(V添加钢)的钢构成的试验片，并在相同条件下进行了渗碳氮 化。在此，与上述实施方式的情况相同地进行渗碳氮化处理。将渗碳氮化 处理的温度设为940℃，将CP值设为1.3，将渗碳氮化处理时的炉内的未 分解氨浓度设为0.25体积％。然后，通过EPMA对碳及氮在试验片的表面 附近的浓度分布进行了调查。

接着，对实验结果进行说明。在图16、图17及图18中，分别表示 SCM420、SNCM420及V添加钢的表面附近的碳浓度及氮浓度。在图16～图 18中，横轴表示从表面开始的深度，纵轴表示碳及氮的浓度。

参照图16～图18，SCM420与SNCM420相比，其从表层到深度0.3mm 的氮浓度变高。可认为这是SCM420与SNCM420相比其Cr含有量较多的效 果。另外，V添加渗碳钢进一步使表层部的氮浓度变高。可认为这是因V 的含有量较大而引起的效果。

这样，V及Cr具有容易提高固溶于母材中的氮浓度的效果。然而，若 添加率较多，则材料成本上升。另外，表层的氮浓度变高，另一方面，可 能使氮的侵入深度变小。例如，用作导向辊子用轴承的自动调心滚子轴承 的滚走面的在热处理后的研磨下的加工余量为0.3mm左右。因此，在渗碳 氮化处理中，需使从表面到0.3mm的深度的氮浓度处于0.3质量％以上。 当考虑这些时，也可将Cr添加在1.0质量％以上1.5质量％以下，将V添 加在0.1质量％以上1质量％以下。

本次所公开的实施方式和实施例在所有点上均为例示，不应当认为是 对本发明作出了限制。本发明的范围是由权利要求书来表示的而不是由上 述说明来表示的，本发明包括与权利要求书等同的意思和范围内的所有变 更。

工业上的可利用性

本发明的轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法能特别有利地适 用于要求提高耐磨损性的轴承零件、滚动轴承及轴承零件的制造方法。

(符号说明)

20    自动调心滚子轴承

21、31    外圈

21A、31A    外圈滚走面

21B、22B、23B、31B、32B、33B、35B    富碳层

21C、22C、23C    芯部区域

21D、22D、23D、31D、32D、33D、35D    富氮层

22、32    内圈

22A、32A  内圈滚走面

23、33    滚子

23A、33A    滚子接触面

24    保持器

30    带自动调心圈的圆筒滚子轴承

31E    外周面

35    自动调心圈

35A    滑动面

40    萨文磨损试验机

41    磨损试验片

42    重锤

43    测力传感器

44    空气滑块

45    对方材料

46    毡块

50    连续铸造导向辊子装置

51    连续铸造辊子

511    辊子部

512A   固定端辊颈

512B   自由端辊颈

53    机架

53A    辊子保持部