高耐蚀不锈钢部件及其制造方法、不锈钢部件的热处理方法以及滚动轴承及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种耐蚀性优异的高耐蚀不锈钢部件。

背景技术

一般而言，在要求耐蚀性的滚动轴承中，使用以SUS440C为代表的马氏体系不锈钢来作为轴承材料。然而，虽然SUS440C包含16重量％(重量百分比)～18重量％的提高耐蚀性的铬，但为了确保硬度，其含碳量也高为0.95重量％～1.2重量％，由此会生成许多20μm左右的碳化铬，因此耐蚀性并不那么高。因此，不适合在暴露于强碱消毒液或海水、雨水等这样的严重的腐蚀环境下使用。此外，铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢的耐蚀性比马氏体系不锈钢的耐蚀性优异，但铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢的强度低，例如对于奥氏体系不锈钢而言，即使实施了冷加工，其硬度也为HRC40左右，几乎不用于滚动轴承。

因此，作为兼备高耐蚀性和高硬度的马氏体系不锈钢，如专利文献1那样开发了一种高耐蚀马氏体系不锈钢，其含有氮和钼来代替减少含碳量，从而兼顾了高耐蚀性和高硬度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5368887号公报

发明内容

发明所要解决的问题

专利文献1中所公开的高耐蚀马氏体系不锈钢固溶有较多氮，这样的固溶有较多氮的马氏体系不锈钢为了得到期望的硬度而在真空炉内被淬火。铬、钼是促进铁素体生成的元素，与此相对，氮是奥氏体稳定化元素，抑制铁素体生成。因此，在真空淬火时，当表层部的氮脱离时，氮浓度下降，由此铁素体抑制效果减弱，有时会在表层部生成铁素体而无法得到期望的硬度。在作为滚动轴承标准的JIS B1511：1993中，要求滚动轴承的套圈的硬度处于HRC57～65的范围内，但本发明人确认了通过生成铁素体，表层部(从表面起大约深度50μm以内的范围)的硬度有时仅小于HRC55。

此外，铁素体为体心立方晶格构造，因此碳的固溶界限低。铁素体的碳的固溶限度在727℃下仅约0.02重量％。因此，当从奥氏体温度区进行冷却从而在表层部开始析出铁素体时，碳会向铁素体的外部排出。由此，碳富集于铁素体的周围而生成碳化铬。铁素体的周围的铬由于被用于碳化物中从而成为缺铬层，其结果为，也会产生铁素体周边的耐蚀性下降之类的问题。

本发明是鉴于上述情况而完成的发明，其目的在于提供一种表层部中不含有铁素体从而兼顾了高耐蚀性和高硬度的高耐蚀不锈钢部件。

用于解决问题的方案

本发明人发现：针对固溶有较多氮的高耐蚀马氏体系不锈钢，通过在氮分压1000Pa以上且小于10000Pa的氮环境中加热至1050℃～1120℃范围的温度而进行淬火，能抑制固溶的氮从表层部脱离，表层部不会生成铁素体组织。

本发明是基于上述认知而完成的发明，是如下的高耐蚀不锈钢部件：所述高耐蚀不锈钢部件按重量比计算含有0.35％～0.43％的C、0.5％以下的Si、0.5％以下的Mn、0.04％以下的P、0.04％以下的S、15％～17％的Cr、0.1％～0.3％的W、1.5％～3.0％的Mo、0.001％～0.005％的B、0.12％～0.18％的N，剩余部分由通过Fe和不可避免的杂质形成的高耐蚀马氏体系不锈钢构成，所述高耐蚀不锈钢部件的整个外表面的表层部的基体组织为包含残余奥氏体和马氏体的双相混合组织，所述高耐蚀不锈钢部件的表面硬度为HRC57以上。在此，“表层部”是指从表面起至深度约50μm的范围。

在本发明的高耐蚀不锈钢部件中，整个外表面的表层部的基体组织呈现出包含残余奥氏体和马氏体的双相混合组织，因此表层部的铁素体的面积率为零，即不存在铁素体。其结果为，能得到HRC57以上的高表面硬度。此外，由于表层部中不存在铁素体，因此碳不会局部富集，因此能抑制因生成碳化铬而形成缺铬层，因此能提高耐蚀性。

本发明的另一个特征为滚动轴承，所述滚动轴承的外圈和/或内圈由上述高耐蚀不锈钢部件构成。本发明的又另一个特征为组装件，所述组装件包括多个单体部件，其中，至少一个所述单体部件为上述高耐蚀不锈钢部件。

本发明的再另一个特征为高耐蚀不锈钢部件的热处理方法，包括以下步骤：准备中间部件，所述中间部件按重量比计算含有0.35％～0.43％的C、0.5％以下的Si、0.5％以下的Mn、0.04％以下的P、0.04％以下的S、15％～17％的Cr、0.1％～0.3％的W、1.5％～3.0％的Mo、0.001％～0.005％的B、0.12％～0.18％的N，剩余部分由通过Fe和不可避免的杂质形成的高耐蚀马氏体系不锈钢构成；以及在氮分压1000Pa以上且小于10000Pa的氮环境中，将所述中间部件加热至1050℃～1120℃范围内的温度而进行淬火。本发明的再另一个特征是高耐蚀不锈钢部件的制造方法，包括上述高耐蚀不锈钢部件的热处理方法。

接着，对本发明中的成分的限定理由进行说明。需要说明的是，在以下说明中，只要无特别说明，“％”是指“重量％”。

·C：0.35％～0.43％

C是对确保钢部件的硬度(耐摩耗性)有效的成分，但由于也是奥氏体生成元素，因此当大量添加时，容易生成共晶碳化物，容易产生裂纹。此外，过度的添加会使耐蚀性也发生劣化，因此将确认具有良好的耐蚀性的0.43％设为上限。并且，将不会在热处理后的表层部生成铁素体并能得到HRC57以上的硬度的0.35％设为下限。

·Si：0.5％以下

当过度含有Si时，会使韧性显著下降，对热加工性有害，因此Si宜少，考虑到制造成本，设为0.5％以下。

·Mn：0.5重量％以下

Mn是奥氏体稳定化元素，过度的添加会使残余奥氏体量增加，因此会使热处理后的硬度下降，使耐蚀性也发生劣化，除此之外，还容易经年产生尺寸变化。因此，Mn宜少，考虑到制造成本，其含量设为0.5％以下。

·P：0.04％以下

P是会析出于晶粒边界从而引起冷脆性的成分，因此为了避免冷脆性，理想的是，P尽可能地少，为了兼顾制造成本，其含量设为0.04％以下。

·S：0.04％以下

S会使耐蚀性发生劣化或者使热加工性发生劣化，因此将其含量设为0.04％以下的范围。

·Cr：15％～17％

对于不锈钢而言，Cr会形成牢固的绝缘体覆盖膜，因此是为了得到高耐蚀性而不可或缺的元素，需要大量添加。在盐水喷雾试验结果中，当Cr含量小于15％时，如后述的那样，即使N的含量充分，也无法得到良好的耐蚀性，因此将15％设为下限。然而，Cr也可能会导致生成铁素体从而阻碍马氏体化。在Cr的含量超过17％的情况下，会在淬火后的表层部生成铁素体，导致硬度下降，因此将17％设为上限。

·Mo：1.5％～3.0％

Mo具有提高N的固溶限度并且改善耐蚀性、提高淬火性的效果。为了得到这样的效果，需要添加1.5％以上的Mo。然而，过度的添加会导致韧性下降并生成表层附近的铁素体，因此将3.0％设为上限。

·N：0.12％～0.18％

N是为了提高马氏体系不锈钢的热处理后的表面硬度和耐蚀性而非常有效的元素。为了得到这样的效果，N的含量需要为0.12％以上。另一方面，能制造出在比加压溶解法经济性的大气溶解中材料中不会产生气泡(blow)并能供实际应用的马氏体系不锈钢的固溶界限为0.18％，因此将0.18％设为上限。由此，抑制了制造成本。

·B：0.001％～0.005％

当添加B时，会析出BN从而对提高强度有效，并且会提高淬火性，为了得到该效果，需要添加0.001％以上的B。另一方面，过度的添加会导致韧性下降，因此将添加量的上限设为0.005％以下。

·W：0.1％～0.3％

W是提高耐蚀性并且作为固溶强化元素发挥作用而有助于提高强度的成分。为了得到该作用，需要添加0.1％以上的W。另一方面，过度的添加会导致韧性下降，因此将能无碍地得到性能的0.3％设为上限。

·基体组织

理想的是，基体组织是残余奥氏体占13体积％(体积百分比)以下且剩余部分包含马氏体的双相混合组织。通过将软质的残余奥氏体抑制在13体积％以下并将剩余部分设为马氏体，能确保HRC57以上的硬度。需要说明的是，基体组织是指除碳化物、氮化物以及夹存物之外的基体(基质)的组织。

发明效果

根据本发明，能提供一种表层部中不含有铁素体从而兼顾了高耐蚀性和高硬度的高耐蚀不锈钢部件。

附图说明

图1是表示本发明的实施方式的滚动轴承的剖视图。

图2是表示实施方式的滚动轴承的外圈(A)和内圈(B)的剖视图。

图3是表示比较例的滚动轴承的外圈(A)和内圈(B)的一个例子的剖视图。

图4是表示其他比较例的滚动轴承的外圈(A)和内圈(B)的一个例子的剖视图。

图5是本发明的实施方式的金相组织的显微镜照片。

具体实施方式

图1是表示本发明的实施方式的滚动轴承(深沟球轴承，组装件)10的剖视图。如图1所示，滚动轴承10具有外圈1和内圈2来作为套圈。在外圈1的内周面形成有截面弧状的滚道1a，在内圈2的外周面形成有截面弧状的滚道2a。在滚道1a、2a之间沿着周向等间隔地配置有多个球3来作为滚动体。多个球3分别保持于保持架4的多个兜孔。保持架4例如可以由聚酰胺、聚醚醚酮等树脂或金属形成。此外，保持架4的种类没有特别限定，可以选择冠型保持架、切制保持架、波型保持架等任意形状。图1的保持架4是冠型保持架。

外圈1与内圈2之间的轴承空间5被金属制的密封构件6(金属护罩)密封。密封构件6不限于金属护罩，也可以使用非接触型或接触型的橡胶密封件。此外，在轴承空间5封入有润滑脂来作为润滑剂。使用的润滑脂配合滚动轴承10的用途来选择。作为代表性的润滑脂，具有锂皂润滑脂和脲润滑脂，但不限于此。

外圈1和内圈2由高耐蚀马氏体系不锈钢形成。此外，针对外圈1和内圈2，实施了包括淬火、低温处理以及回火的本发明的热处理。遍及外圈1和内圈2的整个面，表层部的基体组织由马氏体和13体积％以下的残余奥氏体构成，未生成铁素体。

即，遍及外圈1和内圈2的整个面，表层部的铁素体的面积率为零。由此，表面和内部的硬度被提高至HRC57以上。需要说明的是，根据用途的不同，有时只对外圈或内圈要求高耐蚀性。在这样的情况下，也可以只对外圈或内圈使用本发明的高耐蚀不锈钢部件。例如，在支承汽车的滑动门的滚动轴承中，主要是外圈暴露于雨水、泥水，因此对外圈这一方要求更高的耐蚀性。

球3可以设为金属制或陶瓷制。需要说明的是，滚动轴承的滚动体不限于球状的球3，也可以将滚动体设为圆柱状的滚子来将滚动轴承设为滚子轴承。在将球3设为金属制的情况下，可以将其材料设为与外圈1和内圈2相同的高耐蚀马氏体系不锈钢。由此，能得到具有与外圈1和内圈2相同程度以上的耐蚀性和硬度的球3。然而，若使用环境不是严重的腐蚀环境，则能通过润滑脂来在某种程度上对球3进行防锈，因此球3也可以使用耐蚀性比高耐蚀马氏体系不锈钢差的轴承钢(例如SUJ2)、以往的轴承用马氏体系不锈钢(例如SUS440C)等。

图2示出了实施本发明的热处理之后的本实施方式的外圈1和内圈2。如图2所示，在本实施方式的外圈1和内圈2中，在整个面的表层部未生成铁素体。另一方面，图3示出了实施相同的热处理之后的比较例的外圈1和内圈2。在比较例的外圈1和内圈2中，在整个面的表层部生成了铁素体。在热处理之后，通过磨削加工来对外圈1的端面、外侧圆筒面(外径面)和滚道1a以及内圈2的端面、内侧圆筒面(内径面)和滚道2a进行精加工。

图4示出了对图3的外圈和内圈实施作为精加工的磨削加工来去除表层部的铁素体层之后的状态。如图4所示，外圈1的端面、外侧圆筒面和滚道1a以及内圈2的端面、内侧圆筒面和滚道2a通过磨削加工而被进行了精加工，因此这些部分中的表层部的铁素体层被去除。然而，在精加工时未进行磨削加工的位于滚道1a、2a的轴向外侧的圆筒面、用于装配密封构件6的密封槽、倒角部等中，在精加工之后，表层部中也依旧残留有铁素体层。如上所述，表层部的铁素体层会导致耐蚀性和硬度下降。因此，使用如图4所示的外圈1和内圈2的滚动轴承中会残留耐蚀性和硬度较差的部分，因此不理想。此外，滚道1a的表面要通过超精加工来进行精加工，因此为了成为图4的状态，去除量过多而困难，导致制造成本增大。因此，为了抑制制造成本，在热处理中使表层部不生成铁素体层也很重要。

接着，对用于得到实施方式的滚动轴承的热处理条件进行说明。

理想的是，在通过切削加工来形成外圈和内圈之后，在采用了氮分压1000Pa以上且小于10000Pa的氮环境的热处理炉中加热至1050℃～1120℃范围的温度而进行淬火，接下来，进行冷却至-30℃～-90℃范围的温度的低温处理，之后在150℃～200℃范围的温度下进行回火。这是因为低温处理对降低残余奥氏体量并提高硬度有效。

·淬火时的氮分压

当氮分压小于1000Pa时，在淬火时，表层部的氮浓度会下降从而会生成铁素体。另一方面，当氮分压为10000Pa以上时，在本发明的马氏体系不锈钢的情况下，存在氮固溶于表层部从而氮浓度变得过高之虞。氮从外部固溶会使淬火回火后的残余奥氏体生成量增大，导致回火硬度下降。此外，通过添加氮，会生成氮化物，但当氮因从外部固溶而被过度添加时，与硬度的提高相比，韧性下降的效果变大，会促进脆性破坏。

因此，为了使氮不从表层部脱离并且也避免氮从外部固溶，理想的是，氮分压为1000Pa以上且小于10000Pa。为了得到这样的氮环境，优选的是，在将炉内压力从大气压减压至200Pa以下、更优选为100Pa以下之后导入氮气。若如此在导入氮气之前事先充分对炉内进行减压，能降低氮气之外的气体、水分的量，从而能避免与金属的非预期的反应。

·淬火温度

若淬火温度小于1050℃，则基于急冷(油或水淬火)的马氏体的生成不充分，难以得到HRC57以上的硬度。另一方面，当淬火温度超过1120℃时，由于旧奥氏体晶粒的粗大化以及会固溶碳化物，因此难以得到HRC57以上的硬度。因此，理想的是，淬火温度为1050℃～1120℃。

需要说明的是，本发明不限于滚动轴承的套圈、滚动体，也能适用于用作螺栓、螺母等机械部件的所有高耐蚀不锈钢部件。

实施例

表1中通过重量％而示出了马氏体系不锈钢的实施例和比较例的成分含量。此外，将本发明的理想的含量范围称为有效范围并示出。

1.硬度和耐蚀性调查

通过对表1所示的成分的马氏体系不锈钢的棒材进行机械加工，制作外径13mm、内径11.54mm、高度4mm的中间部件，使用热处理炉来在表1所示的氮分压和淬火温度的条件下进行淬火，进行冷却至-30℃～-90℃的温度范围的低温处理，之后在150℃～200℃的温度范围内进行回火，由此得到了环状的试样。

对如此得到的试样的从表面起20μm的深度处的硬度进行了测定。此外，在对试样的截面进行镜面研磨之后进行了刻蚀，用金属显微镜观察了三处从表面起深度50μm×宽度100μm的区域的组织。然后，对图5所示的组织照片进行了图像解析，并计算出了每50μm×100μm的区域的铁素体的面积率(面积％：面积百分比)，将该面积率的平均值示于表1。此外，关于残余奥氏体(残余γ)量，用X射线应力测定装置(PROTO社制，型号iXRD)测定并求出了基于X射线衍射法的体积率(体积％)。

此外，通过机械加工，从表1所示的成分的马氏体系不锈钢的棒材中制作了长度50mm、宽度20mm、厚度2mm的板，并在与上述内容相同的条件下进行了热处理。针对如此得到的试样，依据JIS Z2371而进行了96小时的中性盐水喷雾试验，基于JIS Z2371：2015标准的分级法而评价了分级值。将分级值为9.8以上的耐蚀性判断为良好并将评价设为“A”，将分级值小于9.8的耐蚀性评价为不充分并将评价设为“B”。以上测定结果和试验结果与各试样的材料成分一同示于表1。

[表1]

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如表1所示，实施例1～5均满足作为本发明的必要构成要素的成分范围，并也满足氮分压和淬火温度的理想的范围。其结果为，在表层部中，铁素体的面积率为零而不存在铁素体，形成有由包含8.3体积％～12.2体积％的残余奥氏体和马氏体的双相混合组织构成的基体组织。此外，当分散于基体的碳化物和夹存物中的长径超过10μm的碳化物和夹存物变多时，会对耐蚀性造成不良影响，但在实施例1～5中，分散于基体的双相混合组织的碳化物和夹存物的长径中，95％以上为10μm以下。因此，在所有实施例中，表示耐蚀性的分级值均为9.8以上，耐蚀性均被评价为“A”(良好)。而且，表层部的硬度均为HRC57以上，满足JISB1511：1993标准中所规定的滚动轴承的套圈的硬度。

与此相对，在比较例1中，由于将淬火时的氮分压设为1000Pa，因此在表层部未生成铁素体，但由于C的含量小于0.35％，因此表层部的硬度为HRC55，不满足滚动轴承的JISB1511：1993标准。在比较例2中，由于将淬火时的氮分压设为2000Pa，因此在表层部未生成铁素体，但由于N的含量小于0.12％，因此硬度仅为HRC56。

在比较例3中，由于将淬火时的氮分压设为与比较例1相同的1000Pa，因此在表层部未生成铁素体，但由于淬火温度小于1050℃，因此马氏体的生成不充分，仅得到了HRC56的硬度。在比较例4中，由于淬火时的氮分压为2000Pa，因此在表层部未生成铁素体，但由于淬火温度超过了1120℃，因此由于旧奥氏体晶粒的粗大化和碳化物的固溶，硬度仅为HRC56。

在比较例5中，由于淬火时的氮分压仅为70Pa，因此表层部的铁素体量按面积率计算高达28面积％，硬度仅为HRC51。在比较例6中，由于淬火时的氮分压为700Pa，因此表层部的铁素体量达到19面积％，硬度仅为HRC52。

在比较例7中，尽管淬火时的氮分压为1000Pa，但表层部的铁素体量为6面积％且硬度为HRC54。对此认为：在比较例7中，作为铁素体生成元素的Cr的含量超过了17％，因此在淬火后的表层部生成有铁素体，导致硬度下降。

在比较例8中，尽管淬火时的氮分压为1000Pa，但表层部的铁素体量为4面积％且硬度为HRC53。对此认为：这是因为由于在比较例8中C的含量小于0.35％，因此奥氏体的生成不充分从而残留有铁素体，并且N的含量小于0.12％。

在比较例9中，由于淬火时的氮分压为2000Pa，因此表层部中不存在铁素体，但由于C的含量超过了0.43％，因此分级值为7从而不能说具有充分的耐蚀性，耐蚀性的评价为“B”(不充分)。在比较例10中，由于淬火时的氮分压为2000Pa，因此未生成铁素体，但由于N的含量低为0.10％，因此分级值为8，耐蚀性的评价为“B”。

在比较例11中，由于淬火时的氮分压为2000Pa，因此未生成铁素体，但由于Cr的含量低为14.73％，因此无法得到充分的耐蚀性，分级值为8，耐蚀性的评价为“B”。在比较例12中，由于淬火时的氮分压为2000Pa，因此未生成铁素体，但由于Mo的含量低为1.11％，因此分级值为8，耐蚀性的评价为“B”。

需要说明的是，为了进行比较，将SUS440C的成分和试验结果一并记录于表1。从表1中可清楚得知，SUS440的硬度为HRC57，是能用作滚动轴承的硬度，但分级值为5，耐蚀性的评价为“B”，因此在严重的腐蚀环境下不耐用。

2.组织观察

以下，对针对成分含量处于有效范围内且表层部中不存在铁素体即铁素体面积率为零的实施例1～3和成分含量处于有效范围内但表层部中存在铁素体的比较例5、6进行的组织观察进行详细描述。表2中通过铁素体面积率(面积％)而示出了各试样的表层部的三处的铁素体量，表3中示出了各试样的三处的铁素体面积率的平均值和从表面起深度20μm处的三处的洛氏C硬度(HRC)的平均值。需要说明的是，表2中所标注的试样标签的连字符的左侧的数字(“70”～“7000”)表示淬火时的氮分压(单位：Pa)。

在组织观察中，在对试样的截面进行镜面研磨之后，用硝酸乙醇腐蚀液进行了腐蚀，并用金属显微镜对三处从表层部的表面起深度50μm×宽度100μm的区域拍摄了照片。铁素体难以被刻蚀且看上去为白色，因此通过图像处理来使该部分变黑并测定了面积率。图5示出了如此得到的图像处理后的表层部的组织照片。关于淬火时的氮分压小于1000Pa的试样70－1～70－3以及试样700－1～700－3，在图像处理后的组织照片中，表层部的上部被示为黑色，能明确得知在试样表面附近生成有铁素体。在淬火时的氮分压为1000Pa以上的试样中，没有图像处理后还被示为黑色的部分，可知未生成铁素体。按照每个试样，使用如此进行了图像处理的组织照片而计算出了铁素体相对于从表面起深度50μm×宽度100μm的区域的面积率，并将该面积率的平均值设为各试样的表层部的铁素体面积率。

需要说明的是，针对比较例7和比较例8，也用相同的方法计算出了铁素体面积率。如表2所示，在淬火时的氮分压为70Pa的比较例5中，在表层部生成有26面积％以上的铁素体，在700Pa下生成有16面积％～23面积％的铁素体。并且，当淬火时的氮分压为1000Pa以上时，未生成铁素体，铁素体的面积率为零。此外，如表3所示，在淬火时的氮分压为1000Pa以上的情况下，从表面起深度20μm的部位的硬度为HRC59以上。由此，可知：为了使表层部不生成铁素体，将淬火时的氮分压设为1000Pa以上是有效的。

[表2]

[表3]

3.寿命试验

将上述实施例1～5、比较例5～8的材料用于内圈和外圈而制作了单列深沟球轴承来作为试验滚动轴承。外圈设为外径13mm、内径11.54mm、宽度4mm，内圈设为外径9mm、内径7mm、宽度4mm。球设为直径1.588mm并将其材质设为DD400(马氏体不锈钢，硬度HRC60)。保持架使用了聚酰胺制的冠型保持架。

试验滚动轴承通过将其外圈装配于支架(holder)并且将其内圈固定于轴的一端部并将轴的另一端侧插入于试验装置的一对滚动轴承来一边使轴保持为水平方向一边将轴支承为能旋转。然后，一边在垂直方向上对支架施加431N(44kgf)的径向载荷，一边使轴以5400rpm旋转，由此进行了试验直至装配于支架的试验滚动轴承锁止(轴停止旋转)。将从试验开始起至试验滚动轴承锁止为止的经过时间设为锁止时间，将十个锁止时间的平均锁止时间设为评价指标。将其结果示于表4。

在表4中，为了便于理解，将滚动轴承的实施例和比较例的编号设为与材料的实施例和比较例的编号相同。例如，将使用实施例1的材料的滚动轴承称为实施例1。此外，为了确认铁素体层的影响，在比较例中，在滚道面的表层硬度不充分、换言之在表层部中残留有铁素体层的状态下对内圈和外圈进行了精加工。因此，比较例的内圈和外圈的对尺寸进行精加工之后的表层部处于如图3的(A)和图3的(B)所示的状态。此外，对各实施例和各比较例的十个滚动轴承赋予了试样编号1～10。

[表4]

如表4所示，实施例1～5的滚动轴承的平均锁止时间为46小时～66小时，与此相对，铁素体存在于表层部的比较例5～8的滚动轴承的平均锁止时间仅为3小时～4小时。从以上结果中确认了：本发明的滚动轴承在表层部中不存在铁素体且硬度充分，因此寿命长。

产业上的可利用性

本发明能用于滚动轴承等高耐蚀不锈钢部件的领域，能适当用于要在特别严重的腐蚀环境下使用的高耐蚀不锈钢部件的领域。此外，在上述实施例中，举例示出了具备高耐蚀不锈钢部件的滚动轴承的情况，但本发明不限于此，本发明的高耐蚀不锈钢部件能用于要在特别严重的腐蚀环境下使用的组装件。

附图标记说明

1：外圈(高耐蚀不锈钢部件)；1a：滚道；2：内圈(高耐蚀不锈钢部件)；2a：滚道；3：球(滚动体)；4：保持架；5：轴承空间；6：密封构件；10：滚动轴承(组装件)。