JP2019056141A

JP2019056141A - 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化軸受部品

Info

Publication number: JP2019056141A
Application number: JP2017180951A
Authority: JP
Inventors: 木南　俊哉; Toshiya Kinami; 俊哉木南
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2017-09-21
Filing date: 2017-09-21
Publication date: 2019-04-11

Abstract

【課題】製造コストが低く（特に浸炭窒化時間が短く、かつ、ショットピーニングを省略できる）、水素脆性剥離が生じ難いため寿命が長い浸炭窒化用鋼材の提供。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを特定範囲で含有し、Ｍｎ＋Ｃｒが特定範囲内にであり、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、Ｍｎ／ＣｒおよびＳｉ／Ｃｒが特定範囲内となり、表面Ｃ濃度および表面Ｎ濃度が特定範囲内であり、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表面部分に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下であることを特徴とする水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品。【選択図】なし

Description

本発明は浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化軸受部品に関する。

近年、自動車や産業機器に用いられる歯車、ＣＶＴ、軸受部品等の面疲労負荷を受ける部品は高性能化、高速化に伴い使用条件が過酷化している。さらに、新しい変速機構であるＣＶＴをはじめ潤滑油の種類も多様化しており、従来とは異なる剥離形態による早期剥離を生じる問題がある。
例えば、自動車のオルタネータ用軸受で、従来型の組織変化であるヘルツ応力場に起因した、傾きを有するホワイトバンド（３０°バンド、８０°バンド）とは異なる粒界に沿った樹木状の白色層の組織変化を伴う早期剥離が生じる場合がある。これは、高振動、高荷重、急加減速等の厳しい負荷条件下で、油膜厚さが不十分となり、一部で金属接触が生じ、潤滑油が分解し、転動面に水素が発生し、内部に侵入することにより水素脆性剥離が生じたためと考えられている。オルタネータ用軸受では潤滑油を変えることにより、この早期剥離防止してきた。
しかし、単に潤滑油を変えるだけでは水素起因の早期剥離を抑制できなくなりつつあり、水素脆性に優れた材料開発が求められていた。

すでに、特許文献１で開示したように、バナジウム（以下Ｖ）を添加することによりＶ系炭化物による水素トラップ技術を用いて水素脆性型の面疲労強度を改善した高炭素高クロム軸受鋼を開発した。
さらに、特許文献２で開示したように、鋼材の初期炭素量を下げ、Ｖとモリブデン（以下Ｍｏ）を複合添加することにより、水素脆性型の面疲労強度に優れ、かつ歯車、ＣＶＴ部品等の幅広い部品に適用可能な肌焼鋼を開発した。
さらに、特許文献３で開示したように、Ｃｒ，Ｍｎ量を適正化することで浸炭窒化後に表層に析出する主としてＣｒ系微細窒化物による水素トラップの効果で耐水素脆性を改善する技術を開発した。

しかしながら、ＳＣＭ４４０等の肌焼鋼を浸炭窒化処理する場合は、所定の表層Ｃ濃度およびＣ濃度深さ分布を得るために長時間の浸炭処理が必要となり生産性が低下する。浸炭時間を短時間化し生産性を高めるためには初期Ｃ濃度の高いＳＵＪ２に代表される軸受鋼に浸炭窒化することが求められていた。
しかし、軸受鋼に浸炭窒化する場合には肌焼鋼で得られる表層圧縮残留応力が小さくなるため、特許文献４に開示したようにショットピーニング等により６００ＭＰａ以上の表層圧縮残留応力を付与する必要があった。
このため、軸受鋼でショットピーング処理を省略できる耐水素脆性とコスト共に優れた浸炭窒化軸受鋼が求められていた。

特開２００６−２１３９８１号公報特開２００８−２８０５８３号公報特開２０１１−２２５９３６号公報特開２０１４−１２８７０号公報

また、浸炭窒化では通常表層に粒径３００ｎｍ以下の微細なＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂の２種類の窒化物が生成する。このため、水素トラップサイトとなる窒化物を形成するＣｒおよびＭｎ量を高めることが寿命向上に有効であるが、Ｃｒ＋Ｍｎ量が４．００質量％超では、粒径４００ｎｍ以上の粗大窒化物が生成することで水素トラップ効果を失い、条件によって寿命を低下させる問題があった。

本発明は上記のような課題を解決することを目的とする。
すなわち、本発明の目的は、製造コストが低く（特に浸炭窒化時間が短く、かつ、ショットピーニングを省略できる）、水素脆性剥離が生じ難いため寿命が長い浸炭窒化軸受部品および浸炭窒化処理を施すことでそれを得ることができる浸炭窒化用鋼材を提供することである。

本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明を完成させた。
本発明は、
質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
ＲＸガスにアンモニアを１〜５％添加した浸炭窒化ガスを用い、浸炭窒化温度を８００〜９００℃、浸炭窒化時間を１〜５ｈ、ＣＰを０．８〜１．３％、ＯＱを１１０℃とする浸炭窒化処理を施した場合に、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数が１０⁵個／ｍｍ²以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下である水素脆性型の面疲労強度に優れる浸炭窒化軸受部品が得られる、浸炭窒化用鋼材である。
このような浸炭窒化用鋼材を、以下では「本発明の鋼材」ともいう。

本発明の鋼材は、上記のように、特定範囲で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、
さらに、質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有し、Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなることが好ましい。

また、本発明は、
質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数が１０⁵個／ｍｍ²以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下であることを特徴とする水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品である。
このような浸炭窒化軸受部品を、以下では「本発明の軸受部品」ともいう。

本発明の軸受部品は、上記のように、特定範囲で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、
さらに、質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有し、Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなることが好ましい。

上記の本発明の鋼材を浸炭窒化処理することで、上記の本発明の軸受部品を得ることができる。

以下において、単に「本発明」と記した場合、本発明の鋼材および本発明の軸受部品の両方を意味するものとする。

本発明によれば、製造コストが低く（特に浸炭窒化時間が短く、かつ、ショットピーニングを省略できる）、水素脆性剥離が生じ難いため寿命が長い浸炭窒化軸受部品および浸炭窒化処理を施すことでそれを得ることができる浸炭窒化用鋼材を提供することができる。

浸炭窒化条件の一例を示す概略図である。ローラーピッチング試験機の概略図である。

本発明について説明する。
以下において単に「％」と記した場合、「質量％」を意味するものとする。

発明者は、浸炭時間の短時間化のため０．８％Ｃを超える軸受鋼を用いて種々の合金成分を用いて浸炭窒化処理を行い、水素脆性を評価した。浸炭窒化による水素脆性寿命の改善には表層に析出する微細窒化物の水素トラップによる。微細窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂が生成しており、水素脆性の改善にはＣｒとＭｎ量を増加することでＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂の数を増加することが有効であることを明らかにした。具体的にはＭｎ量１．２０％以上、Ｃｒ量１．６０％以上の添加が必要であることを明らかとした。

また、発明者は、水素脆性型の転動疲労において長寿命を得るための表面Ｎ濃度とＣ濃度の適正条件を見出した。具体的には表面Ｃ濃度は窒化により最表層のＣ濃度が低下してしまうので、通常の浸炭より高めの０．８０％から１．５０％が適している。一方、表層Ｎ濃度は高すぎると粗大な窒化物を形成してしまうため０．０５〜０．８０％が適していることを明らかにした。これは寿命改善メカニズムが粒径１００〜２００ｎｍの微細窒化物による水素トラップであるためと考えられた。具体的には表層に生成する窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物を１０⁵個／ｍｍ²以上含有することが水素脆性型の面疲労寿命を改善するために必要であることを見出した。

一方、軸受鋼でショットピーニングによる圧縮残留応力付与を省略するためには窒化物水素トラップによる耐水素脆性を向上するため、窒化物の生成個数を増加する必要がある。このためには窒化物を形成するＭｎおよびＣｒ量を高めてＣｒ＋Ｍｎ量を４．００％超とすることが有効である。しかし、Ｃｒ＋Ｍｎ量が４．００％超になるとＳｉ、ＭｎとＣｒ量の成分バランスが悪い場合には、ＣｒＮあるいはＭｎＳｉＮ₂の一方のみが優先して生成し、粒径４００ｎｍを超える粗大窒化物となることを見出した。具体的にはＭｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０とすることでＣｒＮあるいはＭｎＳｉＮ₂がバランス良く生成し、粗大な窒化物生成を抑制できＣｒ＋Ｍｎ量が４．００％超であっても微細窒化物を多数分散することで水素脆性寿命をさらに向上することを見出した。このような軸受鋼に浸炭窒化処理することによってショットピーニング等による表層圧縮残留応力を付与することなく、優れた耐水素脆性鋼を得ることができる。

以下に本発明の軸受部品の組成を説明する。
また、本発明の鋼材を浸炭窒化処理したものが本発明の軸受部品であるので、本発明の軸受部品における浸炭窒化された表層部分以外の部分は、本発明の鋼材と同一の組成を有する。さらに、本発明の軸受部品における当該表層部分の質量は全体に占める比率が大きくないため、本発明の軸受部品の全体組成（全体の平均値）は、ほぼ本発明の鋼材の組成と同じである。したがって、以下に説明する本発明の軸受部品の組成は、本発明の鋼材の組成と考えることもできる。

Ｃの含有量（０．８０％〜１．２０％）について、転がり軸受として必要な表層硬さを得るために０．８％以上の表層Ｃ量が必要である。長時間の浸炭処理を省略して表層Ｃ量０．８％以上を得るためには、Ｃの含有量は０．８０％が必要なため、Ｃ含有量の下限を０．８０％に限定した。しかし、Ｃ量が１．２０％を超えて含有された場合、鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｃ量の上限値は１．２０％とした。

Ｓｉの含有量（０．１０％〜０．５０％）について、Ｓｉは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられ、鋼の強度、転動疲労寿命を向上するため添加する。そのために必要な０．１０％を下限値とした。しかし、Ｓｉ添加は鋼の靭性を低下し、熱間加工性を低下し水素脆性感受性を高める。０．５０％を超えて添加すると水素脆性型の転動疲労寿命が低下するため、上限値を０．５０％とした。

Ｍｎの含有量（１．２０％〜２．５０％）について、Ｍｎは浸炭窒化により窒化物を形成し、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善することができる。このためにはＭｎ量が１．２０％は必要であるため、１．２０％を下限とした。また、Ｍｎは鋼を製造する際に脱酸に用いられる元素であるとともに、焼入れ性を改善する元素である。しかし、２．５０％を超えて多量にＭｎを含有すると鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限を２．５０％に限定した。

Ｐの含有量（０．０３％以下）について、Ｐは鋼のオーステナイト粒界に偏析し、靭性や転動疲労寿命の低下を招き、特に水素脆性型転動疲労の特徴である粒界強度を大きく低下させるため、０．０３％をＰ含有量の上限とした。
なお、Ｐの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｐは含有しなくてもよい。

Ｓの含有量（０．０３％以下）について、Ｓは鋼の熱間加工性を害し、鋼中での非金属介在物を形成して靭性や転動寿命を低下させ、水素脆性型転動疲労強度を低下させるため、可及的に少なくすることが望ましいが、Ｓは切削加工性を向上する効果も有しているため、０．０３％をＳの上限値とした。
Ｓの含有率は０．００１％以上であることが好ましい。

Ｃｒの含有量（１．６０％〜２．８０％）について、Ｃｒは本発明において重要な添加元素である。Ｃｒは浸炭窒化により窒化物を形成し、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善することができる。また、Ｃｒは焼入れ性の改善と炭化物による硬さの確保と寿命改善とのために添加される。所定の炭窒化物を得るためには１．６０％以上の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限値を１．６０％に限定した。しかし、２．８０％を超えて含有すると、浸炭性を劣化させ、大型の炭窒化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じるため、Ｃｒ含有量の上限を２．８０％とした。

Ａｌの含有量（０．０５０％以下）について、Ａｌは鋼の製造時の脱酸剤として使用されるが、硬質の非金属介在物を生成し、転動疲労寿命を低下させるため低減することが望ましい。０．０５０％を超えてＡｌが多量に含有されると顕著な転動疲労寿命の低下が認められるため、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とした。なお、Ａｌ含有量を０．００５％未満とするためには鋼製造コストの上昇が生じるため、Ａｌの含有量の下限を０．００５％にすることが好ましい。
Ａｌの含有率は０．０１％以上であることがさらに好ましい。

Ｏ（酸素）の含有量（０．００１５％以下）、Ｎの含有量（０．０２５％以下）について、ＯおよびＮは鋼中に酸化物、窒化物を形成し非金属介在物として疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させるため、Ｏは０．００１５％、Ｎは０．０２５％を各元素の上限とした。
なお、Ｏの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｏは含有しなくてもよい。
Ｎの含有率は０．０１％以上であることが好ましい。

Ｔｉの含有量（０．００３％）以下について、Ｔｉは鋼中に窒化物を形成し非金属介在物として疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させるため、Ｔｉは０．００３％を元素の上限とした。
Ｔｉの含有率は０．００１％以上であることが好ましい。

Ｍｎ＋Ｃｒの含有量（４．００％超）について、ＭｎとＣｒは単独添加でも水素脆性型の面疲労強度を改善するが、十分な効果を得るためには両者を適正に複合添加することが必要である。軸受鋼において窒化物水素トラップを活用し、優れた水素脆性に対する改善効果を十分に得るためにはＭｎ＋Ｃｒの含有量が４．００％を超える添加が必要であるため、４．００％超に限定した。
Ｍｎ＋Ｃｒの上限値は、５．０％であることが好ましく、４．５％であることがより好ましい。

Ｍｏの含有量（１．００％以下）について、Ｍｏは粒界破壊を抑制することにより水素脆性型の面疲労強度を向上する。また、Ｍｏは鋼の焼入れ性を改善するとともに、炭化物中に固溶することにより焼戻し時の硬さの低下を抑制する効果がある。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼材のコストが上昇し、熱間加工性や切削性が低下するため、Ｍｏの上限値を１．００％とした。
なお、Ｍｏの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｍｏは含有しなくてもよい。

Ｎｉの含有量（１．００％以下）について、Ｎｉは転動疲労過程での組織変化を抑制、転動疲労寿命を向上する。また、Ｎｉの添加は靭性および耐食性の改善にも効果がある。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイトを生成し、所定の硬さが得られなくなるとともに、鋼材のコストが上昇するため、Ｎｉ含有量の上限値を１．００％以下とした。
なお、Ｎｉの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｎｉは含有しなくてもよい。

Ｖの含有量（１．００％以下）について、Ｖの炭化物も微細であり水素トラップサイトとして有効に働くことにより、水素脆性型の面疲労強度を改善する。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼材のコストが上昇し、熱間加工性や切削性が低下するため、Ｖの上限値を１．００％とした。
なお、Ｖの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｖは含有しなくてもよい。

本発明の軸受部品（本発明の鋼材）は、上記のように、特定範囲内でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、Ｍｎ＋Ｃｒが４％超であり、さらに、特定範囲内でＭｏ、Ｎｉ、Ｖを含むことが好ましく、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
ここで不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても原料や製造工程等から混入する可能性がある成分を意味する。不可避的不純物として、具体的にはＣｕが挙げられる。

本発明の軸受部品（本発明の鋼材）は、上記のような組成を備え、さらにＭｎ含有率とＣｒ含有率との比であるＭｎ／Ｃｒが０．４０〜１．５０を満たし、Ｓｉ含有率とＣｒ含有率との比であるＳｉ／Ｃｒが０．０５〜０．３０を満たす。

Ｍｎ／Ｃｒ（０．４０〜１．５０）について、浸炭窒化時に生成する窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂である。どちらの窒化物が優先的に生成するかはＭｎ／Ｃｒで決まる。即ち、Ｍｎ／Ｃｒ値が大きければＭｎＳｉＮ₂、Ｍｎ／Ｃｒ値が小さければＣｒＮが生成する。一方だけの窒化物に生成が偏ると粒径４００ｎｍを超える粗大な窒化物が生成する。ＭｎＳｉＮ₂とＣｒＮの生成がバランスすることで粗大な窒化物生成を抑制できる下限値０．４０および上限１．５０の範囲とした。

Ｓｉ／Ｃｒ（０．０５〜０．３０）について、浸炭窒化時に生成する窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂である。どちらの窒化物が優先的に生成するかはＳｉ／Ｃｒでも決まる。即ち、Ｓｉ／Ｃｒ値が大きければＭｎＳｉＮ₂、Ｓｉ／Ｃｒ値が小さければＣｒＮが生成する。一方だけの窒化物に生成が偏ると粒径４００ｎｍを超える粗大な窒化物が生成する。ＭｎＳｉＮ₂とＣｒＮの生成がバランスすることで粗大な窒化物生成を抑制できる下限値０．０５および上限０．３０の範囲とした。

本発明の軸受部品は上記のように、特定範囲内でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、Ｍｎ＋Ｃｒが４％超であり、特定範囲内でＭｏ、Ｎｉ、Ｖを含むことが好ましく、残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、さらに、Ｍｎ／ＣｒおよびＳｉ／Ｃｒは各々特定範囲内となる。そして、本発明の軸受部品は、本発明の鋼材を浸炭窒化処理して得られるものであるので、本発明の軸受部品の表層部分は浸炭窒化されている。
したがって、本発明の軸受部品は、最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数が１０⁵個／ｍｍ²以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下である。

表層Ｃ濃度（０．８０〜１．５０％）について、Ｃは転がり軸受として強度を確保するために必須の元素であり、所定の熱処理後硬さを維持するためには０．８０％以上含有する必要があるため、Ｃ含有量の下限を０．８０％に限定した。しかし、Ｃ量が１．５０％を超えて含有された場合、大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じることが判明したため、Ｃ量の上限値は１．５０％とした。

なお、本発明において表層Ｃ濃度とは、最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値を意味する。具体的には、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＣ濃度をＥＰＭＡで分析して得られる値を意味するものとする。

表層Ｎ濃度（０．０５％〜０．８０％）について、Ｎは鋼の軟化抵抗性を改善することにより転動寿命を向上する。また、微細な窒化物を表層に生成することにより水素トラップサイトとして働き、耐水素脆性を改善する。これらの効果を得るためにはＮを０．０５％以上含有する必要があるため下限を０．０５％とした。しかし、Ｎ量が０．８０％を超えると残留γの生成により、表面硬さを低下させ所定の表面硬さが得られなくなるため、Ｎ量の上限値を０．８０％とした。

なお、本発明において表層Ｎ濃度とは、最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値を意味する。具体的には、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＮ濃度をＥＰＭＡで分析して得られる値を意味するものとする。

上記の表層Ｃ濃度および表層Ｎ濃度の測定方法は、実施例の欄に記す方法と同様であるが、実施例では、初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、その後に、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＣ濃度およびＮ濃度をＥＰＭＡで分析している点で異なる。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。

表面硬さ（ＨＲＣ５８以上６４未満）について、焼戻し後の表面硬さと転動疲労寿命には相関が認められ、表面硬さが高いほど転動疲労寿命は長くなる傾向がある。特に、焼戻し処理後の表面硬さがＨＲＣ５８以下になると急激に転動疲労寿命が低下し、寿命のばらつきも大きくなるため、焼戻し処理後の表面硬さをＨＲＣ５８以上とした。一方、表面硬さが高くなると水素脆性に対する感受性が高くなり、表面硬さがＨＲＣ６４以上になると水素脆性型の面疲労強度が著しく低下するため、上限をＨＲＣ６４未満とした。なお、Ｈｖ硬さに換算すると約６５０Ｈｖ以上８００Ｈｖ未満に相当する。

なお、本発明において表面硬さとは、最表面のロックウェル（ＨＲＣ）は、ＪＩＳＺ２２４５に準拠して５点測定し、それらの平均値として得られる値を意味するものとする。

この方法は実施例の欄に記す方法と同様であるが、実施例では、初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、その後に、得られた研磨面にてロックウェル硬さを測定している点で異なる。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。

粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（１０⁵個／ｍｍ²以上）について、窒化物のうち水素トラップに有効な窒化物はＣｒ窒化物であるＣｒＮとＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂である。窒化物は水素をトラップすることにより、水素脆性型の面疲労剥離を抑制する効果がある。その効果を得るためには、微細な窒化物ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂を多数析出させる必要がある。窒化物生成数が少ない場合や粒径３００ｎｍ以上の窒化物が多数生成し、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物が１０⁵個／ｍｍ²未満となると、水素トラップによる水素脆性型面疲労強度の改善効果が十分には得られない。このため、粒径３００ｎｍ未満の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）を１０⁵個／ｍｍ²以上含有するとした。
なお、この窒化物個数の上限値は１０⁶個／ｍｍ²であることが好ましく、５×１０⁵個／ｍｍ²であることがより好ましい。

なお、本発明において最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）は、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用い、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ²の領域に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定し、観察領域の面積（５００μｍ²）で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ²）の合計値を求める。

粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数（１０⁴個／ｍｍ²以下）について、水素トラップによる水素脆性向上効果を得るためには微細窒化物を必要である。粒径４００ｎｍ以上では効果が得られないだけでなく、微細な窒化物個数を減らすことおよび粗大な窒化物が破壊起点となって転動寿命を低下する。４００ｎｍ以上の窒化物個数は出来るだけ少ないほうが望ましいが、転動寿命への影響する１０⁴個／ｍｍ²を上限値とした。

なお、本発明において最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径４００ｎｍ以上のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）は、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用い、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ²の領域に存在する粒径４０ｎｍ以上の窒化物を全て同定した後、観察領域の面積（５００μｍ²）で除して、粒径４００ｎｍ以上の粗大なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ²）の合計値を求める。

上記の最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）および粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数の測定方法は、実施例の欄に記す方法と同様である。初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨する。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。

以下、本発明の実施例について説明する。
第１表に示す化学成分の材料を、各々、５０ｋｇ用意し、真空溶解で溶製し、熱間鍛造により直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。その後、焼ならし処理として９２０℃に加熱し、２時間保持した後空冷し、さらに球状化焼なまし処理として７６０℃に加熱し、３時間保持した後、−１５℃／時間で６５０℃まで冷却し、その後空冷して、鋼材を得た。
そして、得られた鋼材から、断面直径２５ｍｍ、高さ１００ｍｍの円筒状の部材を削り出し、その部材について種々の浸炭窒化条件で浸炭窒化処理を行って試験片を得た。
ここで、浸炭窒化処理は浸炭ガス（ここではＲＸガスを使用）にアンモニアガスを加えた混合雰囲気中で、種々の浸炭窒化条件（浸炭窒化温度、浸炭窒化時間、カーボンポテンシャル、アンモニア濃度）にて焼入れ焼戻しを行う処理である。図１は浸炭窒化条件の一例を示している。図１中ＣＰはカーボンポテンシャルを、ＯＱは油焼入れを、ＡＣは空冷をそれぞれ表している。なお、本発明鋼および比較鋼の全ておいて、浸炭窒化温度は８００〜９００℃の範囲内、浸炭窒化時間は１〜５ｈ、ＣＰは０．８〜１．３％、アンモニア濃度は１．０〜５．０体積％とした。また、油焼入れ（ＯＱ）は１１０℃の油に浸漬して急冷する処理とした。

このような浸炭窒化処理を行って得られた試験片について、表層硬さ（ＨＲＣ）、表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度、粒径３００ｎｍ未満のＣｒおよびＳｉ窒化物個数、粒径４００ｎｍ以上のＣｒおよびＳｉ窒化物個数、２円筒試験平均寿命を測定した。各試験の方法を以下に説明する。

＜表層硬さ（ＨＲＣ）＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、得られた研磨面にてロックウェル硬さ（ＪＩＳＺ２２４５に準拠）を５点測定し、それらの平均を求め、表層硬さ（ＨＲＣ）とした。
結果を第２表に示す。

＜表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、各試験片の横断面を研磨し、表層のＣ、Ｎ濃度をＥＰＭＡで分析した。ここで表層Ｃ濃度および表層Ｎ濃度は、最表面から深さ１０μｍ位置までのＣ、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）とした。
結果を第２表に示す。

＜粒径３００ｎｍ未満のＣｒおよびＳｉ窒化物個数＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨した後、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用いて最表層から１０〜２０μｍの領域をＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ²の領域に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定した。そして、観察領域の面積（５００μｍ²）で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ²）の合計値を求めた。
結果を第２表に示す。

＜粒径４００ｎｍ以上のＣｒおよびＳｉ窒化物個数＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨した後、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用いて最表層から１０〜２０μｍの領域をＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ²の領域に存在する粒径４００ｎｍ以上の窒化物を全て同定した。そして、観察領域の面積（５００μｍ²）で除して、粒径４００ｎｍ以上の粗大なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ²）の合計値を求めた。
結果を第２表に示す。

＜２円筒試験平均寿命＞
各試験片について、図２に示すローラーピッチング試験機（ニッコークリエイト社製）を用いて２円筒ころがり疲労試験を行った。図２において８は円筒の試験片で、この図２に示す方法では、試験片８に対してＪＩＳＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材から成る相手円筒１０を所定面圧で押し付け、その状態でモータ１２により軸１４を介して試験片８を回転させるとともに、モータ１２の回転をギア１６，１８を介して軸２０に伝達して、相手円筒１０を回転させることにより行った。
ここで相手円筒はＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材で、形状は軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有する直径１３０ｍｍの円筒である。試験条件は水素脆性型の面疲労剥離を再現する条件で行った。水素脆性を生じる潤滑油を用い、水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じる試験条件（油温９０℃、すべり率−６０％、面圧３Ｇｐａ、回転数１５００ｒｐｍ）で試験を行なった。ここで、すべり率とは試験円筒と相手円筒の周速の差と試験円筒の周速の比率である。試験は同一条件で４点行い、平均寿命を求めた。
表２に試験結果を示す。

本発明鋼である鋼材Ｎｏ．１〜１２は、いずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層Ｃ量は０．８〜１．５％の範囲、表層Ｎ量は０．０５〜０．８％の範囲であり、表面に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮ及びＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数が１０⁵個／ｍｍ²以上でありかつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下である。
発明例の２円筒試験平均寿命は１９．７〜３１．５×１０⁶回と優れる。一方、比較例では同平均寿命は１．７〜９．２×１０⁶回と、いずれも水素脆性により低寿命である。

第２表の比較例のうち鋼種Ｎｏ．１３は化学成分の内Ｍｎ量が低いため、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ値も低めに外れ、低寿命になった例である。
鋼種Ｎｏ．１４はＣｒ量が低いためＭｎ／Ｃｒ値も高めに外れ、粗大な窒化物が生成することにより低寿命となった例である。
鋼種Ｎｏ．１５は化学成分は請求範囲内にあるがＭｎ＋Ｃｒ値が低く、３００ｎｍ未満の窒化物数が少なく低寿命となった例である。

８円筒の試験片
１０相手円筒
１２モータ
１４、２０軸
１６、１８ギア

Claims

質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
ＲＸガスにアンモニアを１〜５％添加した浸炭窒化ガスを用い、浸炭窒化温度を８００〜９００℃、浸炭窒化時間を１〜５ｈ、ＣＰを０．８〜１．３％、ＯＱを１１０℃とする浸炭窒化処理を施した場合に、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）が１０⁵個／ｍｍ²以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下である水素脆性型の面疲労強度に優れる浸炭窒化軸受部品が得られる、浸炭窒化用鋼材。
さらに、質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有する、請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。
質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ₂の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ₂との合計個数）が１０⁵個／ｍｍ²以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０⁴個／ｍｍ²以下であることを特徴とする水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品。
前記鋼材が、さらに
質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有する、請求項３に記載の浸炭窒化軸受部品。