(57)【要約】【課題】水素脆性剥離が生じるような場合においても優れた面疲労強度を確保し得る浸炭窒化軸受部品を提供する。【解決手段】浸炭窒化軸受部品は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ＋Ｍｎ：１．８超〜２．５０％、Ｍｎ＋Ｃｒ：３．００〜４．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理され、焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜２．００％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．５０％、及び表層Ｃ＋Ｎ濃度が１．１０〜３．００％であり、かつ表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層に分散析出した窒化物のうち粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数が１０３個／ｍｍ２以下である。【選択図】図１
2014185379.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｓｉ＋Ｍｎ：１．８超〜２．５０％、
Ｍｎ＋Ｃｒ：３．００〜４．５０％、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理された浸炭窒化軸受部品であって、前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜２．００％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．５０％、及び表層Ｃ＋Ｎ濃度が１．１０〜３．００％であり、かつ表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層に分散析出した窒化物のうち粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数が１０３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。
【請求項２】
請求項１において、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％未満、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
のうちいずれか１種又は２種以上を更に含有してい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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車や産業機器に用いられる歯車、新しい変速機構であるＣＶＴ、軸受部品等の面疲労負荷を受ける部品は高性能化、高速化に伴って使用条件が過酷化しており、更にＣＶＴをはじめ使用される潤滑油の種類も多様化しており、こうした状況の下で従来とは異なる剥離形態による早期剥離を起す問題が生じている。
【０００３】
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って一部で金属接触を生じ、潤滑油が分解して転走面に水素が発生し、これが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、この早期剥離に対処してきた。
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。
【０００４】
本出願人は、下記特許文献１に示されるように、Ｃｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物の水素トラップを用いた水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化用鋼を開発している。この特許文献１に記載の浸炭窒化用鋼では、粒径３００ｎｍ未満の微細なＣｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物を多数分散析出させ、拡散性水素を良好にトラップすることにより、面疲労強度の向上を図るようにしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１１−２２５９３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、面疲労負荷を受ける部品の高速回転化と高負荷化、使用条件の過酷化及び潤滑油の多様化等により、水素脆性による早期剥離が発生する部品や環境条件が増加する傾向にある。このため、水素脆性型の面疲労破壊を未だ十分には防止できておらず、水素脆性型の面疲労強度により一層優れた材料の開発が求められていた。特に、上記浸炭窒化鋼を適用した浸炭窒化軸受部品の使用環境は年々過酷化しており、この種の軸受部品の分野において、水素脆性型の面疲労強度の更なる改善が求められていた。
【０００７】
本発明は以上のような事情を背景としてなされたものであり、その目的は軸受部品に浸炭窒化処理を行うことにより、使用条件によって水素脆性剥離が生じるような場合においても、優れた面疲労強度を確保し得る浸炭窒化軸受部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、水素脆性剥離寿命を更なる長寿命化するためには微細な水素トラップサイトを増やす必要があると考えた。すなわち、水素脆性型の転動疲労において長寿命を得るための表層Ｎ濃度と表層Ｃ濃度の適正条件を各種試験により見出した。具体的には、表層Ｃ濃度は窒化に伴うＣの拡散により低下してしまうので、通常の浸炭より高めの０．８０〜２．００％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ので、０．１０〜１．５０％が適していることを明らかにした。さらに、表層Ｃ＋Ｎ濃度は１．１０〜３．００％が適していることを明らかにした。
【０００９】
また、水素トラップサイトとして有効な微細窒化物を増やすためには、単に表層窒素量を高めるだけではなく、化学成分を適正化した上で、生成する窒化物にも工夫が必要があることを各種試験により見出した。すなわち、微細窒化物としてＣｒＮに加えて、同時に生成するＭｎ系窒化物の生成量を最大化する必要があることを見出した。具体的には、Ｍｎ系窒化物はＭｎとＳｉの複合窒化物として生成するため、Ｓｉ量を０．５０〜１．５０％、Ｍｎ量を０．８０〜１．５０％添加する必要があることを明らかにした。さらに、その効果を最大化するためＳｉ＋Ｍｎ量が１．８超〜２．５０％、Ｍｎ＋Ｃｒ量が３．００〜４．５０％とする必要があることを明らかにした。
【００１０】
一方、表層窒素量を高めると粗大な窒化物が生成しやすくなる。粗大な窒化物生成により著しく寿命が低下するため、粗大な窒化物が生成されることを抑制する必要がある。このため、鋼材成分および浸炭窒化処理条件を適正化し、２μｍ以上の粗大な窒化物の生成を抑制し、その個数を１０３個／ｍｍ２以下とする必要があることを明らかにした。
【００１１】
以上の知見に基づいた、本発明の水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ＋Ｍｎ：１．８超〜２．５０％、Ｍｎ＋Ｃｒ：３．００〜４．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理された浸炭窒化軸受部品であって、焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜２．００％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．５０％、及び表層Ｃ＋Ｎ濃度が１．１０〜３．００％であり、かつ表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層に分散析出した窒化物のうち粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数が１０３個／ｍｍ２以下であることを特徴とする。この場合、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％未満、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、のうちいずれか１種又は２種以上を更に含有している構成とすることもできる。
【００１２】
本発明の浸炭窒化軸受部品によれば、水素トラップサイト及び窒化物の生成量を適正化し、さらには粗大な窒化物生成を抑制化することで、水素脆性型の面疲労強度を従来技術に比してより一層向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】浸炭窒化条件の一例を示した説明図。
【図２】水素チャージスラスト転動疲労試験方法の説明図。
【図３】２円筒ころがり疲労試験方法の説明図。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品の各化学成分の添加理由及び限定理由について説明する。
【００１５】
（１）Ｃ：０．１０〜０．５０％
Ｃ（鋼材Ｃ濃度）は、軸受部品としての例えば転がり軸受の心部硬さを確保するために必要な元素である。所定の熱処理後に必要な心部硬さを確保するためにはＣ含有量が０．１０％以上は必要であるため、Ｃ含有量の下限を０．１０％に規定した。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｃ含有量の上限を０．５０％とした。好ましくは０．３８〜０．４３％である。
【００１６】
（２）Ｓｉ：０．５０〜１．５０％
Ｓｉは、本発明において重要な添加元素であり、浸炭窒化によりＭｎと複合窒化物（例えばＭｎＳｉＮ２など）を形成して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。この効果を得るためにはＳｉ含有量が０．５０％以上は必要であるため、Ｓｉ含有量の下限を０．５０％に規定した。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、Ｃの場合と同様、鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｓｉ含有量の上限を１．５０％とした。好ましくは０．８０〜１．００％である。
【００１７】
（３）Ｍｎ：０．８０〜１．５０％
Ｍｎは、本発明において重要な添加元素であり、浸炭窒化によりＳｉとＭｎ窒化物（例えばＭｎＳｉＮ２など）を形成して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。この効果を得るためにはＭｎ含有量が０．８０％以上は必要であるため、Ｍｎ含有量の下限を０．８０％に規定した。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、Ｓｉの場合と同様、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１．５０％とした。好ましくは０．９０〜１．１０％である。
【００１８】
（４）Ｐ：０．０３０％以下
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く。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、Ｐ含有量の上限を０．０３０％とした。
【００１９】
（５）Ｓ：０．０３０％以下
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ので、可及的に少なくすることが望ましい。このため、Ｓ含有量の上限を０．０３０％とした。一方、Ｓは切削加工性を向上させる効果も有しているため、好ましくは下限を０．０１０％とする。
【００２０】
（６）Ｃｒ：１．５０〜３．５０％
Ｃｒは、浸炭窒化により窒化物を形成して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。また、Ｃｒは、焼入れ性の改善や炭化物による硬さの確保、寿命改善のために添加される。所定の炭窒化物を得るためには１．５０％以上のＣｒ量の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限を１．５０％に規定した。一方、Ｃｒ含有量が３．５０％を超えると、浸炭性を劣化させ、大型の炭窒化物を生成し、転動疲労寿命の低下を招来するため、Ｃｒ含有量の上限を３．５０％とした。好ましくは２．８０〜３．２０％である。
【００２１】
（７）Ａｌ：０．０５０％以下
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。Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると、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％未満にすると鋼材のコストが上昇するため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。
【００２２】
（８）Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下
Ｏ及び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含有量の上限を０．００１５％とし、Ｎ含有量の上限を０．０２５％とした。
【００２３】
（９）Ｓｉ＋Ｍｎ：１．８超〜２．５０％
ＳｉとＭｎは、浸炭窒化により複合窒化物を形成して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。この効果を得るためにはＳｉ＋Ｍｎ含有量が１．８％（単位を質量％とした上で小数第２位を四捨五入すると１．８になる程度の量）を超える必要があるため、Ｓｉ＋Ｍｎ含有量の下限を１．８超に規定した。一方、Ｓｉ＋Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、粗大な（粒径の大きい）窒化物が形成されやすくなり、水素脆性型転動疲労強度を低下させるため、Ｓｉ＋Ｍｎ含有量の上限を２．５０％とした。好ましくは１．９０〜２．２０％である。
【００２４】
（１０）Ｍｎ＋Ｃｒ：３．００〜４．５０％
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。Ｍｎ＋Ｃｒの含有量が３．００％未満では、水素脆性に対する改善効果を十分に得ることができないため、下限を３．００％とした。一方、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量が４．５０％を超えると、鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、上限を４．５０％とした。好ましくは３．９０〜４．３０％である。
【００２５】
（１１）表面硬さ：ＨＲＣ５８以上６４未満
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未満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、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。
【００２６】
（１２）粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数が１０３個／ｍｍ２以下
水素脆性型面疲労強度の改善には、微細窒化物を多数析出させることが必要である。すなわち、窒化物のうち水素トラップに有効な窒化物は、粒径３００ｎｍ以下の微細なＣｒ窒化物（例えばＣｒＮ）、及びＭｎとＳｉの複合窒化物（例えばＭｎＳｉＮ２）である。しかし、表層Ｎ濃度や合金元素を高めると、粒径の大きい粗大な窒化物が形成されやすくなり、強度低下の要因となる。粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数割合が１０３個／ｍｍ２を超えると、著しく水素脆性型面疲労強度が低下するため、粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数割合の上限を１０３個／ｍｍ２とした。
【００２７】
（１３）表層Ｃ濃度（表層炭素濃度）：０．８０〜２．００％
表層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表層Ｃ濃度が０．８０％以上は必要であるため、表層Ｃ濃度の下限を０．８０％に規定した。一方、表層Ｃ濃度が２．００％を超えると、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、表層Ｃ濃度の上限を２．００％とした。好ましくは１．２０〜１．４０％である。
【００２８】
（１４）表層Ｎ濃度（表層窒素濃度）：０．１０〜１．５０％
表層Ｎは、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。また、鋼の軟化抵抗性を改善することにより転動寿命を向上させる。これらの効果を得るためには表層Ｎ濃度が０．１０％以上は必要であるため、表層Ｎ濃度の下限を０．１０％とした。一方、表層Ｎ濃度が１．５０％を超えると、残留オーステナイト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、表層Ｎ濃度の上限を１．５０％とした。好ましくは０．６０〜０．９０％である。
【００２９】
（１５）表層Ｃ＋Ｎ濃度（表層炭素・窒素濃度）：１．１０〜３．００％
表層Ｃ＋Ｎ濃度を適正化することで、必要な表層硬さと微細窒化物の析出を両立し、水素脆性面疲労強度を向上させることができる。この効果を得るためには表層Ｃ＋Ｎ濃度が１．１０％以上は必要であるため、表層Ｃ＋Ｎ濃度の下限を１．１０％に規定した。一方、表層Ｃ＋Ｎ濃度が３．００％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、水素脆性型面疲労強度が低下するため、表層Ｃ＋Ｎ濃度の上限を３．００％に規定した。好ましくは１．８０〜２．３０％である。
【００３０】
本発明では、更に以下の化学成分の１種又は２種以上を添加することができる。
（１６）Ｍｏ：０．５０％以下
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させる。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。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、鋼材のコストが上昇する他、鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、Ｍｏの上限を０．５０％とした。
【００３１】
（１７）Ｎｉ：０．５０％未満
Ｎｉは、転動疲労過程での組織変化を抑制し、転動疲労寿命を向上させる。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。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイトが生成し、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含有量を０．５０％未満とした。
【００３２】
（１８）Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉの炭化物は微細であり、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が改善する。一方、Ｔｉ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、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とした。
【００３３】
（１９）Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂ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が改善する。また、Ｎｂは結晶粒の粗大化を抑制する。結晶粒が微細化すれば、耐水素脆性の改善に有効となる。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えてもその効果が飽和するため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とした。
【００３４】
（２０）残部：Ｆｅ及び不可避不純物
ここでの不可避不純物（不可避的不純物）は、表１のＮｉ，Ｍｏに代表される不純物レベルの化学成分を意味する。
【実施例】
【００３５】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分（表１中のＮｉ、Ｍｏの欄の「−」は不純物レベルを示す。また表１において残部はＦｅである）の材料１５０ｋｇを真空溶解で溶製し、熱間鍛造により直径７０ｍｍと直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。この後、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た。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℃まで冷却した後空冷し、各試験の素材とした。
【００３６】
直径２８ｍｍの素材から直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を削り出し、種々の浸炭窒化条件で処理を行った。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、各種浸炭窒化条件（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）で処理を行い、焼入れ焼戻し処理を行った。
【００３７】
【表１】
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【００３８】
通常、オーステナイト中のＮ濃度が高くなるとマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下し、焼入れ後の残留オーステナイト量が増加する。このため、残留オーステナイト量の増加により、表層硬さが不足する場合には、表層硬さを所定の範囲に高めるため、８５０℃で２次焼入れを行なった。図１に、この実施例で用いた浸炭窒化条件の一例を示す。なお、必要に応じて２次焼き入れ前に６５０℃で１時間保持する中間焼鈍を行なった。
【００３９】
浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行った後、試験片の外周を深さ０．１ｍｍだけ研削し、５点平均でロックウェル硬さ（ＪＩＳ  Ｚ２２４５に準拠）を求めた。その後、同試験片の縦断面を埋め込んで研磨仕上げし、表層部の表層Ｃ濃度と表層Ｎ濃度をＥＰＭＡで分析した。ここで、表層Ｃ濃度と表層Ｎ濃度は、最表層から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）とした。
【００４０】
さらに、走査型電子顕微鏡を用いて、埋め込み研磨した試験片の表層から深さ１００μｍの位置までに存在する粒径２μｍ以上の窒化物の個数を測定し、観察領域の面積で除して、粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。
【００４１】
また、上記直径７０ｍｍの素材から直径６１ｍｍ、厚さ６ｍｍのスラスト型転動疲労試験片を粗加工し、各鋼種をそれぞれ前述と同じ浸炭窒化処理条件で浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行い、試験表面を厚さ５．５ｍｍに研削仕上げし、バフ仕上げして試験片を作製した。同試験片を１Ｌ中に１．４ｇのチオシアン酸アンモニウムを溶解した希硫酸電解液を用い、電流密度０．４ｍＡ／ｃｍ２で２０時間の陰極チャージ（水素チャージ）を行った。水素を陰極チャージ後、ペーパー研磨仕上げして転動疲労試験を開始した。
【００４２】
転動疲労試験は、図２に示されるように、円盤型の試験片１３を取り付けた油槽に潤滑油１５を注入し、テーブル１４を押し上げ、保持器に支持された鋼球１２をスラスト軸受１１で受けることで所定面圧を負荷し、その状態でモータからの動力を伝達する軸１０を回転させるものである。
試験条件は面圧４．９ＧＰａで、潤滑はナフテン系鉱油を用い、負荷速度１８００ｒｐｍで試験を行った。同一条件で約１０点の試験を行い、ワイブル分布の累積破損確率が１０％となるＬ１０寿命を求めて評価寿命とした。
【００４３】
また、直径２８ｍｍの素材から粗加工後、各鋼種を各々前述と同じ浸炭窒化処理を行い、試験面直径２６ｍｍの円筒試験片を作製し、その試験片を用いて２円筒ころがり疲労試験を行った。２円筒ころがり疲労試験は、図３に示されるように、円筒形状の試験片１８に対して相手円筒２０を所定面圧で押し付け、その状態でモータ２２により軸部２４を介して試験片１８を回転させるとともに、モータ２２の回転をギア２６，２８を介して軸３０に伝達して、相手円筒２０を回転させるものである。相手円筒２０は、ＳＵＪ２製の焼入れ焼戻し材からなり、軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有する直径１３０ｍｍの形状に形成されている。
【００４４】
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。具体的には、水素脆性の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）で試験を行った。ここで、すべり率とは、試験片１８と相手円筒２０の周速の差と、試験片１８の周速との比率である。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。表２の比較例のうち鋼種No.１〜No.４は、化学成分を発明例の鋼種No.１〜No.４とそれぞれ同じとする一方、浸炭窒化条件を発明例の鋼種No.１〜No.４とそれぞれ異ならせたものである。
【００４５】
【表２】
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【００４６】
発明例は、いずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層Ｃ濃度は０．８０〜２．００質量％の範囲、表層Ｎ濃度は０．１０〜１．５０質量％の範囲、表層Ｃ＋Ｎ濃度は１．１０〜３．００質量％の範囲であり、粒径２μｍ以上の粗大な窒化物を１０３個／ｍｍ２以下である。
【００４７】
発明例の水素チャージ材の転動疲労のＬ１０寿命は、１０．４５×１０６回(鋼種No.３)〜１８．６３×１０６回(鋼種No.４)と優れる。一方、比較例では、同Ｌ１０寿命は１．６０×１０６回(比較例鋼種No.３)〜３．４４×１０６回(比較例鋼種No.１)と、いずれも水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じて低寿命である。本発明により水素脆性型の転動寿命が改善していることが分かる。
【００４８】
また、発明例の２円筒試験の平均寿命は、１７．９×１０６回(鋼種No.１１)〜２０以上×１０６回(鋼種No.３等)と優れる。一方、比較例では、同平均寿命は０．７×１０６回(比較例鋼種No.４)〜３．１×１０６回(比較例鋼種No.１)と、いずれも水素脆性により低寿命である。本発明により水素脆性型の転動寿命が１オーダ程度改善していることが分かる。
【００４９】
表２の比較例のうち、鋼種No.１４は化学成分中のＳｉ量が低いため、鋼種No.１５はＭｎ量が低いため、鋼種No.１６はＳｉ＋Ｍｎ量が低いため、いずれも低寿命となった例である。また、比較例のうち鋼種No.１〜No.４は、化学成分は請求範囲内にあるが、浸炭窒化条件が適正でないため低寿命となった例である。
【００５０】
すなわち、比較例の鋼種No.１は表層Ｃ濃度が低くなったため、比較例の鋼種No.２は表層Ｎ濃度が低くなったため、比較例の鋼種No.３は表層Ｃ＋Ｎ濃度が低くなったため、比較例の鋼種No.４は粒径２μｍ以上の窒化物が１０３個／ｍｍ２以上となったため、いずれも低寿命となった例である。
【００５１】
以上の説明からも明らかなように、水素トラップサイト及び窒化物の生成量を適正化し、さらには粗大な窒化物生成を抑制化するようにした本発明の浸炭窒化軸受部品によれば、水素脆性型の面疲労強度を従来技術に比してより一層向上させることができる。
【符号の説明】
【００５２】
１３、１８  試験片
【図１】
2014185379.tif 000005
【図２】
2014185379.tif 000006
【図３】
2014185379.tif 000007