(57)【要約】【課題】  水素侵入環境での転動疲労寿命に優れ、水素の非存在の通常環境における転動疲労寿命と比較して寿命劣化の少ない高清浄度軸受用鋼の提供。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．３０〜３．５０％を有し、更にＮｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％から選択の１種または２種を有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼で、鋼材断面１００ｍｍ2中の非金属介在物の中最大介在物径の測定を３０か所で行い、極値統計法で予測される３００００ｍｍ2中の最大介在物径の予測値が５０μｍ以下で、該鋼を浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻した際の鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置の母相中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上で、残留γ量が２５〜５０容量％で残部はマルテンサイトを主とする組織の軸受用鋼。【選択図】      図２
2018053291.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．３０〜３．５０％、さらにＮｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％から選択した１種または２種の化学成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、鋼材断面１００ｍｍ2中の非金属介在物のうち、最大介在物径の測定を３０か所において行い、極値統計法により予測される３００００ｍｍ2中における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘが５０μｍ以下であり、当該鋼を浸炭焼入焼戻した際または浸炭窒化焼入焼戻した際の鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置における母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上であり、さらに残留γ量がｖｏｌ％で２５〜５０％であって、その他残部はマルテンサイトを主とする組織であることを特徴とする軸受用鋼。
【請求項２】
請求項１の化学成分に加えて、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％から選択した１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、鋼材断面１００ｍｍ2中の非金属介在物のうち、最大介在物径の測定を３０か所において行い、極値統計法により予測される３００００ｍｍ2中における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘが５０μｍ以下であり、当該鋼を浸炭焼入焼戻した際または浸炭窒化焼入焼戻した際の鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置における母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上であり、さらに残留γ量がｖｏｌ％で２５〜５０％であって、その他残部はマルテンサイトを主とする組織であることを特徴とする軸受用鋼。
【請求項３】
請求項１に記載の軸受用鋼からなる軸受部品および軸受。
【請求項４】
請求項２に記載の軸受用鋼からなる軸受部品および軸受。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、水素環境下における転動疲労寿命に優れ、かつ水素が存在しない環境での転動疲労寿命と比較して、劣化が小さな高清浄度軸受用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材に水素侵入が無い通常の環境における転動疲労寿命と比較して、鋼材は水素が侵入することで、大幅に短寿命化することが明らかとなっている。例えば、自動車用の電装部品に用いる軸受において、水素を起因とした白色組織変化を伴う早期破損が問題となっている。また、その他海上風車や鉄鋼用圧延機等の潤滑油中に水分の浸入が発生しやすい軸受においても同様の早期破損が懸念されており、これらの組織変化型の早期はく離は、材料の小型化、荷重増大、潤滑油の低粘度化が進んだ近年では、ますます軸受使用において対策の実施が必要となっている。
【０００３】
これらの水素を起因とした組織変化に対し、添加剤の利用や温度上昇の防止など設計や潤滑油側での、水素発生および浸入の防止策が採られている。しかし、これらの対策は不十分な場合や適用が困難な場合が多く、組織変化による早期はく離に対して鋼材側にも対策が求められている。
【０００４】
軸受のような転がり環境における潤滑油分解による水素発生および水素浸入による組織変化を伴った早期はく離に対し、鋼材側の対策として、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂといった炭化物生成元素を添加し、これらの炭化物に水素をトラップさせることで長寿命化を図る技術がある（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、これらの元素の添加は、素材コストの大幅な増加となり、さらに炭化物自体が応力集中源となる可能性が高く、水素が炭化物周囲に局在化することで組織変化を伴った早期破損に繋がる恐れがある。
【０００５】
従来から転動疲労においては、内部欠陥として介在物を起点としたはく離であると考えられており、通常の転動疲労環境を想定した場合において、介在物を低減して転動疲労寿命の向上を図る技術が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。しかしながら、一般的に、水素環境下でのはく離は素地自体が組織変化することで起こると考えられており、水素環境下においては介在物の影響は明らかになっていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００８−２８０５８３号公報
【特許文献２】特開２００６−６３４０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の解決しようとする課題は、炭化物析出といった転動疲労特性を低下の可能性や大幅な素材コスト増につながる技術に頼ることなく、鋼材に水素が侵入する環境においても転動疲労寿命に優れ、かつ水素が存在しない通常の環境における転動疲労寿命と比較しても転動寿命の劣化が少ない高清浄度軸受用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、水素環境における転動疲労においても介在物欠陥が寿命に影響を及ぼすことを明らかとし、これを軽減することで水素環境下における転動疲労寿命の向上が可能であることを見出した。この技術に、さらに成分設計および母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの量および残留γ量を一定量以上確保する技術を合わせることで、水素が浸入する環境においても組織変化による抑制が可能であり、水素環境下において転動疲労寿命に優れ、寿命の劣化が小さな軸受用鋼を製造可能であることを見出した。
【０００９】
上記の課題を解決するための本発明の手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．３０〜３．５０％、さらにＮｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％から選択した１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、鋼材断面１００ｍｍ2中の非金属介在物のうち、最大介在物径の測定を３０か所において行い、極値統計法により予測される３００００ｍｍ2中における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘが５０μｍ以下であり、当該鋼を浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻した際の、鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置における母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上であり、さらに残留γ量がｖｏｌ％で２５〜５０％であって、その他残部はマルテンサイトを主とする組織であることを特徴とする軸受用鋼である。
【００１０】
第２の手段では、第１の手段の化学成分に加えて、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％から選択した１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、鋼材断面１００ｍｍ2中の非金属介在物のうち、最大介在物径の測定を３０か所において行い、極値統計法により予測される３００００ｍｍ2中における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘが５０μｍ以下であり、当該鋼を浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻した際の、鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置における母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上であり、さらに残留γ量がｖｏｌ％で２５〜５０％であって、その他残部はマルテンサイトを主とする組織であることを特徴とする軸受用鋼である。
【００１１】
第３の手段では、第１の手段の軸受用鋼からなる軸受部品および軸受である。
【００１２】
第４の手段では、第２の手段の軸受用鋼からなる軸受部品および軸受である。
【発明の効果】
【００１３】
本願の発明は、鋼を浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻した際の、鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置における母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計が３．０％以上でかつ残留γ量がｖｏｌ％で２５〜５０％であり、極値統計３０，０００ｍｍ2における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘを５０μｍ以下とすることで介在物を起点とした組織変化を伴ったはく離を抑制でき、さらに、水素が浸入する環境において、組織変化による抑制が可能であり、水素環境下において転動疲労寿命に優れ、寿命の劣化が小さな軸受用鋼を製造可能で、母相成分中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量：３．０％以上であり、水素環境下の転動疲労特性はＳＵＪ２と比較して３倍以上のＬ５０寿命を有しており、耐白色組織変化はく離寿命に優れ、水素添加の有無による寿命比Ｂ／Ａが０．４以上で、介在物を起点とした組織変化を伴ったはく離を抑制することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】スラスト試験片形状図で、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。
【図２】浸炭焼入れパターンの図である。
【図３】浸炭窒化焼入れパターンの図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
発明を実施するための形態の説明に先立って、本願の各請求項における化学成分の限定理由について、先ず説明する。
【００１６】
Ｃ：０．１３〜０．３５％
Ｃは、芯部の焼入性、鍛造性および機械加工性に影響する元素であり、０．１３％未満では十分な芯部の硬さが得られず、強度が低下するので、０．１３％以上の添加が必要である。望ましくは、０．１５％以上が良い。一方、Ｃが０．３５％を超えて含有されると、素材硬さが増加し被削性および鍛造性等の加工性を阻害し、素材の芯部硬度が過剰となり、靭性が劣化する。そのため、Ｃは０．３５％以下にする必要があり、望ましくは０．３０％以下とする。そこで、Ｃは０．１３〜０．３５％、望ましくは０．１５〜０．３０％とする。
【００１７】
Ｓｉ：０．２０〜０．６５％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、高温環境での鋼材強度を高め、組織変化の抑制、転動疲労寿命の向上に繋がる。これらの十分な効果を有するには、Ｓｉは０．２０％以上の添加が必要であり、望ましくは、０．２５％以上とするのが良い。一方、Ｓｉは０．６５％より多いと、素材硬さを増加し被削性および鍛造性等の加工性を阻害し、また、浸炭阻害を起こし、浸炭または浸炭窒化しても十分な材料強度が得られない。そのため、Ｓｉは０．６５％以下にする必要があり、望ましくは、０．５０％以下が良い。そこで、Ｓｉは０．２０〜０．６５％とし、望ましくは０．２５〜０．５０％とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
Ｍｎは、焼入性の確保に必要な元素であり、鋼材を浸炭又は浸炭窒化した際に、残留γ量を増加させることで、水素を起因とした白色組織変化の抑制に繋がる。これらの十分な効果を十分に得るには、Ｍｎは０．５０％以上の添加が必要であり、望ましくは、０．６５％以上とするのが良い。一方、Ｍｎは１．２０％より多いと、素材硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性が阻害され、また、ＭｎはＳと結合しＭｎＳとなることで水素を起因とした白色組織変化の起点となる。また、過度にＭｎを添加すると靭性劣化を引き起こすため、Ｍｎは１．２０％以下とする必要があり、望ましくは、１．１０％以下とするのが良い。そこで、Ｍｎは０．５０〜１．２０％とし、望ましくは、０．６５％〜１．１０％とする。
【００１９】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避不純物の元素であって、０．０３０％を超えて含有されると、脆化を引き起こし、疲労強度が下がる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とし、望ましくは、０．０２０％以下とする。
【００２０】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不可避不純物の元素であって、０．０３０％を超えて含有されると冷間加工性を阻害し、疲労強度が劣化する。そこで、Ｓは０．０３０％以下とし、望ましくは、０．０２０％以下とする。
【００２１】
Ｃｒ：２．３０〜３．５０％
Ｃｒは、焼入性の確保に必要な元素であり、鋼材を浸炭または浸炭窒化した際に、残留γ量を増加させることで、水素を起因とした白色組織変化の抑制に繋がる。さらに、Ｃｒは、微細で均質な残留γを形成するのに有効であり、水素を起因とした白色組織変化の抑制効果を高める働きをする。これらの十分な効果を得るには、Ｃｒは２．３０％以上の添加が必要であり、望ましくは、２．５０％以上とするのが良い。一方、Ｃｒは３．５０％より過多になると浸炭又は浸炭窒化時に、鋼材最表面で酸化物を形成することで浸炭阻害を引き起こし、強度劣化に繋がる。また、Ｃｒは浸炭時に粗大炭化物を形成し、粗大炭化物周囲において水素を起因とした白色組織変化の起点となる。そのため、Ｃｒは３．５０％以下とする必要があり、望ましくは、３．２０％以下にするのが良い。そこで、Ｃｒは２．３０〜３．５０％とし、望ましくは、２．５０〜３．２０％とする。
【００２２】
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％
Ｎｉは、添加により鋼材の焼入性を高め、鋼材を浸炭又は浸炭窒化した際に、残留γ量を増加する元素であり、これらの効果を十分に得るには、Ｎｉは０．１０％以上の添加が必要である。一方、Ｎｉは、０．５０％より過多に添加すると素材コストが大きく増加し、また、浸炭または浸炭窒化時に塊状の残留γが形成し易くなり、残留γによる水素を起因とした白色組織変化の抑制効果が失われる。そのため、Ｎｉは０．５０％以下として添加するのが良い。そこで、Ｎｉは０．１０〜０．５０％とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．０３〜０．５０％
Ｍｏは、添加により鋼材の焼入性を高め、鋼材を浸炭又は浸炭窒化した際に、残留γ量を増加する元素であり、また、組織を均質化し、残留γを均質に分布させるのに有効である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏは０．０３％以上が必要であり、望ましくは、０．０５％以上とするのが良い。一方、Ｍｏは０．５０％より過多に添加すると素材コストが大きく増加し、また、上記の組織変化の抑制の効果は０．５０％で飽和する。そのため、Ｍｏは０．５０％以下とする必要があり、望ましくは、０．４０％以下とするのが良い。そこで、Ｍｏは０．０３〜０．５０％とし、望ましくは０．０５〜０．４０％とする。
【００２４】
Ｖ：０．０１〜０．２０％
Ｖは、結晶粒を微細化し、粒界における水素濃度を低減することで水素を起因とした白色組織変化を抑制する元素である。また、Ｖは浸炭または浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物および炭窒化物を形成することで水素トラップとして機能し、白色組織変化の抑制に有効であり、十分な効果を得るには、Ｖは０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｖは添加による結晶粒微細化や、炭化物および炭窒化物析出による白色組織変化の抑制効果は、０．２０％までの添加で飽和し、過多に添加すると粗大な炭化物および炭窒化物を析出するため、返って悪影響を及ぼす。そのため、Ｖは０．２０％以下とするのが良い。そこで、Ｖは０．０１〜０．２０％とする。
【００２５】
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％
Ｎｂは、結晶粒を微細化し、粒界における水素濃度を低減することで水素を起因とした白色組織変化を抑制する元素である。また、Ｎｂは浸炭または浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物および炭窒化物を形成することで水素トラップとして機能し、白色組織変化の抑制に有効であり、これらの十分な効果を得るには、Ｎｂは０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｎｂの添加による結晶粒微細化や、炭化物および炭窒化物の析出による白色組織変化の抑制効果は、Ｎｂは０．２０％までの添加で飽和し、過多に添加すると粗大な炭化物および炭窒化物を析出するため、返って悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂは０．２０％以下とするのが良い。そこでＮｂは０．０１〜０．２０％とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは、結晶粒を微細化し、粒界における水素濃度を低減することで水素を起因とした白色組織変化を抑制する元素であり、また、Ｔｉは浸炭又は浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物および炭窒化物を形成することで水素トラップとして機能し、白色組織変化の抑制に有効である。これらの十分な効果を得るには、Ｔｉは０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｔｉの添加による結晶粒微細化、炭化物および炭窒化物の析出による白色組織変化の抑制効果は、Ｔｉが０．２０％の添加で飽和し、過多に添加すると粗大な炭化物および炭窒化物を析出するため、返って悪影響を及ぼす。そのため、Ｔｉは０．２０％以下とするのが良い。そこで、Ｔｉは０．０１〜０．２０％とする。
【００２７】
極値統計３０，０００ｍｍ2における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘ：５０μｍ以下
水素環境における転動疲労でも介在物周囲に水素が集中して早期破損を起すため、応力集中部となる介在物径を小さくする必要がある。介在物を起点とした組織変化を伴ったはく離を抑制するには、極値統計３０，０００ｍｍ2における最大介在物径の予測値√ａｒｅａ  ｍａｘを５０μｍ以下とすることが必要であり、望ましくは、３５μｍ以下とすると良い。
【００２８】
浸炭または浸炭窒化した際の鋼材最表面から：１００〜３００μｍ位置
水素を起因とした組織変化は、繰返し高いせん断応力を受ける１００〜３００μｍ位置において発生して破損に至るため、鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置の領域における組織変化の抑制が重要である。
【００２９】
母相成分中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量：３．０％以上
浸炭又は浸炭窒化した際には、炭化物や炭窒化物の形成により母相の合金元素量は実際の添加量と比較して低下する。そこで十分な残留γ量を得るには、母相に固溶した合金元素量を増やす必要があり、また、水素の拡散速度を低下させることにより、組織変化の抑制に繋がる効果がある。これらの十分な効果を得るためには、母相中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量が３．０％以上である必要がある。
【００３０】
残留γ量：２５〜５０ｖｏｌ％
残留γ量は、非拡散性の水素トラップサイトとして機能し、使用時の水素濃化を抑制し、また、鋼材内を拡散する水素の拡散速度を遅くする効果を持ち、水素を起因とした組織変化抑制に非常に有効である。十分な効果を得るには、残留γ量は２５ｖｏｌ％以上が必要である。一方、残留γ量は過多になると硬さの低下を引き起こし、強度劣化に繋がり、また、寸法の安定性の低下や塊状γの発生にもつながる。そのため、残留γ量は５０ｖｏｌ％以下とするのが良い。そこで、残留γ量は２５〜５０ｖｏｌ％とする。
【００３１】
その他残部：マルテンサイトを主とする組織
フェライトやパーライトといった強度の低い組織が存在すると、水素を起因とした白色組織変化の起点となる。そこで、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻し組織におけるその他残部はマルテンサイトを主とする組織である。
【実施例】
【００３２】
表１に示す化学組成を含有する本願発明の鋼の実施例鋼としての試料Ｎｏ．Ａ〜Ｏの鋼、および比較例鋼としての試料Ｎｏ．Ｐ〜Ｗの鋼の、それぞれの鋼の１００ｋｇを真空溶解炉で溶製した。比較例鋼の表１のＮｏ．Ｐ〜Ｔはいずれも意図的に清浄度を変更したＪＩＳ規格鋼のＳＵＪ２（以下、「ＪＩＳ−ＳＵＪ２」と称す。）である。また、比較例鋼のＮｏ．Ｕに示す鋼は本願の請求範囲内の化学成分を有する鋼であるが、意図的に低清浄度の鋼として溶製したものである。次いで、これらの比較例鋼のＮｏ．Ｐ〜Ｔに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２を除く鋼種については、１２５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸した後、９００℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行った。また、比較例鋼のＮｏ．Ｐ〜Ｔに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２については、１１５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸した後、８７０℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行い、さらに８００℃で球状化焼鈍を実施した。その後、比較例鋼のＮｏ．Ｐ〜Ｔに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２を除く、全ての鋼を、図１の（ｂ）に示す外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さＤ＝８．３ｍｍのスラスト型転動疲労試験片に粗加工した。比較例鋼のＮｏ．Ｐ〜Ｔに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２については、図１の（ｂ）に示す、外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さＤのスラスト型転動疲労試験片に粗加工した。
【００３３】
【表１】
2018053291.tif 000003
【００３４】
比較例鋼の加工Ｎｏ．Ｐ〜Ｔに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２を除く、実施例鋼および比較例鋼の全ての試料Ｎｏ．の鋼種についてのスラスト試験片を、図２に示す浸炭焼入れパターンの条件（浸炭温度：９３０℃、狙いＣｐ＝０．８０％）でガス浸炭焼入れを実施した後、図示しない１８０℃に９０ｍｉｎ保持後に空冷することで焼戻し処理を実施して実施例鋼の加工Ｎｏ．１〜１５および比較例鋼の加工Ｎｏ．２１〜２３を作製した。また、比較例鋼のＮｏ．Ｐ〜Ｔすなわち加工Ｎｏ．１６〜２０に示すＪＩＳ−ＳＵＪ２については、図２に示す浸炭焼入れパターンの条件の９３０℃でガス浸炭を実施した後、８４０℃に３０ｍｉｎ保持後に油冷し、焼入れをした後、さらに、図示しない１８０℃に９０ｍｉｎ保持後に空冷することで焼戻し処理を実施して、比較例鋼の加工Ｎｏ．１６〜２０を作製した。
【００３５】
なお、実施例鋼のＮｏ．Ｈに示す鋼を、残留γ量の増量を目的に、図２に示す浸炭焼入れパターンの条件において、狙いＣｐ＝１．２％でガス浸炭焼入れを実施した後に、図示しない１８０℃に９０ｍｉｎ保持後に空冷することで焼戻し処理を実施し、比較例鋼の加工Ｎｏ．２４を作製した。また、比較例鋼のＮｏ．Ｒに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２を、残留γ増量を目的に、図３に示す浸炭窒化焼入れパターンの条件において浸炭窒化焼入れを実施した後に、図示しない１８０℃に９０ｍｉｎ保持後に空冷することで焼戻し処理を実施し、実施例鋼の加工Ｎｏ．２５を作製した。
【００３６】
以上の熱処理を行った後に、比較例鋼の加工Ｎｏ．１６〜２０および２５に示すＪＩＳ−ＳＵＪ２製試験片を除く、全ての試験片については試験面を０．１５ｍｍ研磨し、さらに反対側を研磨することで高さを８．０ｍｍに仕上げた。比較例鋼の加工Ｎｏ．１６〜２０および２５については、試験面を０．２０ｍｍ研磨し、さらに反対側を研磨することで高さを５．６ｍｍに仕上げた。また、試験面は、バフ研磨にて鏡面仕上げとした。
【００３７】
上記で作製したスラスト試験片を使用し、最大接触面圧５．３ＧＰａでスラスト型転動疲労試験機を用い、はく離までの転動疲労寿命の測定を行った。さらに、水素環境下における耐白色組織変化はく離寿命を測定するために、表２に示す条件で、陰極チャージ法にて試験片に水素添加後に、同様に最大接触面圧５．３ＧＰａでスラスト型転動疲労試験機を用いて、はく離までの転動疲労寿命の測定を行った。また、同スラスト試験片を使用し、最表面から１００〜３００μｍの位置から薄膜試料を切り出してＴＥＭ観察を実施した。ＴＥＭ観察において、炭化物を避けるように位置調整を行い、ＥＤＳ分析を行うことで、母相自体に固溶しているＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ量を測定して、その合計量を計算した。また、同様にスラスト試験片を用いて最表面から１００〜３００μｍ深さとなるまで電解研磨を実施した後、Ｘ線回折を用いて残留γ量の測定を行った。また、同様にスラスト試験片を使用して試料断面の組織をＳＥＭにて最表面から１００〜３００μｍの範囲における組織の観察を行った結果、いずれもその残留γ量を確認し、さらにマルテンサイトからなる組織であることを確認した。
【００３８】
【表２】
2018053291.tif 000004
【００３９】
さらに、スラスト試験片を作製したものと同じ径である６５ｍｍの鍛伸素材を用いて、供試材の直径×１／４の中周部から鍛伸方向と平行な面より１０ｍｍ×１０ｍｍのミクロ試料を３０個作製して、その１００ｍｍ2中に存在する介在物のうち、最大の介在物の大きさの測定を、ミクロ試料３０個の全てに対し実施し、得られた結果を元に極値統計手法を用いて３０，０００ｍｍ2中に存在する最大介在物を予測した。
【００４０】
以上、最表面から１００〜３００μｍ位置における、母相自体に固溶しているＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計量と、残留γ量と、極値統計による鋼材３０，０００ｍｍ2における最大介在物径の予測値と、水素添加無しでのスラスト型転動疲労試験のＬ50寿命のＡおよび水素添加有りによるスラスト型転動疲労試験のＬ50寿命のＢの測定結果と、水素添加の有無による寿命比Ｂ／Ａと、加工Ｎｏ．１８に示すＪＩＳ−ＳＵＪ２の水素環境におけるスラスト型転動疲労試験のＬ50寿命との寿命比の計算結果を表３に示す。
【００４１】
【表３】
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【００４２】
表３に示すように、実施例鋼の加工Ｎｏ．１〜１５はいずれも水素環境下の転動疲労特性において比較例鋼の加工Ｎｏ．１８のＪＩＳ−ＳＵＪ２と比較して３倍以上のＬ５０寿命を有しており、耐白色組織変化はく離寿命に優れる。また、比較例鋼の加工Ｎｏ．１６〜２０に示すＪＩＳ−ＳＵＪ２の水素添加の有無による寿命比Ｂ／Ａが０．２程度であるのに対して、実施例鋼の加工Ｎｏ．１〜１５はいずれも０．４以上であり、水素環境下においても寿命の劣化が小さい。一方で、本願請求の範囲内の成分を有する比較例鋼のＮｏ．Ｕを用いて作製した比較例鋼の加工Ｎｏ．２１は、極値統計による３０，０００ｍｍ2中の最大介在物の予測値が７４．０μｍと大きかったため、水素環境下において十分な転動疲労特性を有さない結果となった。また、比較例鋼の加工Ｎｏ．２２〜２４はいずれも最表面から１００〜３００μｍ位置における残留γ量が過多であり、材料強度を確保できなかったために水素環境下において十分な転動疲労特性を有さない結果となった。さらに、比較例鋼のＮｏ．Ｒに示すＪＩＳ−ＳＵＪ２を用いて浸炭窒化処理を実施することで、最表面から１００〜３００μｍ位置における残留γ量を請求の範囲内の値まで増加させたが、水素環境下において十分な転動疲労特性を有さない結果となった。
【符号の説明】
【００４３】
１  スラスト試験片
２  Ｄ：スラスト試験片の厚さ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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