(57)【要約】【課題】耐焼付き性を向上させた摺動部品用鋼材を提供する。【解決手段】衝動部品用鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記摺動部品用鋼材の少なくとも一部は、表面から少なくとも２００μｍの深さまでの組織が、焼入れままマルテンサイト分率が５０〜８０％、残留オーステナイト分率が５〜１０％、残部がフェライト相である組織である。【選択図】図８
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
摺動部品用鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．３〜０．５５％、
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．８％、
Ｃｒ：０．３％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０４％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０３５％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記摺動部品用鋼材の少なくとも一部は、表面から少なくとも２００μｍの深さまでの組織が、焼入れままマルテンサイト分率が５０〜８０％、残留オーステナイト分率が５〜１０％、残部がフェライト相である組織である、摺動部品用鋼材。
【請求項２】
請求項１に記載の摺動部品用鋼材であって、
前記焼入れままマルテンサイト中の炭化物の平均短径が１０ｎｍ以下であり、
前記炭化物間の平均間隔が１００ｎｍ以上である、摺動部品用鋼材。
【請求項３】
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、
前記素材の少なくとも一部を、７２０〜７７０℃の加熱温度に加熱して５〜６０分間保持する工程と、
前記素材の加熱した部分を、前記加熱温度から２００℃までの温度域の平均冷却速度が１０℃／秒以上になるように冷却する工程とを備える、摺動部品用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、摺動部品用鋼材及び摺動部品用鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化ニーズを背景に、クランクシャフトの細軸化及び狭幅化に対する要求が高まっている。一方、燃費向上の観点から、エンジンの出力は増大しつつある。ここで問題となるのが、摺動面の高面圧化と潤滑油膜の薄化による焼付きリスクの顕在化、及びそれによるフリクションロスの懸念である。焼付き防止は次世代のエンジン部材に求められる重要課題であり、潤滑油の成分及び量、並びにクランクシャフト及び軸受の材質等、多方面から検討されている。
【０００３】
特許第４５８９８８５号公報には、熱伝導率κが４０Ｗ／ｍＫ以上であって、かつ高周波焼入れ後の表面硬さＨｖが（２．７×κ＋４２０）よりも大きいことを特徴とするクランクシャフトが開示されている。同文献には、焼付きの支配因子は摺動面の温度上昇であると記載されている。温度上昇を抑制するためには、熱伝導率を高くすること、及び、摩擦係数を低減することが有効であると記載されている。
【０００４】
特許第４１４０２８３号公報には、表層から２００ｎｍまでの領域における組織が、面積率で５％以下の初析フェライトとラメラー間隔が３０ｎｍ以下のパーライトとの混合組織であることを特徴とする非調質鋼クランクシャフトが開示されている。同文献には、耐摩耗性に影響するのは表層から２００ｎｍまでの領域における硬さであり、ナノインデンテーション装置を用いてこの領域を測定した硬さが１０ＧＰａ以上であれば、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第４５８９８８５号公報
【特許文献２】特許第４１４０２８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
クランクシャフトと軸受けとは、通常、油膜を挟んで対向する流体潤滑の状態で摺動している。しかし、長時間の摺動中には、流体潤滑から境界潤滑状態に至る局面が少なからず存在する。境界潤滑状態における耐焼付き性を向上させるためには、表面（摺動面）から数１００ｎｍ以内の硬さ（ナノ硬さ）を高くすることが有効である。ナノ硬さを高くすれば、内部が軟質であっても、優れた耐焼付き性を得ることができる。
【０００７】
一方、鋼の硬さを高くすると、塑性変形が起こりにくくなって脆くなるという問題がある。そのため、鋼の硬さを高くすると、摩耗粉が発生したり割れが発生したりすることで、かえって焼付きが起こりやすくなる場合がある。
【０００８】
本発明の課題は、耐焼付き性を向上させた摺動部品用鋼材を提供すること、及び耐焼付き性を向上させた摺動部品用鋼材の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の一実施形態による衝動部品用鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記摺動部品用鋼材の少なくとも一部は、表面から少なくとも２００μｍの深さまでの組織が、焼入れままマルテンサイト分率が５０〜８０％、残留オーステナイト分率が５〜１０％、残部がフェライト相である組織である。
【００１０】
本発明の一実施形態による摺動部品用鋼材の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５５％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、前記素材の少なくとも一部を、７２０〜７７０℃の加熱温度に加熱して５〜６０分間保持する工程と、前記素材の加熱した部分を、前記加熱温度から２００℃までの温度域の平均冷却速度が１０℃／秒以上になるように冷却する工程とを備える。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、耐焼付き性を向上させた摺動部品用鋼材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、本発明の一実施形態による摺動部品用鋼材の製造方法の一例を示すフロー図である。
【図２】図２は、ピンオンディスク型摩擦試験の模式図である。
【図３】図３は、ナノインデンテーション法によるナノ硬さ測定の模式図である。
【図４】図４は、Ｒｍｓを説明するための図である。
【図５】図５は、原子間力顕微鏡で測定した試験番号３の供試材の摩耗試験後の表面観察結果である。
【図６】図６は、原子間力顕微鏡で測定した試験番号４の供試材の摩耗試験後の表面観察結果である。
【図７】図７は、原子間力顕微鏡で測定した試験番号３の供試材の焼付き試験後の表面観察結果である。
【図８】図８は、原子間力顕微鏡で測定した試験番号４の供試材の焼付き試験後の表面観察結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、種々の鋼材を作製し、自動車用クランクシャフトを想定した耐焼付き試験を実施して焼付き面圧を評価した。その結果、以下の知見を得た。
【００１４】
（Ａ）耐焼付き性の支配要因
焼付き面圧は、鋼材の硬さ（Ｈｖ硬さ）とはあまり相関がなく、表面（摺動面）から数１００ｎｍ以内の硬さ（以下「ナノ硬さ」という。）に依存する。鋼材のナノ硬さが高いほど、焼付き面圧が高くなる（耐焼き付き性が高くなる。）。
【００１５】
ただし、同一組織の鋼材の間ではナノ硬さによって焼付き面圧をある程度推測できるものの、組織の異なる鋼材の間では、ナノ硬さのみでは焼付き面圧を正しく推測できない。組織の異なる鋼材の間の焼付き面圧は、ナノ硬さを摺動後の鋼材の表面粗さで除した値とよい相関を示す。すなわち、焼付き面圧は、鋼材のナノ硬さが高く、かつ、摺動後の鋼材の表面粗さが小さいほど大きくなる。
【００１６】
（Ｂ）耐焼付き性向上のための組織制御
摺動部品の表面は摺動により強加工を受ける。鋼材のナノ硬さを向上させるためには、加工硬化性を向上させることが有効である。この点に関し、摺動によってナノ結晶が形成されると、転位の運動が阻害され、加工硬化が起こらなくなる。長時間の摺動に対して加工硬化性を維持するためには、可動転位の密度を高くすることが好ましい。
【００１７】
一方、摺動部品が長時間摺動を受けると、繰り返しせん断応力が加えられることにより、疲労破壊と同じメカニズムによってき裂の発生と伝播が起こる。き裂が表面に達すると、摩耗粒子が発生し、この摩耗粒子によって表面粗さが大きくなる。耐焼付き性を向上させるためには、摩耗粒子の発生を抑制するための材料設計や組織制御が必要である。
【００１８】
摩耗粒子の発生を抑制するためには、表層組織を、塑性変形に対して可動転位の密度が高い組織とすることが有効である。可動転位の密度が高い組織とは、残留オーステナイト、焼入れままマルテンサイト（焼戻しをしていないマルテンサイト、以下「フレッシュマルテンサイト」という場合がある。）、及び固溶炭素量の低いフェライト相である。
【００１９】
オーステナイト及びフェライト相は軟質相であるため、表面をこれらのみの組織にすると必要なナノ硬さが得られない。一方、表面をフレッシュマルテンサイトのみの組織にすると遅れ破壊が生じる場合がある。また、マルテンサイトやフェライト相に焼戻しを加えると炭化物が析出するが、炭化物は転位の運動を阻害（不動化）する。そのため、摩耗粒子の発生を抑制するためには、焼戻しを加えない組織とすることが好ましい。
【００２０】
したがって、耐焼付き性向上のための望ましい組織は、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びフェライト相からなる複相組織である。これら３つの組織を共存させることによって、高強度・高硬度を維持しつつ、き裂の発生と伝播を抑制することができる。
【００２１】
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による摺動部品用鋼材について詳述する。
【００２２】
［化学組成］
本実施形態による摺動部品用鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
【００２３】
Ｃ：０．３〜０５５％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。Ｃ含有量が０．３％未満では、鋼の焼入れ性が不足する。一方、Ｃ含有量が０．５５％を超えると、必要な被削性が得られなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３〜０．５５％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３８％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
【００２４】
Ｓｉ：０．７％以下
シリコン（Ｓｉ）は、粗大なセメンタイトの生成を抑制する。Ｓｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｓｉ含有量が０．７％を超えると、鋼の熱伝導率が低下して十分な耐焼付き性が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．７％以下である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６％である。
【００２５】
Ｍｎ：０．４〜１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。また、Ｍｎ含有量が少なすぎると、残留オーステナイトが少なくなり、望ましい組織を得ることが困難になる。一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４〜１．８％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．４２％であり、さらに好ましくは０．４５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．６％であり、さらに好ましくは１．５％である。
【００２６】
Ｃｒ：０．３％以下
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。Ｃｒが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃｒ含有量が０．３％を超えると、二相域が狭くなり、望ましい組織を得ることが困難になる。また、炭化物が析出しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．３％以下である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．１％である。
【００２７】
Ｎｉ：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。Ｎｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｉ含有量が０．５％を超えると、残留オーステナイトが増加し、望ましい組織を得ることが困難になる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００２８】
Ｃｕ：０．５％以下
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。Ｃｕが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると、二相域が狭くなり、望ましい組織を得ることが困難になる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００２９】
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、窒化物を形成し、窒化物のピンニング効果によってオーステナイト粒の微細化に寄与する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
【００３０】
Ｎ：０．００１〜０．０４％
窒素（Ｎ）は、窒化物や炭窒化物を形成し、窒化物や炭窒化物のピンニング効果によってオーステナイト粒の微細化に寄与する。Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０４％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０４％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
【００３１】
Ｐ：０．０３％以下
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐ含有量が０．０３％を超えると、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００３２】
Ｓ：０．０３５％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓ含有量が０．０３５％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３５％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。
【００３３】
本実施形態による摺動部品用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
【００３４】
［表層組織］
本実施形態による摺動部品用鋼材は、少なくともその一部に、表面硬化処理が施されている。表面硬化処理は例えば、高周波焼入れである。本実施形態による摺動部品用鋼材は例えば、摺動部品として使用される際に摺動を受ける部分にだけ表面硬化処理が施されていてもよいし、鋼材の全体に表面硬化処理が施されていてもよい。
【００３５】
本実施形態による摺動部品用鋼材は、表面硬化処理された部分の表面から少なくとも５００μｍ以上の深さまでの組織（以下「表層組織」という。）が、焼入れままマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）、残留オーステナイト、及びフェライト相からなる複相組織である。
【００３６】
焼入れままマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、高強度化と高延性化のために必要である。フレッシュマルテンサイトが少なすぎると、十分なナノ硬さが得られない。一方、フレッシュマルテンサイトが多すぎると、遅れ破壊が発生する場合がある。表層組織におけるフレッシュマルテンサイト分率（以下「フレッシュマルテンサイト率」という。）は、５０〜８０％である。フレッシュマルテンサイト率の下限は、好ましくは５５％であり、さらに好ましくは６０％である。フレッシュマルテンサイト率の上限は、好ましくは７５％であり、さらに好ましくは７０％である。
【００３７】
残留オーステナイトは、摺動過程で局所的に高荷重を受けたとき、マルテンサイトに変態し、耐荷重性を向上させる。残留オーステナイトが少なすぎると、この効果が十分に得られない。一方、残留オーステナイトが多すぎると、ナノ硬さが不足する。表層組織における残留オーステナイト分率（以下「残留オーステナイト率」という。）は、５〜１０％である。残留オーステナイト率の下限は、好ましくは６％である。残留オーステナイト率の上限は、好ましくは９％であり、さらに好ましくは８％である。
【００３８】
表層組織の残部は、フェライト相である。フェライト相は、他の組織で発生したひずみや残留応力を緩和させる。表層組織におけるフェライト相分率（以下「フェライト相率」という。）の下限は、好ましくは１０％であり、さらに好ましくは１５％である。フェライト相率の上限は、好ましくは４０％であり、さらに好ましくは３０％である。
【００３９】
表層組織の厚さは、２００μｍ以上である。表層組織の厚さが２００μｍ未満だと、上述した複相組織による効果が十分に得られない。一方、表面から２００μｍまでの組織が上述した複相組織であれば、２００μｍよりも深い領域の組織はこれ以外の組織であってもよい。もっとも、鋼材の全深さにわたって上述した複相組織であってもよい。表面から２００μｍよりも深い領域の組織は、摺動特性に大きな影響を与えない。
【００４０】
一方、加工性の観点では、鋼材の表面のみが硬化され、内部は軟質組織のままであることが好ましい。したがって、加工性の観点では、表層組織の厚さは、２００μｍを下限として、できるだけ薄くすることが好ましい。表層組織の厚さの上限は、好ましくは１０００μｍであり、さらに好ましくは５００μｍである。
【００４１】
以上のとおり、本実施形態による摺動部品用鋼材の少なくとも一部は、表面から少なくとも２００μｍの深さまでの組織が、焼入れままマルテンサイト分率が５０〜８０％、残留オーステナイト分率が５〜１０％、残部がフェライト相である組織である。
【００４２】
摺動部品用鋼材の表層組織における各組織の分率は、次のように決定する。
【００４３】
表面硬化処理がされた部分から、表面から２００μｍよりも深い位置を含む試験片を採取する。この試験片を用いて、Ｘ線回折法によって、残留オーステナイト率を求める。具体的には、α相の（２００）面、及び（２１１）面、並びにγ相の（２００）面、（２２０）面、及び（３１１）面の各々の積分強度を測定する。α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに、下記の式（Ａ）を用いて体積率Ｖγを算出する。６組の体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイト率と定義する。
Ｖγ＝１００／（１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα））      （Ａ）
【００４４】
ここで、「Ｉα」はα相の積分強度、「Ｒα」はα相の結晶学的理論計算値、「Ｉγ」はγ相の積分強度、「Ｒγ」はγ相の結晶学的理論計算値である。
【００４５】
表面硬化処理がされた部分から、表面から２００μｍよりも深い位置を含む試験片を採取する。この試験片の深さ方向と平行な断面を研磨する。王水とグリセリンとの混合溶液を用いて研磨面をエッチングする。光学顕微鏡（観察倍率１００倍）を用いて、エッチングされた面におけるフェライト相の面積率を、ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−１１に準拠した点算法で測定する。測定されたフェライト相の面積率をフェライト相率と定義する。
【００４６】
フレッシュマルテンサイト相率は、残留オーステナイト率及びフェライト相率を１００％から差し引いて求める。なお、フレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとは、電子線後方散乱回折によって判別することができる。
【００４７】
［炭化物］
炭化物は、転位の運動を阻害（不動化）して組織の塑性変形能を低下させる。摩耗粒子の発生を抑制するためには、炭化物をできるだけ少なくすることが好ましい。したがって、上述した表層組織は、焼戻しを施さない焼入れままの組織とすることが好ましい。
【００４８】
ただし、本実施形態による摺動部品用鋼材の化学組成では、焼戻しを実施しなくても、オートテンパーによってセメンタイト等の炭化物が析出する場合がある。その場合であっても、針状の炭化物が低密度に析出している程度であれば、摺動特性への影響は少ない。具体的には、フレッシュマルテンサイト中の炭化物の平均短径が１０ｎｍ以下であり、かつ、炭化物間の平均間隔が１００ｎｍ以上であれば、摺動特性への影響は少ない。
【００４９】
なお、炭化物の析出は、摺動特性には不利に働くが、強度を向上させる側面もある。そのため、摺動特性を犠牲にしても強度を向上させたい場合等、上述した範囲内で炭化物を析出させることが好ましい場合もあり得る。
【００５０】
炭化物の平均短径は、次のように測定する。
【００５１】
表層組織から、深さ方向と平行な断面が観察面となるように試験片を採取する。透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって、観察面を４００００倍及び１０００００倍で、摺動部品用鋼材の表面を含むようにそれぞれ５視野観察する。電子線の入射方向はフェライト＜００１＞方向とする。視野の大きさは４００００倍の場合には２．０μｍ×１．２μｍ、１０００００倍の場合には０．８×０．５μｍとする。
【００５２】
電子線回折像から、各炭化物の短径を測定する。各視野で炭化物の短径を平均し、さらに１０視野で平均したものを炭化物の平均短径とする。ただし、平均を求めるにあたって、短径が１ｎｍ未満のものは含めない。短径が１ｎｍ未満のものは、炭化物であるかどうかの判定が困難なためである。
【００５３】
なお、炭化物の析出が殆どない場合、例えば短径が１ｎｍ以上の炭化物が殆ど存在しない場合も、「炭化物の平均短径が１０ｎｍ以下である」という要件を満たすものとする。
【００５４】
炭化物間の平均間隔は、次のように測定する。
【００５５】
表層組織から、試験片を採取する。電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ−ＥＰＭＡ）によって、加速電圧１５ｋＶで３０μｍ×３０μｍの領域を０．０６μｍ間隔で５００×５００点を測定する。Ｃ濃度が１．５質量％以上である測定点を１とし、１．５質量％未満である点を０として二値化して、炭化物の２次元分布像を得る。炭化物間の平均間隔を以下の手順により導出する。
（１）２次元分布像から、単位面積当たりの粒子数ＰＡを測定する。
（２）２次元平面上での平均粒子間隔Δ２を、下式で導出する。
Δ２＝０．５００ＰＡ−１／２
（参考文献）佐久間、西澤：日本金属学会報，１０，（１９７１），Ｐ．２７９−２８９
【００５６】
なお、炭化物の析出が殆どない場合、例えば短径が１ｎｍ以上の炭化物が殆ど存在しない場合も、「炭化物間の平均間隔が１００ｎｍ以上である」という要件を満たすものとする。
【００５７】
［製造方法］
以下、本実施形態による摺動部品用鋼材の製造方法の一例を説明する。本実施形態による摺動部品用鋼材の製造方法は、これに限定されない。
【００５８】
図１は、本実施形態による摺動部品用鋼材の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、素材を準備する工程（ステップＳ１）、素材を加熱する工程（ステップＳ２）、及び加熱した素材を冷却する工程（ステップＳ３）を備えている。
【００５９】
まず、上述した化学組成の素材を準備する（ステップＳ１）。素材は例えば、熱間鍛造品である。以下では、素材が熱間鍛造品である場合を例として説明する。上述した化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造又は分塊圧延を実施して鋼片にする。鋼片を熱間鍛造して摺動部品の粗形状に加工する。熱間鍛造の条件は特に限定されないが、例えば、加熱温度は１０００〜１２５０℃、加熱温度での保持時間は１０〜３００分間、仕上げ温度は９００℃以上である。熱間鍛造後の素材に切削加工等を施してもよい。
【００６０】
素材の少なくとも一部に、以下に説明する表面硬化処理を施す。本実施形態による摺動部品用鋼材は例えば、摺動部品として使用される際に、摺動を受ける部分にだけ表面硬化処理を施してもよいし、素材の全体に表面硬化処理を施してもよい。
【００６１】
具体的にはまず、素材の少なくとも一部を、７２０〜７７０℃の加熱温度に加熱して５〜６０分間保持する（ステップＳ２）。
【００６２】
この加熱温度（７２０〜７７０℃）は、いわゆる二相域である。すなわち、素材の加熱された部分は、オーステナイトとフェライトとの二相組織となる。加熱温度が低すぎても高すぎても、望ましい組織が得られない。加熱温度の下限は、好ましくは７３０℃である。加熱温度の上限は、好ましくは７６０℃である。
【００６３】
保持時間が５分間未満だと、望ましい組織が安定して得られない。一方、保持時間を６０分間よりも長くすると、結晶粒が粗大化する。保持時間の下限は、好ましくは１０分間であり、さらに好ましくは１５分間である。保持時間の上限は、好ましくは５０分間であり、さらに好ましくは４５分間である。
【００６４】
続いて、素材の加熱した部分を、加熱温度から２００℃までの温度域の平均冷却速度が１０℃／秒以上になるように冷却する（ステップＳ３）。これによって、加熱温度でオーステナイトであった組織の一部がフレッシュマルテンサイトに変態し、残部は残留オーステナイトとなる。これによって、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びフェライト相からなる複相組織が得られる。
【００６５】
加熱温度から２００℃までの温度域の平均冷却速度が１０℃／秒未満だと、オーステナイトの一部がパーライト等に変態し、望ましい組織が得られない。加熱温度から２００℃までの温度域の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上である。
【００６６】
２００℃よりも低い温度領域の冷却速度は任意である。ただし、２００℃よりも低い温度領域を強冷すると、残留オーステナイトが残らない場合や、変態膨張により割れが発生する場合がある。そのため、２００℃よいも低い温度領域は空冷することが好ましい。
【００６７】
冷却後、炭化物を析出させないため、焼戻しを実施しないことが好ましい。本実施形態による摺動部品用鋼材の表層組織は、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びフェライト相からなる複相組織であるため、焼戻しを実施しなくても、遅れ破壊は生じにくい。
【００６８】
以上、本発明の一実施形態による摺動部品用鋼材及びその製造方法を説明した。本実施形態による摺動部品用鋼材は、優れた耐焼付き性を備える。そのため、本実施形態による摺動部品用鋼材は、摺動部品の材料として好適である。摺動部品は例えば、クランクシャフトである。
【実施例】
【００６９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
【００７０】
表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって溶製した後、１２００〜１２５０℃に加熱し、５０ｍｍ角、１５０ｍｍ長さに熱間鍛造して素材とした。
【００７１】
【表１】
2019151885.tif 000003
【００７２】
熱間鍛造後の素材の組織は、いずれもフェライト・パーライト組織であった。これらの素材に、高周波加熱焼入れ相当の熱処理を加えて、表２に示す試験番号１〜１４の供試材を作製した。熱間鍛造後の熱処理条件及び熱処理後の組織を表２に示す。
【００７３】
【表２】
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【００７４】
各供試材から、寸法：２．７ｍｍ×２．０ｍｍ×２．０ｍｍのブロックを複数個採取した。その際、供試材の表面が２．７ｍｍ×２．０ｍｍの面（以下「試験面」という。）となるようにブロックを採取した。試験面の凹凸を除去するため、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨を実施した。さらに、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨によって生成した加工層を除去するため、電解研磨を実施した。ペーパー研磨、コロイダルシリカを用いた研磨、及び電解研磨によって除去した表面の厚さは合計で約０．５μｍであった。
【００７５】
［表層組織の特定］
研磨後のブロックの試験面と垂直な面を観察面として、実施形態で説明した方法によって、表層組織の特定、炭化物の平均短径、及び炭化物間の平均間隔を測定した。表層組織、炭化物の平均短径、及び炭化物間の平均間隔を表３に示す。
【００７６】
【表３】
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【００７７】
表３の「組織」の欄における「Ｍ」、「Ａ」、及び「Ｆ」は、欄外に注記したものを除き、それぞれフレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びフェライト相を示す。「組織」の欄の「−」は、該当する組織の分率が分析下限未満であったことを示す。表３の「炭化物」の「平均短径」の欄の「−」は、炭化物の平均短径が分析下限未満であったことを示す。「平均間隔」の欄の「−」は、炭化物の平均間隔の測定を実施していないことを示す。
【００７８】
［ビッカース硬さの測定］
表層組織の特定等に用いたものと同じブロックを用いて、ビッカース硬さを測定した。
【００７９】
［ナノ硬さ及び表面粗さの測定］
長時間摺動後のナノ硬さ及び表面粗さを評価するため、各ブロックに対して摩耗試験を実施し、摩耗試験後のナノ硬さ及び表面粗さを測定した。
【００８０】
まず、上述したブロックを用いて、図２に示すピンオンディスク型摩耗試験を実施した。具体的には、ピンオンディスク試験機の回転ディスク１０の表面に、８００番のエメリーペーパー２０を貼り付け、エメリーペーパー２０にブロック３０の試験面を０．３ＭＰａの面圧で押しつけたまま、室温で摺動距離が２０００ｍになるまで回転ディスク１０を回転させた。
【００８１】
摩耗試験後、試験面のナノ硬さ及び表面粗さをナノインデンテーション法によって測定した。
【００８２】
ナノ硬さの測定は、Ａｇｉｌｅｎｔ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ社製ナノインデンター、ＸＰ／ＤＣＭ型を用いた。図３に示すように、ナノインデンターの探針４０を試験片３０の試験面３０ａに接触させて測定した。より具体的には、ダイアモンド製のバーコビッチ型針を試験面３０ａに連続剛性方式（ＣＳＭ式）で押し込んだ。連続剛性方式の条件は、振動数を４５Ｈｚ、振幅を２ｎｍ、押し込み深さを２５０ｎｍとした。
【００８３】
表面粗さは、キーエンス製レーザー顕微鏡ＶＫ−Ｘ２００を用い、下記の式で定義される要素長さＲｍｓ（μｍ）を用いて評価した。なお、Ｘｓｉは、図４に示すように、一つの輪郭線要素に対応する長さである。
【数１】
2019151885.tif 000006
【００８４】
さらに、各供試材に対して、面圧１００ＭＰａでの耐焼付き試験を実施した。具体的には、クランクシャフトを模した円柱状のサンプル（軸直径４０ｍｍ）をモーターに連結し、すべり軸受（材質は同合金）で支持しながら回転させた。回転速度は６０００ｒｐｍ、市販のエンジンオイルを供給しながら、６０分間で面圧１００ＭＰａまで負荷した後、サンプル表面の焼付きの有無を評価した。
【００８５】
各試験番号の供試材のビッカース硬さ、ナノ硬さ、表面粗さ（Ｒｍｓ）、及び焼付き試験の評価結果を示す。
【００８６】
【表４】
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【００８７】
試験番号４、７、９の供試材は、ナノ硬さ／Ｒｍｓの値が７．０以上であった。これらの供試材は、焼付き試験で焼付きが生じなかった。これらの供試材は、表層が加工硬化しても、割れや摩耗粉の発生が抑制されていたと考えられる。
【００８８】
試験番号１〜３、５、６、８、１０〜１４の供試材は、ナノ硬さ／Ｒｍｓの値が７．０未満であり、焼付き試験で焼付きが発生した。これは、これらの供試材の表層組織が適切でなかったためと考えられる。
【００８９】
試験番号１の供試材の表層組織は、フェライト・パーライトであった。これは、加熱後の冷却速度が小さすぎたためと考えられる。
【００９０】
試験番号２、６の供試材は、オーステナイト温度域からの焼入れと、焼戻しとが実施された。これらの供試材の表層組織は、焼戻しマルテンサイト単一の組織であった。
【００９１】
試験番号３、８、１０の供試材は、オーステナイト温度域からの焼入れが実施された。これらの供試材の表層組織は、フレッシュマルテンサイト単一の組織であった。
【００９２】
試験番号５の供試材の表層組織は、フレッシュマルテンサイト分率が低かった。これは、加熱温度が低すぎたためと考えられる。
【００９３】
試験番号１１の供試材の表層組織は、残留オーステナイト分率が低かった。これは、鋼種ＤのＭｎ含有量が少なすぎたためと考えられる。
【００９４】
試験番号１２の供試材の表層組織は、残留オーステナイト分率が高かった。これは、鋼種ＥのＣｒ含有量が多すぎたためと考えられる。
【００９５】
試験番号１３の供試材の表層組織は、残留オーステナイト分率が高かった。これは、鋼種ＦのＮｉ含有量が多すぎたためと考えられる。
【００９６】
試験番号１４の供試材の表層組織は、残留オーステナイト分率が低かった。これは、鋼種ＧのＣｕ含有量が多すぎたためと考えられる。
【００９７】
図５及び図６はそれぞれ、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で測定した試験番号３及び４の供試材の摩耗試験後の表面観察結果である。図７及び図８はそれぞれ、ＡＦＭで測定した試験番号３及び４の供試材の焼付き試験後の表面観察結果である。
【００９８】
図５〜図８から、摩耗試験後及び焼付き試験後のいずれにおいても、試験番号４の供試材は、試験番号３の供試材と比較して、滑らかな表面が維持されていることが分かる。
【００９９】
以上、本発明の一実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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