(57)【要約】【課題】面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化鋼を安価に提供する。【解決手段】本発明の浸炭窒化鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｍｎ／Ｓｉ：２．００以上、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％、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鋼であって、前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜１．５０％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．００％、及び表面硬さが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３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＳｉ窒化物の個数が１０５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。【選択図】図２
2015094021.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．３５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｍｎ／Ｓｉ：２．００以上、
Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％、
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鋼であって、前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜１．５０％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．００％、及び表面硬さが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３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＳｉ窒化物の個数が１０５個／ｍｍ２以上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鋼。
【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鋼。
【請求項３】
請求項１又は２の浸炭窒化鋼を用いて形成されたことを特徴とする浸炭窒化部品。
【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鋼及びそれを用いた浸炭窒化部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、浸炭窒化部品としての例えば軸受部品において、水素脆性による材料強度低下現象が知られている。これに関連し、本出願人は例えば下記の発明について出願済みである。具体的に、下記特許文献１では、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する高炭素高クロム軸受鋼に係る発明を開示した。また、下記特許文献２では、鋼材の初期炭素量を下げＶと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に係る発明を開示した。さらに、下記特許文献３では、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浸炭窒化鋼に係る発明を開示した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００６−２１３９８１号公報
【特許文献２】特開２００８−２８０５８３号公報
【特許文献３】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】
【０００４】
しかし、水素脆性型の面疲労強度の環境は過酷化しており、未だこれを完全に防止することができていないのが現状である。
【０００５】
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、その目的は過酷化しつつある環境下においても面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化鋼やそれを用いた浸炭窒化部品を安価に提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化鋼に添加されるＣｒ量とＳｉ量の関係に着目した結果、以下の知見を得た。
（１）Ｃｒ量が約２．５％以下の場合に、Ｓｉ量を添加するとＣｒ系窒化物が減少し、Ｓｉ系窒化物が生成するが、これはＣｒに対してＳｉの窒化物生成自由エネルギーが小さいためと考えられること。
（２）Ｓｉ系窒化物は、Ｍｎと複合したＭｎＳｉＮ２として析出すると考えられ、Ｃｒ系のＣｒＮに比べて窒化物生成量が減少する一方で、粗大化しやすい傾向にあること。
（３）Ｍｎと複合したＭｎＳｉＮ２として析出するＳｉ系窒化物は、Ｍｎ添加量をＳｉ添加量の２倍以上とすると微細化すること。
【０００７】
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鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．５０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｍｎ／Ｓｉ：２．００以上、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％、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鋼であって、前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０〜１．５０％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．００％、及び表面硬さが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３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＳｉ窒化物の個数が１０５個／ｍｍ２以上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。
【０００８】
本発明の浸炭窒化鋼によれば、従来Ｃｒ対比で不利であったＳｉ添加の窒化物生成能を改善することができる。すなわち、Ｓｉは軟化抵抗性等の高温特性に優れ、コスト的にもＣｒより優れるが、このようにＣｒよりも多くの点で有利なＳｉを有効に活用することによって、過酷化しつつある環境下においても面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化鋼を安価に提供することができ、ひいてはその浸炭窒化鋼を用いることで面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化部品を安価に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】は浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理の一例を示す図。
【図２】（Ａ）はＦＥ−ＥＰＭＡによる浸炭窒化鋼における各種の炭化物や窒化物を示す観察写真。（Ｂ）〜（Ｆ）は（Ａ）に示された炭化物や窒化物を構成するＣ，Ｎ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＭｎの各元素をそれぞれ表す分析写真。
【図３】転動疲労試験方法の説明図。
【図４】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】
【００１０】
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鋼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。
【００１１】
（１）Ｃ：０．１０〜０．４０％
Ｃ（鋼材Ｃ濃度）は心部強度を確保するために必須の元素である。所定の熱処理後硬さを維持するためには０．１０％以上の添加が必要であるため、Ｃ含有量の下限を０．１０％とした。一方、Ｃ含有量が０．４０％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０．４０％とした。好ましくは０．１５〜０．２５％である。
【００１２】
（２）Ｓｉ：０．３５〜０．５０％
Ｓｉは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられ、鋼の強度を向上させるとともに、例えば転がり軸受として使用された場合には組織変化を抑制することで転動疲労寿命を向上させる。これらの効果を得るためには０．３５％以上の添加が必要であるため、Ｓｉ含有量の下限を０．３５％とした。一方、Ｓｉの過度の添加は、鋼の靭性や熱間加工性を低下させる反面、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、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とした。好ましくは０．４０％以上である。
【００１３】
（３）Ｍｎ：０．８０〜１．５０％
Ｍｎは本発明において重要な添加元素である。Ｍｎは浸炭窒化によりＳｉと窒化物（例えばＭｎＳｉＮ２など）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。また、Ｍｎは鋼を製造する際に脱酸剤として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もある。これらの効果を得るためにはＭｎを０．８％以上含有する必要がある。一方、１．５０％を超えて多量にＭｎを含有すると被削性が大幅に低下するため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とした。好ましくは０．９０％以上である。
【００１４】
（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。
【００１５】
（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が、切削加工性を向上させる効果も有しているため、Ｓ含有量の上限を０．０３０％とした。
【００１６】
（６）Ｃｒ：１．５０〜２．５０％
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（例えばＣｒＮ）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。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。所定の窒化物を得るためには１．５０％以上の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限を１．５０％とした。一方、２．５０％を超えて含有すると、浸炭性を劣化させ、大型の窒化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じるため、Ｃｒ含有量の上限を２．５０％とした。好ましくは１．８０％以上である。
【００１７】
（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。０．０５０％を超えて多量にＡｌを含有す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含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。
【００１８】
（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。
【００１９】
（９）Ｍｎ／Ｓｉ：２．００以上
Ｓｉを添加すると、浸炭窒化時の窒化物がＣｒＮからＳｉ系窒化物に変化し、窒化物数も減少するため、耐水素脆性は低下する。しかし、ＭｎはＳｉ系窒化物と複合化するものの、このＳｉ系窒化物を微細化するため、結果として耐水素脆性が向上するようになる。この効果を得るためにはＭｎ／Ｓｉの比が少なくとも２．００以上は必要であるため、Ｍｎ／Ｓｉの下限値を２.００とした。好ましくは２．５０以上である。
【００２０】
（１０）Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％
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２．５０％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Ｍｎ＋Ｃｒ含有量の下限を２．５０％とした。一方、Ｍｎ＋Ｃｒ含有量が４．００％を超えると、鍛造や旋削性等の製造性が低下するため、Ｍｎ＋Ｃｒ含有量の上限を４．００％とした。好ましくは２．８０〜３．５０％である。
【００２１】
（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。
【００２２】
（１２）粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＳｉ窒化物の個数：１０５個／ｍｍ２以上
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、Ｓｉ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／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急速に低下する。このため、粒径３００ｎｍ未満の窒化物の下限を１０５／ｍｍ２とした。好ましくは４×１０５〜４０×１０５個／ｍｍ２、より好ましくは４×１０５〜２０×１０５個／ｍｍ２である。
【００２３】
（１３）表層Ｃ濃度（表層炭素濃度）：０．８０〜１．５０％
表層Ｃは、例えば転がり軸受としての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ことや、窒化により最表層のＣ濃度が低下すること等を考慮に入れて、表層Ｃ濃度の下限を０．８０％とした。一方、表層Ｃ濃度が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、表層Ｃ濃度の上限を１．５０％とした。好ましくは１．００〜１．２０％である。
【００２４】
（１４）表層Ｎ濃度（表層窒素濃度）：０．１０〜１．００％
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１．００％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ことや、粗大な窒化物が形成されやすくなること等を考慮に入れて、表層Ｎ濃度の上限を１．００％とした。好ましくは０．３０〜０．６０％である。
【００２５】
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。
（１５）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、０．５０％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含有量の上限を０．５０％とした。
【００２６】
（１６）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、０．５０％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。
【００２７】
（１７）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。
【００２８】
（１８）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、０．１０％を超えて多量にＮｂを含有し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。
【００２９】
（１９）残部：Ｆｅ及び不可避不純物
表１では不可避不純物（不可避的不純物）を「その他」の欄の「−」で表している。
【実施例】
【００３０】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分の材料を５０ｋｇの真空溶解で溶製し、熱間鍛造により直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。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、各試験の供試材とした。
【００３１】
【表１】
2015094021.tif 000003
【００３２】
前記供試材から直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を削り出し、種々の浸炭窒化条件で熱処理（浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理）を行った。図１に浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理の一例を示す。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。この浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理は、浸炭工程を含む浸炭焼入れ焼戻し処理と、浸炭窒化工程を含む浸炭窒化焼入れ焼戻し処理をこの順に行うようにしたものである。
【００３３】
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、表面硬さが不足する場合には表面硬さを所定の範囲に高めるため、８４０℃で２次焼入れを行なった。また、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。
【００３４】
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０．２ｍｍ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(Electron Probe Micro Analysis)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。
【００３５】
さらに、ＦＥ−ＥＰＭＡ(Field Emission-Electron Probe Micro Analysis)を用いて、表層の窒化物の元素マッピングを行い、１００μｍ２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、観察領域の面積で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。図２（Ａ）にＦＥ−ＥＰＭＡによる表層における各種の炭化物や窒化物の観察写真を示す。
【００３６】
図２（Ｂ）〜（Ｆ）は、図２（Ａ）に示された炭化物や窒化物を構成するＣ，Ｎ，Ｓｉ，Ｃｒ及びＭｎの各元素を表した分析写真である。具体的には、図２（Ａ）の符号１に対応して、図２（Ｃ），（Ｄ），（Ｆ）にはそれぞれ１ｃ，１ｄ，１ｆが存在するから、符号１はＭｎＳｉ系窒化物であることが分かる。同様に、図２（Ａ）の符号２に対応して、図２（Ｃ），（Ｅ）にはそれぞれ２ｃ，２ｅが存在するから、符号２はＣｒ系窒化物であり、図２（Ａ）の符号３に対応して、図２（Ｂ），（Ｅ）にはそれぞれ３ｂ，３ｅが存在するから、符号３はＣｒ系炭化物であることが分かる。
【００３７】
次に、同供試材から直径１２．３ｍｍ、長さ２２．６ｍｍの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熱処理条件で浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行い、試験表面を直径１２ｍｍに研削仕上げし、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。同試験片を３％塩化ナトリウム溶液１Ｌ中に３ｇのチオシアン酸アンモニウム溶解した電解液を用い、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で２４時間の陰極チャージを行った。水素チャージ後、１０分以内に転動疲労試験を開始した。
【００３８】
転動疲労試験は、図３（Ａ），（Ｂ）に示されるように、試験片１０に対してＳＵＪ２製のボール１２を相手球として２個所定の面圧で押し付け、ガイドローラ１４によるガイドの下で、駆動ローラ１６により試験片１０を転動させるものである。試験条件は、面圧５．９ＧＰａで、潤滑はタービン＃６８を飛沫給油し、負荷速度４６２４０ｒｐｍで試験を行った。同一条件で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。なお、水素脆性型の面疲労はすべりに伴い、潤滑油の分解、新生面の生成等により水素侵入することが原因と考えられている。水素を陰極チャージした試験片１０を用いた転動疲労試験で、水素脆性型の早期剥離現象を再現できることが確認されている。
【００３９】
また、同供試材から粗加工後、各鋼種を各々前述と同じ熱処理条件で浸炭・浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行い、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４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。
【００４０】
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。
【００４１】
【表２】
2015094021.tif 000004
【００４２】
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。
【００４３】
発明例（鋼種No.１〜No.１２）は、いずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層Ｃ濃度は０．８０〜１．５０質量％の範囲、表層Ｎ濃度は０．１０〜１．００質量％の範囲であり、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物を１０５個／ｍｍ２以上含有する。
【００４４】
発明例の水素チャージ材の転動疲労のＬ１０寿命は、２０．９×１０７回(鋼種No.８)〜３６．４×１０７回(鋼種No.１)と優れる。一方、比較例では、同Ｌ１０寿命は０．５×１０７回(比較例鋼種No.４)〜９．６×１０７回(比較例鋼種No.１３)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１桁程度改善していることが分かる。
【００４５】
また、発明例の２円筒試験の平均寿命は、１５．９×１０６回(鋼種No.３)〜２５．１×１０６回(鋼種No.９)と優れる。一方、比較例では、同平均寿命は０．４×１０６回(比較例鋼種No.４)〜７．５×１０６回(比較例鋼種No.１３)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桁程度改善していることが分かる。
【００４６】
表２の比較例のうち、鋼種No.１３はＭｎ／Ｓｉの値が低いため（１．６９＜２．００）、鋼種No.１４はＣｒ量が低いため（１．４１＜１．５０）、鋼種No.１５はＭｎ量が低いため（０．７０＜０．８０）、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。
【００４７】
具体的には、比較例の鋼種No.１は表層Ｎ濃度が低くなり（０．０２＜０．１０）、しかも粒径３００ｎｍ未満の窒化物の個数が少なくなったため（０．２×１０５＜１０５）、比較例の鋼種No.２は粒径３００ｎｍ未満の窒化物の個数が少なくなったため（０．８×１０５＜１０５）、比較例の鋼種No.３は表面硬さが低くなったため（５７＜５８）、比較例の鋼種No.４は表層Ｃ濃度が低くなったため（０．６８＜０．８０）、いずれも低寿命となった例である。
【００４８】
以上の説明からも明らかなように、従来Ｃｒ対比で不利であったＳｉ添加の窒化物生成能を改善するようにした本発明の浸炭窒化鋼によれば、ＣｒよりもＳｉを有効に活用することによって、面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化鋼を安価に提供することができ、ひいてはその浸炭窒化鋼を用いることで面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化部品を安価に提供することができる。
【符号の説明】
【００４９】
１  ＭｎＳｉ系窒化物
２  Ｃｒ系窒化物
１０、１８  試験片
【図１】
2015094021.tif 000005
【図３】
2015094021.tif 000006
【図４】
2015094021.tif 000007
【図２】
2015094021.tif 000008