(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：４．００〜８．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｃｒ＋Ｍｏ：５．００〜８．１０％、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化処理及び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０．０５〜１．５０％、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以下であって、前記分散析出した窒化物には粒径３００ｎｍ以下の微細なＣｒ系窒化物であるＣｒＮ及びＭｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２も含まれ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、
Ｎｉ：０．５０％未満、
Ｔｉ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
の何れか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剥離による寿命低下を抑制し得る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、ＣＶＴ(Continuously Variable Transmission:連続無段変速機)、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、ＣＶＴのトラクション油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。
【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、潤滑油が分解して転動面に水素が発生し、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、この早期剥離を防止してきた。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。
【０００４】
本出願人は、下記特許文献１で開示したように、Ｃｒ系窒化物であるＣｒＮ及びＭｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２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系窒化物であるＣｒＮ及びＭｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２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。
さらに、下記特許文献２で開示したように、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。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濃度が高すぎると粗大な窒化物が生成してしまうので、表層Ｎ濃度は０．１０〜１．５０％が適していることを明らかにした。また、水素トラップ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で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Ｃｒ系窒化物であるＣｒＮに加えて、同時に生成するＭｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２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系窒化物であるＭｎＳｉＮ２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には、Ｓｉ＋Ｍｎ量を１．８超〜２．５０％、Ｍｎ＋Ｃｒ量を３．００〜４．５０％とする必要があることを明らかにした。
【０００５】
他方、下記特許文献３には、Ｃ量を０．４〜０．８％未満、Ｃｒ量を４．０〜８．０％、その他Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏを所定量含み、残部をＦｅ及び不可避不純物とする高クロム系軸受鋼において、浸炭又は浸炭窒化処理を施すことにより、転がり疲労寿命の長寿化を図る技術が開示されている。この技術ではＣ量及びＣｒ量を高めることで、Ｍ７Ｃ３系の炭化物又は炭窒化物を生成し、表層を強化して、特に高負荷の下で異物が混入した潤滑環境下の転がり疲労寿命を高めるようにしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１１−２２５９３６号公報
【特許文献２】特開２０１４−１８５３７９号公報
【特許文献３】特公平６−１１８９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、水素原因の早期剥離現象はＣＶＴのプーリ軸受で未だに問題となっている。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、軸受部品で発生する環境条件は増加する傾向にある。このため、水素脆性型の面疲労強度をより一層向上させた軸受部品の開発が求められていた。
【０００８】
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有す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】
【０００９】
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、微細窒化物としてはＣｒ系窒化物であるＣｒＮに加えて、Ｍｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２が同時に生成することとなるが、窒化物量を増加させるためにはＣｒ量の増加によるＣｒＮの増加が有効であることを見出した。これはＭｎＳｉＮ２の生成には、ＣｒＮの２倍のＮ量が必要なためである。具体的には、ＣｒＮの生成量を増加させるため、Ｃｒ量を４．００〜８．００％添加する必要があることを明らかにした。さらに、その効果を高めるためＭｏ量を０．０１〜１．００％複合添加することが有効であることを明らかにした。
しかしながら、Ｃｒ＋Ｍｏ量が８．１０％を超えると著しく製造性が低下するため、Ｃｒ＋Ｍｏ量を５．００〜８．１０％とする必要があることを明らかにした。また、ＣｒＮを効果的に活用する一方、ＭｎＳｉＮ２を生成するＭｎ及びＳｉ量は積極的に添加せず、製造性の観点からＭｎ及びＳｉ量は各々１．００％以下に低減することが望ましいことを明らかにした。
なお、上記特許文献３に記載の技術においても、Ｃｒ量を４．００〜８．００％添加し、Ｍｏ量を０．０１〜１．００％添加するようにしているが、この技術がＭ７Ｃ３系の炭化物又は炭窒化物を積極的に生成するものであるのに対し、本発明はＣｒ系窒化物であるＣｒＮを積極的に生成するものであり、ＣｒＮはＭ７Ｃ３に比して微細であるため、より微細な水素トラップを増やすという点で本発明と上記特許文献３の技術思想は相違する。
【００１０】
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：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：４．００〜８．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：５．００〜８．１０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化処理及び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０．０５〜１．５０％、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以下であって、分散析出した窒化物には粒径３００ｎｍ以下の微細なＣｒ系窒化物であるＣｒＮ及びＭｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ２も含まれることを特徴とする。この場合、質量％で、Ｎｉ：０．５０％未満、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、の何れか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。
【００１１】
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として有効な微細窒化物を増加させ、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】
【００１２】
【図１】水素チャージスラスト転動疲労試験方法の説明図。
【図２】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】
【００１３】
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。
【００１４】
（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が低下するため、Ｃ含有量の上限を０．５０％とした。好ましくは０．３０〜０．４０％未満、さらに好ましくは０．３３〜０．３８％である。
【００１５】
（２）Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、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０．０５％以上は必要であるため、Ｓｉ含有量の下限を０．０５％に規定した。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、Ｃの場合と同様、鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、Ｓｉ含有量の上限を１．００％とした。好ましくは０．１０〜０．５０％である。
【００１６】
（３）Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは、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０．１０％以上は必要であるため、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％に規定した。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、Ｓｉの場合と同様、鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とした。好ましくは０．２０〜０．５０％である。
【００１７】
（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。
【００１８】
（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。
【００１９】
（６）Ｃｒ：４．００〜８．００％
Ｃｒ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。高耐水素脆性のための所定の窒化物を得るためには４．００％以上のＣｒ量の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限を４．００％に規定した。一方、Ｃｒ含有量が８．００％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８．００％とした。好ましくは５．００〜７．００％である。
【００２０】
（７）Ｍｏ：０．１０〜１．００％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。その効果を得るためには０．１０％以上のＭｏ量の添加が必要であるため、Ｍｏ含有量の下限を０．１０％に規定した。一方、Ｍｏ含有量が１．００％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含有量の上限を１．００％とした。好ましくは０．２０〜０．５０％である。
【００２１】
（８）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】
（９）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】
（１０）Ｃｒ＋Ｍｏ：５．００〜８．１０％
ＣｒとＭｏ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。Ｃｒ＋Ｍｏの含有量が５．００％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５．００％とした。一方、Ｃｒ＋Ｍｏの含有量が８．１０％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８．１０％とした。好ましくは５．５０〜７．５０％である。
【００２４】
（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。
【００２５】
（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。
【００２６】
（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。
【００２７】
（１４）表層Ｎ濃度（表層窒素濃度）：０．０５〜１．５０％
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０．０５％以上は必要であるため、表層Ｎ濃度の下限を０．０５％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。
【００２８】
（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。
【００２９】
本発明では、更に以下の化学成分の何れか１種又は２種以上を添加することができる。
（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、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。
【００３０】
（１７）Ｔｉ：０．１０％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０．１０％とした。
【００３１】
（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、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。
【００３２】
（１９）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に代表される不純物レベル（表１中に示すＮｉの欄の「−」表示）を示す。表１において残部はＦｅである。
【実施例】
【００３３】
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１５０ｋｇの真空溶解で溶製し、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、球状化焼なまし処理として８５０℃に加熱し、４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。
【００３４】
【表１】
0006448405.tif 000002
【００３５】
その素材から直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を削り出し、浸炭窒化処理及び焼入れ焼戻し処理を行った。浸炭窒化処理は、浸炭ガスにアンモニアガスを加えた混合雰囲気中で行い、その後に焼入れ焼戻し処理を行った。
【００３６】
まず、処理室内に試験片を設置した後、浸炭ガスにアンモニアガスを加えた混合ガスを処理室内へ導入して、９３０℃にて浸炭窒化処理を行った。その後、引き続き処理室内の温度を８５０℃まで降下させた状態で均熱処理を行い、試験片を油冷した。
【００３７】
次に、８５０℃で２次焼入れ及び２００℃で焼戻し処理を行なった。なお、浸炭窒化処理中の処理室内のカーボンポテンシャルは０．８体積％、アンモニアガス濃度は１．０体積％とした。
【００３８】
浸炭窒化処理及び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。
【００３９】
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。
【００４０】
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処理及び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。
【００４１】
転動疲労試験は、図１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。
【００４２】
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２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。
【００４３】
試験は、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）で行った。同一試験条件でも潤滑油によって水素侵入量が変化し水素脆性剥離に影響するため、より水素脆性剥離が発生しやすい潤滑油を用いた。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。
【００４４】
【表２】
0006448405.tif 000003
【００４５】
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０．０５〜１．５０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。
【００４６】
発明例の水素チャージ材の転動疲労のＬ１０寿命は、２４．０５〜３０以上×１０６回と優れる。一方、比較例では、同Ｌ１０寿命は２．９２〜６．７７×１０６回と、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。
【００４７】
また、発明例の２円筒試験の平均寿命は、１８．１〜２０以上×１０６回と優れる。一方、比較例では、同平均寿命は３．５〜５．７×１０６回と、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。
【００４８】
表２の比較例のうち、鋼種No.１４，１６は化学成分の内Ｃｒ量が低いため、鋼種No.１５はＭｏ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.３は化学成分は請求範囲内にあるが、以下の理由により低寿命となった例である。
【００４９】
すなわち、比較例の鋼種No.１は浸炭窒化条件が適正でないため、粒径２μｍ以上の窒化物が１０３個／ｍｍ２以上となり低寿命となった。比較例の鋼種No.２は表層Ｃ濃度が低く、比較例の鋼種No.３は表層Ｎ濃度が低いため、いずれも低寿命となった。
【００５０】
以上の説明からも明らかなように、水素トラップサイトとして有効な微細窒化物を増加させ、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】
【００５１】
１３、１８  試験片
【図１】
0006448405.tif 000004
【図２】
0006448405.tif 000005