(57)【要約】【課題】代表的肌焼鋼であるＳＣｒ４２０或いはＳＣＭ４２０をベースとして合金元素を添加することにより、従来の熱処理条件等を大幅に変更することなく、使用条件によって水素脆性剥離が生じる場合においても優れた面疲労強度を有する肌焼鋼を提供する。【解決手段】肌焼鋼を質量％で、C：0.1〜0.4％，Si：0.5％以下，Mn：1.5％以下，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr:0.3〜2.5％，Mo：0.1〜2.0％，V：0.1〜2.0％，Al：0.050％以下，O：0.0015％以下，N：0.025％以下，V+Mo：0.4〜3.0％，残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する、浸炭焼入れ焼戻し処理された鋼であって、焼戻し処理後の表層C濃度が０．６〜１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、且つ表層に分散析出するV系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％以上であるものとする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
C：0.1〜0.4％
Si：0.5％以下
Mn：1.5％以下
P：0.03％以下
S：0.03％以下
Cr:0.3〜2.5％
Mo：0.1〜2.0％
V：0.1〜2.0％
Al：0.050％以下
O：0.0015％以下
N：0.025％以下
V+Mo：0.4〜3.0％
残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する、浸炭焼入れ焼戻し処理された鋼であって、焼戻し処理後の表層C濃度が０．６〜１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、且つ表層に分散析出するV系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％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肌焼鋼。
【請求項２】
請求項１において、質量％で
Ni：0.5％未満
Nb：0.1％以下
Ti：0.5％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肌焼鋼。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼は浸炭窒化焼入れ焼戻し処理されており、表層N濃度が０．１〜１．０％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肌焼鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は水素脆性型の面疲労強度に優れた肌焼鋼に関する。
【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】
これら面疲労負荷を受ける部品において、近年、高振動，高荷重，急加減速等の厳しい負荷条件下で、且つ特殊な潤滑油や水混入条件等が複合した場合に、通常の転がり疲労寿命よりも著しく短寿命の早期剥離を発生する問題が生じている。
この早期剥離の原因は、転がり過程において転走面に水素が発生し、それが内部に侵入することにより水素脆性を生じ、著しい剥離寿命の低下をもたらすものと考えられている。
【０００４】
例えば自動車のオルタネーター用軸受で、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。
【０００５】
しかしながら同様の水素起因の早期剥離現象は、面疲労負荷を受ける部品の使用条件の過酷化及び多様化により、発生する部品や環境条件に広がりを生じており、単に潤滑油を変えるだけでは対処できなくなりつつある。
【０００６】
そこで本出願人は先の特許願（下記特許文献１）において、バナジウム（以下V）を添加することによりV系炭化物を生ぜしめて、これにより水素トラップする技術を用い、耐水素脆性を改善した高炭素高クロム軸受鋼を提案している。
【０００７】
しかしながらこの特許文献１で提案した高炭素高クロム軸受鋼は、含有C量が多いのに起因して析出するV系炭化物が十分に微細でなく、そのことに起因して水素トラップ能力の点で尚十分でなく、従って耐水素脆性の点で改善の余地のあるものであった。
【０００８】
また使用環境の過酷化に伴い、より優れた耐水素脆性を有する鋼の開発が求められ、更に同様の水素起因の早期剥離が問題となるような面疲労負荷を受ける歯車，ＣＶＴ部品等の幅広い部品に適用可能な鋼の開発が併せて求められていた。
【０００９】
【特許文献１】特開２００６−２１３９８１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は以上のような事情を背景とし、代表的肌焼鋼であるＳＣｒ４２０或いはＳＣＭ４２０をベースとして合金元素を添加することにより、従来の熱処理条件等を大幅に変更することなく、使用条件によって水素脆性剥離が生じる場合においても、優れた面疲労強度を有する肌焼鋼を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
而して請求項１のものは、質量％で、C：0.1〜0.4％，Si：0.5％以下，Mn：1.5％以下，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr:0.3〜2.5％，Mo：0.1〜2.0％，V：0.1〜2.0％，Al：0.050％以下，O：0.0015％以下，N：0.025％以下，V+Mo：0.4〜3.0％，残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する、浸炭焼入れ焼戻し処理された鋼であって、焼戻し処理後の表層C濃度が０．６〜１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、且つ表層に分散析出するV系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項２のものは、請求項１において、質量％で、Ni：0.5％未満，Nb：0.1％以下，Ti：0.5％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。
【００１３】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼は浸炭窒化焼入れ焼戻し処理されており、表層N濃度が０．１〜１．０％であることを特徴とする。
【００１４】
水素脆性による材料強度の低下現象は上記のように以前から知られており、例えば、ばねやボルト部品では水等の分解により暴露環境から侵入する拡散性水素が遅れ破壊の原因となっている。
耐遅れ破壊性に優れたばね、ボルト用鋼としてV，Ti，Nb等の微細な炭化物を多数析出させ、拡散性水素をトラップして、粒界や応力集中部への水素の拡散を抑えた鋼が開発されている。
この場合、水素トラップとして働くのは、焼入れ時に固溶したV，Ti，Nb等の合金元素が４５０℃以上での高温焼戻しにより整合析出した炭化物と考えられる。
【００１５】
そこで本出願人は、先にも述べたように高炭素高クロム軸受鋼において、Vを添加することにより、焼入れ時に未固溶の状態で存在している５００ｎｍ以下のV系炭化物を多数生成することにより、４５０℃以上の高温焼戻しをしなくても引張圧縮疲労条件下での水素脆性による寿命低下を抑え得る点を開示している。
【００１６】
しかしながらこの特許文献１に開示のものでは、溶解や鋳造の過程で数百ｎｍ程度の粗大なV系炭化物が多数残存してしまう。これは特許文献１に開示の高炭素クロム鋼では初期の炭素量が高いことによるものである。
【００１７】
而してこの粗大なV系炭化物は、数十ｎｍ程度の微細なV系炭化物に比べて水素トラップサイトとしての効果が低いことが本発明者の研究により見出された。即ち本発明者は、耐水素脆性を高める上で、数十ｎｍ程度の微細なV系炭化物を析出させることが極めて有効であるとの知見を得た。
【００１８】
そのためには初期の炭素量を低く抑制することが有効で、そのことにより溶解や鋳造の過程で粗大なV系炭化物の生成を抑制でき、これにより浸炭過程で数十ｎｍ程度の微細なV系炭化物を多数生成でき、以ってV系炭化物による水素トラップサイトの効果を高め、耐水素脆性を有効に改善できることを確認した。
【００１９】
具体的には、炭素量が０．６％以上の上述の軸受鋼の場合には、表層のV系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％未満と少なく、これに対して初期炭素量を０．４％以下となした本発明鋼では、溶解や鋳造過程に生成すると考えられる粗大なV系炭化物の生成数を低減でき、浸炭後の表面C濃度は０．６％以上であっても、V系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合を８０％以上とすることができ、このことによって耐水素脆性を有効に改善できることを確認した。
【００２０】
また後述するように水素脆性型の面疲労破壊は、水素濃度の高い最表層部を起点として亀裂が発生及び進行することにより生じ、この点において本発明の肌焼鋼によれば、浸炭焼入れに伴う最表層のマルテンサイト変態、即ち変態による体積膨張によって最表層に圧縮残留応力を付与することができ、そしてこのことによって最表層からの亀裂の発生及び伸展を抑制し得て、耐水素脆性を効果的に改善することができる。
浸炭により表層を高C濃度となし、最表層部に圧縮の残留応力を付与することで、高炭素クロム鋼に比べて耐水素脆性を高めることができるのである。
【００２１】
上記のように本発明者は、ＳＣｒ４２０をベースに種々の合金元素の組み合わせを検討した結果、種々の炭化物のうちVを添加することにより多数生成する数十から百ｎｍ未満の微細なV系炭化物が、水素脆性型の面疲労寿命を高める上で極めて有効であるとの知見、及び水素脆性型の面疲労破壊は、水素濃度の高い最表層から粒界亀裂が発生し、粒界を亀裂が伝播することにより生ずることを確認した。
因みに図２は、最表層から粒界亀裂が発生し伝播する状態を顕微鏡写真にて表したものである。尚図２の顕微鏡写真は、後の実施例の説明で明らかにされるように、水素チャージした転動疲労試験片の転走面下に観察された粒界亀裂の例を示したものである。
【００２２】
こうした知見から、本発明者は粒界を強化することが水素脆性型剥離による面疲労寿命の改善に有効であると考え、種々の合金元素の組み合わせを検討した。
その結果、粒界を強化し水素脆性剥離型の面疲労強度を改善する上で、Mo添加が有効であることを確認した。
尚、水素起因の粒界破壊が生じるのは、粒界に優先的に水素がトラップされ、水素により転位の動きが容易になって、粒界すべりが促進されるためと考えられる。
【００２３】
本発明では更に、浸炭窒化処理を行うことにより表層部にCrN等の、大きさ１００ｎｍ程度の微細な窒化物が多数析出させることができ、而してこの浸炭窒化特有の微細な窒化物は水素トラップサイトとして働き、V系炭化物と同様に水素脆性型の面疲労寿命を改善するのに有効であるとの知見を得た。
【００２４】
この窒化物と前述のV系炭化物とは、それぞれ独立にトラップサイトとして働くため、V系炭化物を生成した鋼に浸炭窒化を施すことで、有効な水素トラップサイトの数が増し、耐水素脆性がより一層改善される。
【００２５】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を説明する。
C：0.1〜0.4％
Cは転がり軸受として心部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0.1％以上含有する必要があるため、C含有量の下限を0.1％に限定した。しかし、C量が0.4％を超えて含有された場合、１００ｎｍ以上の粗大なV系炭化物が多数生成し、水素トラップによる耐水素脆性の改善を低下させ、鍛造や施削加工等の製造性を低下させるため、C量の上限値は0.4％とした。
【００２６】
Si：0.5％以下
Siは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられ、鋼の強度、転動疲労寿命を向上するため添加する。しかし0.5％を超えて添加すると脆性を劣化させ耐水素疲労強度を低下させる。また、靭性を低下するとともに熱間加工性をも低下するため、上限値を0.5％とした。
【００２７】
Mn：1.5％以下
Mnは鋼を製造する際に脱酸に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ある。しかし1.5％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の含有量の上限を1.5％に限定した。
【００２８】
P：0.03％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き、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、0.03％をP含有量の上限とした。
【００２９】
S：0.03％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ため、可及的に少なくすることが望ましいが、Sは切削加工性を向上する効果も有しているため、0.03％をSの上限値とした。
【００３０】
Cr：0.3〜2.5％
Crは焼入れ性の改善と炭化物による硬さの確保と寿命改善とのために添加される。所定の炭化物を得るためには0.3％以上の添加が必要であるため、Cr含有量の下限値を0.3％に限定した。しかし2.5％を超えて含有すると浸炭性を劣化させ、大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じるためCr含有量の上限を2.5％とした。
【００３１】
Mo：0.1〜2.0％
Moは本発明において重要な作用を果たす元素であり、粒界強度を向上することにより、水素脆性型転動疲労破壊の特徴である粒界破壊を抑制することにより、耐水素疲労強度を向上する。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。
これらの効果を得るためにはMo含有量が0.1％以上必要であるため、下限値を0.1％とした。しかし、2.0％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の上限値を2.0％とした。
【００３２】
V：0.1〜2.0％
Vは本発明において重要な作用を果たす元素であり、炭素と結合して粒径百ｎｍ以下の微細なV系炭化物を多数析出し、鋼中で拡散性水素をトラップすることにより、粒界あるいは応力集中部への水素の拡散を抑制し、水素脆性剥離を抑制する効果がある。また、結晶粒の微細化を促進して強度・靭性を改善する効果を有する。この効果が得られるVの含有量が0.1％以上であるため、V含有量の下限値を0.1％とした。しかし、2.0％を超えて多量にVを含有すると被削性、熱間加工性が低下するため、V含有量の上限を2.0％とした。
【００３３】
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Alが多量に含有され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の含有量の下限を0.005％にすることが好ましい。
【００３４】
O：0.0015％以下
N：0.025％以下
OおよびNは鋼中に酸化物、窒化物を形成し、これが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については0.0015％、Nについては0.025％を上限とした。
【００３５】
V＋Mo：0.4〜3.0％
VとMoはそれぞれ単独添加でも耐水素脆性を改善するが、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。V＋Moの含有量が0.4％以下では耐水素脆性に対する改善効果を得ることができないため下限値を0.4％とした。一方、V＋Moの含有量が3.0％を超えると水素脆性の改善効果が飽和するため上限値を3.0％とした。
【００３６】
Ni：0.5％未満
Niは転動疲労過程での組織変化を抑制、転動疲労寿命を向上する。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。しかし、0.5％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を生成し、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含有量の上限値を0.5％未満とした。
【００３７】
Ti：0.5％以下
Ti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、耐水素疲労強度を改善する。しかし、Tiは鋼中に酸化物、窒化物を形成してこれが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：0.5％を元素の上限とした。
【００３８】
Nb：0.1％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、耐水素疲労強度を改善する。また、Nbは結晶粒の粗大化を抑制する。更に結晶粒の微細化により耐水素脆性の改善に有効である。しかし、0.1％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含有量の上限値を0.1％とした。
【００３９】
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以上になると耐水素疲労強度が著しく低下するため、上限を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。
【００４０】
表層のV系炭化物：粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％以上
V系炭化物は水素をトラップすることにより、水素脆性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炭化物を多数析出させる必要がある。粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％未満であると、水素トラップに有効な微細なV系炭化物の数が不足し、急速にその効果が低下する。
本発明では耐水素脆性剥離を効果的に高める上で、粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％以上あることが必要であることを確認した。
【００４１】
表層C濃度：０．６〜１．２％
表層Cは転がり軸受として強度を確保するために必須であり、所定の熱処理後硬さを維持するためには０．６％以上含有する必要があるため、表層C含有量の下限を０．６％に限定した。しかし表層C量が１．２％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量の上限値を１．２％とした。
【００４２】
表層N濃度：０．１〜１．０％
表層Nは鋼の軟化抵抗性を改善することにより転動寿命を向上する。また、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。これらの効果を得るためには表層Nを０．１％以上含有必要があるため下限を０．１％とした。しかし、表層N量が１．０％を超えると残留γ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量の上限値を１．０％とした。
【発明の効果】
【００４３】
以上のような本発明によれば、ＳＣｒ４２０或いはＳＣＭ４２０をベースとして合金元素を添加することにより、従来の熱処理条件等を大幅に変更することなく、使用条件によって水素脆性剥離が生じる場合においても長寿命を有する肌焼鋼を提供することができる。
【実施例】
【００４４】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す化学成分の材料を５０ｋｇの真空溶解炉で溶製し、熱間鍛造により直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。
この後、焼きならし処理として９２０℃に加熱し、２時間保持した後空冷した。
更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。
尚、表１中の比較例No.１３はＳＣｒ４２０である。
【００４５】
それらの素材から直径φ２５ｍｍ，長さ１００ｍｍの試験片を削り出し、種々の浸炭条件（浸炭，焼入れ温度，浸炭時間，カーボンポテンシャル，冷却条件）で浸炭焼入れ焼戻し処理を行い、外周を深さ０．２ｍｍ研削した後、５点平均でロックウェル硬さを求めた。
図１は用いた浸炭焼入れ焼戻し条件の一例を表したものである。
【００４６】
【表１】
2008280583.tif 000002
【００４７】
その後試験片の縦断面を埋め込み、研磨仕上げして、表層部のC濃度をＥＰＭＡで分析した。ここで表層C濃度は最表層から深さ１０μｍ位置までのC濃度の最大値（ピーク値）とした。
更にイオンミリングを用いて薄膜を作製し、エネルギーフィルタを搭載した透過型電子顕微鏡を用いてV系炭化物のマッピングを行い、一定領域に存在するの粒径１０ｎｍ以上のV系炭化物を全て同定し、粒径１００ｎｍ未満のV系炭化物の個数を全個数で除して、粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合を求めた。
【００４８】
本発明者は、試験片に水素を陰極チャージした後、直ぐに高負荷速度のラジアル型転動疲労試験を行うことにより、水素脆性剥離型の面疲労破壊を再現できることを確認した。
実際の面疲労では、転動疲労に加えて転がり方向に滑りを伴う。この滑りが潤滑油の分解，新生面の生成等により水素侵入の重要な要因と考えられるが、水素をチャージした試験片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を確認した。
【００４９】
そこで、ここでは上記素材から直径φ１２．３ｍｍ，長さ２２．６ｍｍのラジアル転動疲労試験片を粗加工し、種々の浸炭条件（浸炭，焼入れ温度，浸炭時間，カーボンポテンシャル，冷却条件）で浸炭焼入れ焼戻し処理を行い、試験表面をダイヤモンド砥石で直径φ１２ｍｍに研削仕上げし、長さ２２ｍｍのラジアル転動疲労試験片を作製した。図１に浸炭条件の一例が示してある。
【００５０】
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を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処理を行い、水素チャージ後、１０分以内にラジアル転動疲労試験を開始した。
【００５１】
ラジアル転動疲労試験は、面圧５．９ＧＰａで、潤滑はタービン＃６８を飛沫給油し、相手球は２個の３／４インチＳＵＪ２ボールで、負荷速度４６２４０ｒｐｍで試験を行った。
同一条件で約１０点の試験を行い、ワイプ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。
【００５２】
また、ガスクロマトグラフを用いた水素の昇温脱離分析を行い、室温から３００℃までに放出された水素量を拡散性水素量として求めた。
分析は前述の水素チャージ後１０分以内に行い、昇温速度１００℃／ｈで、室温から６００℃まで昇温脱離分析を行った。
表２にその試験結果が示してある。
【００５３】
【表２】
2008280583.tif 000003
【００５４】
この表２の試験結果において、Vを添加した本発明の実施例はいずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、粒径１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が８０％以上、表層C量は０．６〜１．２％の範囲内である。
水素チャージでの侵入水素量は１．７〜３．３ｐｐｍであるが、水素チャージ材のラジアル転動疲労のＬ１０寿命は７．５〜１０．７×１０７回と優れる。
【００５５】
一方、表２の比較例では、水素チャージ材のラジアル転動疲労のＬ１０寿命は０．３３〜０．８１×１０７回と、いずれも水素脆性により低寿命であり、本発明により水素脆性型の転動寿命が１オーダ以上改善していることがわかる。
【００５６】
表２の比較例のうち、鋼種No.６，８は化学成分については本発明の範囲内にあるものである。しかし、比較例に示した鋼種No.６は表層硬さＨＲＣ５８未満であるため、またNo.８は逆に表面硬さがＨＲＣ６４以上であるため、低寿命となっている例である。
【００５７】
またNo.１３，１４はVを添加していないため、V系炭化物による水素トラップ効果が得られず、低寿命となっている例である。
No.１５はC量が0.4％超であり、１００ｎｍ未満の微細なV系炭化物の個数割合が80％未満となり、低寿命となっている例である。
なお、ＳＣｒ４２０の通常のラジアル転動疲労寿命（水素チャージなし）のＬ１０は約１１×１０７回であり、これに対して表２中の比較例１３は０．３３×１０７回で、水素脆性により著しく早期剥離が生じていることがわかる。
No.１６はMoを添加していないため、またNo.１７は（V＋Mo）が本発明の下限値より低いため、低寿命となっている例である。
【００５８】
表１の素材を用いて、前述と同様の方法で、浸炭に代えて浸炭窒化処理を行った。
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、種々の浸炭窒化条件（アンモニア濃度、加熱温度、加熱時間）で処理を行い、焼入れ焼戻し処理を行った。
その後、前述と同様の方法で表層硬さ、表層C濃度、最大V系炭化物径に加えて、表層部のN濃度をＥＰＭＡで分析した。
また、前述と同様の方法で、浸炭に代えて浸炭窒化処理を行い、浸炭窒化材のラジアル転動疲労試験片を作製し、水素チャージ後ラジアル転動疲労試験を行った。また、昇温脱離分析を行い、拡散性水素量を求めた。
【００５９】
表３に浸炭窒化材についての試験結果を示す。
何れの条件においても本発明例は比較例に比べて水素脆性環境下での転動疲労寿命に優れる。また、浸炭窒化により浸炭材より長寿命化する傾向が明らかである。
【００６０】
【表３】
2008280583.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】浸炭焼入れ焼戻し処理における温度、保持時間、カーボンポテンシャルおよび冷却条件の一例を示す図である。
【図２】水素チャージした転動疲労試験片の転走面下に観察された粒界き裂の例である。
【図１】
2008280583.tif 000005
【図２】
2008280583.tif 000006