(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％表示で、
Ｃ：０．５〜１．０％
Ｓｉ：０．１％以下
Ｍｎ：０．４〜１．５％
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．０３％以下
Ｃｒ：１．５〜３．５％
Ａｌ：０．０５０％以下
Ｏ：０．００１５％以下
Ｔｉ：０．００３％以下
Ｎ：０．０１５％以下
残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成からなり、球状化焼なまし後の硬さが９２ＨＲＢ以下、浸炭窒化後に表面から０．１５ｍｍ研削して得た最表層から深さ１０μｍ位置までのＮ濃度の最大値である表層Ｎ濃度が０．１〜１．０％、前記最表層から深さ１０μｍ位置までのＣ濃度の最大値である表層Ｃ濃度が０．８〜１．５％、前記最表層において測定したロックウェル硬さの５点平均値である表層硬さがＨＲＣ５８以上６４未満で、前記最表層から深さ１００μｍまでの深さ領域に存在する粒径２μｍ以上の粗大なＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2の窒化物の個数密度が１０3個／ｍｍ2以下であって、微細な窒化物が分散析出していることを特徴とする製造性と耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼。
【請求項２】
Ｖ：０．０５〜２．０％
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｍｏ：０．０５〜２．０％
のうち１種または２種以上をさらに含む、請求項１に記載の製造性と耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は製造性（浸炭時間および加工性）に優れ、かつ水素脆性剥離による寿命低下を抑制し、長寿命を有する耐環境用軸受鋼に関する。従来、自動車、産業機器等の軸受部品において高振動・高荷重、急加減速等の厳しい負荷条件下でかつ特定の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著しく短寿命の早期剥離が発生する問題があり、この早期剥離の原因は、転がり過程において転動面に水素が発生し、それが内部に侵入することにより水素脆性を生じ、著しく剥離寿命が低下すると考えられている。本発明はこのような問題を解決する手段を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車や産業機器に用いられる軸受部品は高性能化、高速化に伴い使用条件が過酷化している。新しい変速機ＣＶＴ（コンティニュアスリー・バリアブル・トランスミッション）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場合があり、問題となっている。
【０００３】
たとえば、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ホワイト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・高荷重の厳しい負荷条件下で潤滑油が分解し、転動面に水素が発生し、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。
これに対して、オルタネーター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、軸受部品の使用条件の過酷化および多様化により、従来軸受鋼の転動疲労破壊においてほとんど問題にならなかった、水素脆性剥離が発生する条件が増加する傾向にあり、単に潤滑油を変えるだけでは抑制できなくなりつつある。このため、このような転動疲労における水素脆性剥離に対して長寿命の材料が求められていた。
【０００４】
以前より水素脆性による材料強度低下現象は知られている。たとえば、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、微細な炭（窒）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用いられている。本願発明者は、既に特許文献１において開示したように、ＳＵＪ２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、Ｖを添加することにより、数十から数百ｎｍ程度の微細なＶ系炭化物を多数生成して、繰り返し疲労条件下での水素脆性による寿命低下を抑えることを見出した。
【０００５】
また、特許文献２に開示したように、Ｃｒ添加した軸受鋼でＣｒの酸化被膜を形成させることで水素侵入を抑制し、水素脆性寿命を長寿命化することができる。
【０００６】
さらなる長寿命化には特許文献３に開示したようにＣｒ，Ｍｎ等を添加した肌焼鋼を浸炭窒化処理することにより表層に析出したＣｒＮやＭｎＳｉＮ2などの微細窒化物の水素トラップにより水素脆性寿命を長寿命化することが必要である。
【０００７】
しかしながら、ＳＣＭ４４０等の肌焼鋼を浸炭窒化処理する場合は、所定の表層Ｃ濃度およびＣ濃度深さ分布を得るために長時間の浸炭処理が必要となり生産性が低下する。浸炭時間を短時間化し生産性を高めるためには、初期Ｃ濃度の高いＳＵＪ２に代表される軸受鋼に浸炭窒化することが求められていた。
【０００８】
しかし、ＳＵＪ２に代表される軸受鋼にＣｒ，Ｍｎ等の合金元素を添加するだけでは素材硬さが上昇し、被削性や冷間鍛造等の加工性が低下してしまう。
【０００９】
以上のことから、短時間の浸炭窒化処理が可能な軸受鋼を用いて水素脆性寿命を長寿命化するためＣｒ，Ｍｎ等の合金元素を添加し、かつ所定の加工性を確保するために素材硬さを抑制した鋼の開発が求められていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００６−２１３９８１号公報
【特許文献２】特開平５−２６２４４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】
【００１１】
本発明は、上記のような事情を背景としてなされたもので、本発明の目的は浸炭窒化時間の短時間化のためＳＵＪ２に代表される軸受鋼をベースとして合金元素（化学成分の組成比率）を適正化し、浸炭窒化処理することで、従来、水素脆性剥離が生じていた雰囲気条件において使用したとしても、優れた転動疲労寿命を有し、かつ冷間鍛造性や被削性等の加工性に優れた耐環境用軸受鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
浸炭窒化による水素脆性寿命の改善は、表層に析出する微細窒化物の水素トラップによる。微細窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ2が生成しており、その改善にはＣｒ、Ｍｎ量を増加することが有効である。
しかし、軸受鋼でＣｒ、Ｍｎ量を増加するだけでは球状化焼なまし後の素材硬さが９３ＨＲＢ以上と高くなる。素材硬さを低減するためにはＣ濃度を下げることが有効だが、Ｃ濃度を下げすぎると浸炭窒化時間が長時間化して製造性を低下してしまう。
一方、Ｓｉ低減は硬さ低減に効果があると共に生成窒化物数を増加し耐水素脆性を改善することを見出した。これは、Ｓｉ低減することにより生成窒化物がＭｎＳｉＮ2からＣｒＮに変化することで総窒化物数が増加することおよび母層の靱性が向上するためと考えられる。
【００１３】
本願発明者は種々の試験を行い、製造性（浸炭時間および加工性）と耐水素脆性を両立できるＣ量とＳｉ量の成分範囲を見出した。
また、Ｓｉ量低減により焼入性は低下するが、Ｍｎ量を添加することで耐水素脆性を改善しかつ焼入性も補完できることを見出した。
【００１４】
すなわち、本発明の軸受鋼は、合金元素の含有率が質量％表示で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成からなり、球状化焼なまし後の硬さが９２ＨＲＢ以下、浸炭窒化後の表層Ｎ濃度０．１〜１．０％、表層Ｃ濃度０．８〜１．５％、表層硬さがＨＲＣ５８以上６４未満で、粒径２μｍ以上の粗大なＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2の窒化物の個数密度が１０3個／ｍｍ2以下であって、微細な窒化物が分散析出していることを特徴とする製造性と耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼である。
【００１５】
また、本発明の軸受鋼は、上記合金元素に加えてＶ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％のうち１種または２種以上をさらに含むことが好ましい。
すなわち、本発明の軸受鋼は、質量％表示で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．０１５％以下であって、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％のうち１種または２種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成からなるものであることが好ましい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、製造性（浸炭時間および加工性）に優れかつ水素脆性剥離による寿命低下を抑制し、長寿命を有する耐環境用軸受鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】実施例における浸炭窒化条件の一例を示した図である。
【図２】２円筒ころがり疲労試験の方法の説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明の軸受鋼について説明する。
本発明の軸受鋼は、後述する化学成分（組成）からなる鋼材であり、少なくとも球状化焼なまし処理および浸炭窒化焼入れ焼戻し処理の２つの処理を行うことで、優れた製造性と耐水素脆性とを備える耐環境用軸受鋼として用いることができるものである。
本発明の軸受鋼は、後述する特定の化学成分（組成）からなる鋼材であって、球状化焼なましを行った場合に、その直後の硬さが９２ＨＲＢ以下であり、浸炭窒化を行った場合に、その直後の表層Ｎ濃度が０．１〜１．０％、表層Ｃ濃度が０．８〜１．５％、表層硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、粒径２μｍ以上の粗大なＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2の窒化物の個数密度が１０3個／ｍｍ2以下である鋼材であれば、球状化焼なまし処理および浸炭窒化焼入れ焼戻し処理の２つの処理を行った後の鋼材であっても、これら２つの処理のうち少なくとも１つの処理を行う前の鋼材であってもよい。
いずれであっても、本発明の軸受鋼に相当する。
【００１９】
本発明の耐環境用軸受鋼の化学成分の限定理由について説明する。以下、特に断りがない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。
【００２０】
Ｃの含有量（０．５〜１．０％）について、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る。しかし、Ｃ量が０．５％を下回ると強度を維持するために必要な表面Ｃ濃度およびＣ濃度深さ分布を得るために長時間の浸炭処理が必要となり製造性が低下するため、Ｃ含有量の下限を０．５％に限定した。しかし、Ｃ量が１．０％を超えて含有された場合、球状化焼なまし後の素材硬さが高くなり、冷間鍛造性や被削性等の加工性の低下が生じることが判明したため、Ｃ量の上限値は１．０％とした。
【００２１】
Ｓｉの含有量（０．１％以下）について、Ｓｉは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられる。しかし、０．１％を超えて添加すると球状化焼なまし後の素材硬さを高め、被削性や冷間鍛造性を低下させるとともに、浸炭窒化後の窒化物形態がＣｒＮからＭｎＳｉＮ2に変化することで水素トラップサイトとなる総窒化物数が減少し、耐水素脆性も低下させるため、その上限値を０．１％とした。
【００２２】
Ｍｎの含有量（０．４〜１．５％）について、Ｍｎは鋼を製造する際に脱酸に用いられる元素である。Ｍｎは焼入れ性を改善する元素であり、冷間鍛造性や被削性のためにＣやＳｉ量を抑制したことによる焼入れ性の低下を補完するとともに、浸炭窒化後の水素トラップサイトとなるＭｎＳｉＮ2を微細に、増加析出することで耐水素脆性を改善することができるが、この効果を得るためには０．４％以上のＭｎ量が必要なためＭｎの下限値を０．４％とした。しかし、１．５％を超えて多量にＭｎを含有すると球状化焼なまし後の素材硬さを高め被削性や冷間鍛造性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限を１．５％に限定した。
【００２３】
Ｐの含有量（０．０３％以下）について、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ため、０．０３％をＰ含有量の上限とした。
【００２４】
Ｓの含有量（０．０３％以下）について、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。
【００２５】
Ｃｒの含有量（１．５〜３．５％）について、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。さらに、浸炭窒化後にＣｒＮを析出することで水素トラップサイトとなり耐水素脆性を改善することができる。この効果を得るためには１．５％以上の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限値を１．５％に限定した。しかし、３．５％を超えて含有すると、球状化焼なまし後の素材硬さを高め被削性や冷間鍛造性を低下させるとともに大型の炭窒化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じるためＣｒ含有量の上限を３．５％とした。
【００２６】
Ａｌの含有量（０．０５０％以下）について、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。
【００２７】
Ｔｉの含有量（０．００３％以下）、Ｏ（酸素）の含有量（０．００１５％以下）、Ｎの含有量（０．０１５％以下）について、Ｔｉ、Ｏおよび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、Ｔｉ：０．００３％、Ｏ：０．００１５％、Ｎ：０．０１５％を各元素の上限とした。
【００２８】
Ｖの含有量（０．０５〜２．０％）について、Ｖは粒径数百ｎｍ以下の微細なＶ系炭化物を析出し、鋼中で拡散性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。この効果を得るためにはＶ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。しかし、２．０％を超えて多量に含有すると被削性や鍛造性等の加工性が低下するため、Ｖ含有量の上限値は２．０％であることが好ましい。
【００２９】
Ｎｉの含有量（０．１〜３．０％）について、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。これらの効果を得るために、Ｎｉ含有量が０．１％以上であると好ましい。しかし、３．０％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可能性があるため、Ｎｉ含有量の上限値は３．０％であることが好ましい。
【００３０】
Ｍｏの含有量（０．０５〜２．０％）について、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。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量が０．０５％以上であると好ましい。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可能性があるため、Ｍｏの上限値は２．０％であることが好ましい。
【００３１】
このように本発明の軸受鋼は、特定比率でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎを含む鋼材であって、さらにＶ、Ｎｉ、Ｍｏのうち１種または２種以上を含むものであることが好ましく、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であってよい。
Ｆｅ中に含まれ得る不可避的不純物として、従来公知の成分を挙げられる。例えば、Ｃｕ等が挙げられる。不可避的不純物の含有率は少ないほど好ましい。
【００３２】
次に、本発明の耐環境軸受用鋼の表面硬さおよびＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2窒化物について言及する。
【００３３】
＜表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満について＞
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以下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５８ＨＲＣ以上とした。また、ＨＲＣ６４未満とする理由は、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、水素脆性剥離により著しく転動疲労寿命が低下するためである。
なお、表面硬さ（ＨＲＣ）の測定方法は、後述する。
【００３４】
＜粒径２μｍ以上の粗大なＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2窒化物の個数が１０3個／ｍｍ2以下について＞
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ＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2の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。
なお、粒径２μｍ以上の粗大なＣｒＮまたはＭｎＳｉＮ2窒化物の個数の測定方法は、後述する。
【００３５】
＜表層Ｃ濃度（表層炭素濃度）：０．８〜１．５％＞
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０．８％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１．５％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１．５％とした。
なお、表層Ｃ濃度の測定方法は、後述する。
【００３６】
＜表層Ｎ濃度（表層窒素濃度）：０．１〜１．０％＞
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０．１％以上は必要であるため、表層Ｎ濃度の下限を０．１％とした。一方、表層Ｎ濃度が１．０％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１．０％とした。
なお、表層Ｎ濃度の測定方法は、後述する。
【００３７】
本発明の軸受鋼の製造方法は特に限定されない。前述のような特定の化学成分（組成）を含むように原料を調整し、従来公知の方法で溶解し、固化することで本発明の軸受鋼を得ることができる。
【００３８】
また、本発明の軸受鋼が前述のような特定の化学成分（組成）を含むように原料を調整し、従来公知の方法で溶解し、固化した後、圧延し、球状化焼なまし処理を行い、さらに浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行うことで、優れた製造性と耐水素脆性とを備える耐環境用軸受鋼となる。
ここで圧延は、熱間圧延および低温圧延であることが好ましい。例えば１０００〜１２００℃での熱間圧延を行った後、７００〜９００℃での冷間圧延を行うことが好ましい。
また、球状化焼なまし処理は、７００〜８００℃に加熱し、１〜１０時間保持した後、−５〜−３０℃／時間で４５０〜７００℃まで冷却し、その後、空冷する処理が例示される。
また、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理は、後述する図１に示す処理が例示される。
【実施例】
【００３９】
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、加熱温度１２００℃で３時間保持した後、鍛造温度１２００℃、終止温度９００℃で熱間鍛造により直径３２ｍｍと直径６５ｍｍ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、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、各試験の素材（以下「球状化焼なまし材」ともいう）とした。
【００４０】
ここで球状化焼なまし硬さを測定した。球状化焼なまし硬さは、直径３２ｍｍの球状化焼なまし材の横断面（棒鋼の長手方向の軸に垂直な面）が露出した硬さ試験片を作製し、横断面の１／２半径部位をロックウエル硬さ計でＨＲＢ硬さ（ＪＩＳ  Ｚ２２４５）を４点平均で求めた。
表２の「球状化焼なまし硬さ（ＨＲＢ）」の欄に測定結果を示す。
【００４１】
次に、直径３２ｍｍの球状化焼なまし材から断面直径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（浸炭温度、浸炭時間、カーボンポテンシャル、アンモニア濃度）で処理を行い、焼入れ焼戻し処理を行った。図１は、用いた浸炭窒化条件の一例である。
なお、表１のＮｏ．５およびＮｏ．１２の鋼材については、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し、表層硬さが不足する可能性があったため、６５０℃で１時間保持する中間焼鈍を行ない、８４０℃で２次焼入れを行なった。
【００４２】
上記のような浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行なって得た試験片について外周を深さ０．１５ｍｍ研削し、その外周部について５点平均でロックウエル硬さ（ＪＩＳ  Ｚ２２４５に準拠）を求めた。
表２の「表層硬さ（ＨＲＣ）」の欄に結果を示す。
【００４３】
その後、上記のような浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行なって得た試験片を横断面（棒鋼の長手方向の軸に垂直な面）が露出するように樹脂内に埋め込み、横断面を研磨仕上げし、表層部のＣ、Ｎ濃度をＥＰＭＡで分析した。
結果を表２の「表層Ｃ濃度」、「表層Ｎ濃度」の欄に示す。
ここで、表層Ｃ、Ｎ濃度は最表層から深さ１０μｍ位置までのＣ、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）とした。
【００４４】
さらに、同試験片について、ＦＥ−ＳＥＭおよび元素分析（ＥＤＸ）を用いて表層から深さ１００μｍまでの深さ領域に存在する粒径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。
結果を表２に示す。
【００４５】
また、直径３２ｍｍの球状化焼なまし材から、断面直径２６．３ｍｍの円筒粗加工試験片を得た後、各々の試験片について前述の浸炭窒化処理を行ない、その後、表面の０．１５ｍｍを研削仕上げする粗加工を行って、試験面直径２６ｍｍの円筒試験片を作製した。そして、この円筒試験片について、図２に示すローラーピッチング試験機（ニッコークリエイト社製）を用いて２円筒ころがり疲労試験を行った。図２において１８は円筒の試験片で、この図２に示す方法では、試験片１８に対してＪＩＳ  ＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材から成る相手円筒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を回転させることにより行った。
ここで相手円筒はＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材で、形状は軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有する直径１３０ｍｍの円筒である。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。水素脆性を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）で試験を行なった。ここで、すべり率とは試験円筒と相手円筒の周速の差と試験円筒の周速の比率である。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。
【００４６】
【表１】
0006735589.tif 000002
【００４７】
【表２】
0006735589.tif 000003
【００４８】
表２に示すように本発明に相当する本発明鋼は、いずれも表面硬さ（ＨＲＣ）は５８以上６４未満であり、表層Ｃ量は０．８〜１．５％の範囲、表層Ｎ量は０．１〜１．０％の範囲であり、粒径２μｍ以上の粗大な窒化物数が１０3個／ｍｍ2以下である。
また、本発明鋼の２円筒試験の平均寿命は１０．６〜１９．３×１０6回と優れる。一方、比較鋼では鋼種Ｎｏ．１３、１５、１、２において同平均寿命が０．５〜４．７×１０6回と、いずれも水素脆性により低寿命である。
【００４９】
なお、比較鋼における鋼種Ｎｏ．１および２は、化学成分は本発明鋼における鋼種Ｎｏ．１および２と同じであるが、浸炭窒化後の表層Ｃ，Ｎ濃度あるいは表層硬さが範囲外となった例である。一方、鋼種Ｎｏ．１４，１６は同寿命が１０．４〜１２．１×１０6回と長寿命であるが、球状化焼なまし後の素材硬さが９３，９４ＨＲＢと高く製造性に劣る。
表２の比較鋼のうち鋼種Ｎｏ．１３は化学成分の内Ｓｉが高く、粗大な窒化物が生成し低寿命となった例である。
Ｎｏ．１４はＣ量が高いため素材硬さが高くなった例である。
Ｎｏ．１５はＭｎ量が低いため低寿命となった例である。
Ｎｏ．１６はＣｒ量が高く素材硬さが高くなった例である。
【００５０】
比較例のうち鋼種Ｎｏ．１，２を用いた例は、化学成分は本発明鋼における鋼種Ｎｏ．１および２と同じであるが、以下の理由により低寿命となった例である。
鋼種Ｎｏ．１は浸炭窒化時のカーボンポテンシャルが低く（Ｃｐ＝０．７％程度）、そのため表層Ｃ濃度が低く、表層硬さが低下し低寿命となった例である。
鋼種Ｎｏ．２は窒化を行わず表層Ｎ濃度が低く、低寿命となった例である。
【図１】
0006735589.tif 000004
【図２】
0006735589.tif 000005