(57)【要約】【課題】歯車やベアリング等の転動部品及びＣＶＴ機構における動力伝達部品の小型・軽量化や伝達可能なトルク容量を向上を実現し得る、高面圧下で使用可能な面疲労強度を有する耐高面圧部品及びその製造方法を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼材から成り、この部品表面における転動部位の炭素濃度が０．８〜１．２％である耐高面圧部品。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、
Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、
Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼材から成り、
部品表面における転動部位の炭素濃度が０．８〜１．２％であることを特徴とする耐高面圧部品。
【請求項２】
Ｃｒ／Ｓｉ濃度比が０．８〜２．０であり、（Ｍｎ＋Ｎｉ）／Ｍｏ濃度比が２０以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐高面圧部品。
【請求項３】
Ｖ：０．０５〜０．５％を更に含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐高面圧部品。
【請求項４】
部品表面における転動部位の固溶炭素濃度が０．６０〜０．９５％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品。
【請求項５】
表面の炭化物平均粒径が１．２μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品。
【請求項６】
表面の炭化物面積率が２〜８％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品。
【請求項７】
部品表面における転動部位の少なくとも一部にＮｉめっきが形成されていることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品を用いたことを特徴とする自動車用転がり軸受け。
【請求項９】
請求項１〜７のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品を用いたことを特徴とするトロイダル式無段変速機転動体。
【請求項１０】
請求項１〜７のいずれか１つの項に記載の耐高面圧部品を製造するに当たり、
Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、
Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、
Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物から成る鋼材に、
浸炭又は浸炭窒化処理をして、部品表面における転動部位の炭素濃度を０．８〜１．２％とし、次いで、焼入れ焼戻し処理をすることを特徴とする耐高面圧部品の製造方法。
【請求項１１】
浸炭又は浸炭窒化処理後、一旦、部品表面がＡｃ１変態点以上Ａｃｍ変態点＋１５０℃未満の温度になるように部品表面、あるいは部品全体を保持し、次いで、５５０℃以上Ａｒ１変態点未満の温度に降温し、引き続き該温度範囲にて保持し、その後Ａｃ１変態点以上Ａｃｍ変態点未満の温度にて保持し、しかる後急冷することを特徴とする請求項１０に記載の耐高面圧部品の製造方法。
【請求項１２】
部品表面における転動部位の少なくとも一部に更にＮｉめっきをすることを特徴とする請求項１０又は１１に記載の耐高面圧部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐高面圧部品及びその製造方法に係り、更に詳細には、歯車、軸受け部品及びトロイダル式無段変速機用転動体などの動力伝達部品であって、準高温（１２０℃）〜高温（３００℃）で、且つ水素が発生する環境下において使用され、高い面圧強度を必要とする耐高面圧部品及び材料や熱処理工程に特徴を有する該部品の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、歯車やベアリング転動体のような動力伝達部品は、機械構造用鋼、例えばＪＩＳ  ＳＣＭ４２０Ｈ（Ｃ：０．１７〜０．２３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８５〜１．２５％、Ｍｏ：０．１５〜０．３５％、残部が実質的にＦｅ）やＪＩＳ  ＳＮＣＭ４２０Ｈを、鍛造や機械加工などによって成形し、高い面疲労強度が要求されているため、次いで浸炭、窒化及び浸炭窒化などの処理や、更に焼入れ焼戻し処理をして表面を硬化する。
また、水素による疲労強度の劣化を防止する浸炭用鋼として、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：０．１２ｐｐｍ以下を含有し、更に必要に応じて、Ｎｉ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、及びＭｏ：０．０５〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物から成り、大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ、これらの析出物に水素をトラップさせて耐遅れ破壊性を改善するものが提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００３】
【特許文献１】
特開平１１−２９３３９２号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これらの部品の小型・軽量化は恒常的に求められており、それに伴う面圧上昇に耐え得る従来以上の面疲労強度が要求されている。
また、近年燃費向上に対する社会要請から、自動車ではトラクションドライブ又はフリクションドライブを利用した無段変速機（ＣＶＴ）の適用が広がりつつあるが、トラクションドライブ機構の動力伝達部品においても、伝達できるトルク容量向上のニーズから従来以上の面疲労強度が要求されている。
【０００５】
一方、高面圧下での転動においては、部品表面における転動部位での温度上昇を伴うため、面疲労強度向上のためには、鋼の転動疲労において部品表面における転動部位直下の高応力部で生じる内部組織変化（Ｗｈｉｔｅ  ＥｔｃｈｉｎｇＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（ＷＥＣ））を抑制する必要があると同時に、潤滑油成分の分解が促進される場合があり、この分解によって生成した水素の一部が部品に浸入して面疲労強度を低下させるため、水素浸入による強度低下（以下、「水素起因による脆化」という。）も同時に抑制する必要がある。
従来から面疲労強度を高めるためＳｉ、Ｃｒ及びＭｏを増量して硬化層の軟化を抑える浸炭用鋼も開発されているが、水素が浸入した場合には高い面疲労強度を維持することができなかった。
更に、上記従来の浸炭用鋼は、準高温〜高温の温度範囲では、Ｔｉを含有する析出物（トラップサイト）にトラップされた水素が解離してしまい、面疲労強度の低下を十分に回避することができないという問題があった。
以上のことから、ＷＥＣ及び水素起因による脆化の抑制は相反する関係にあり、これらを両立することは非常に困難であった。
【０００６】
これらの原因について研究した結果、主なものとして以下の（１）〜（５）に記す技術知見を得た。
（１）高面圧部品が準高温〜高温の温度範囲且つ水素が発生する環境下で使用された場合、鍛造後の冷却時に現れる成分のミクロ偏析帯中の、ＮｉやＭｎ偏析量の少ない部位に生成した旧オーステナイト粒界に、浸炭処理や浸炭窒化処理によって析出したセメンタイトが残存している場合に、セメンタイトと粒界面とが侵入した水素によって剥離し、これにより面疲労強度が低下して面疲労強度が劣化すること。
（２）成分偏析を防止するにはＮｉとＭｎの総量を抑えるとよいこと、ただし、成分偏析は完全には回避できないため、ＮｉとＭｎの量に応じて適量のＭｏを添加すれば、旧オーステナイト粒界の結合力は低下しないこと。
（３）浸炭処理や浸炭窒化処理によりセメンタイトを残存させないためには、炭化物形成元素であるＣｒの量に応じて浸炭阻害元素であるＳｉを適量添加すればよいこと。
（４）Ｖを適量添加すれば、熱処理中に析出するＶを含有する炭化物や炭窒化物が基地を強化してＷＥＣ抑制に効果があるばかりでなく、Ｔｉを含有する析出物よりも更に効果的に水素をトラップして水素起因による脆化を抑制できること。
（５）高面圧部品の製造工程において、部品表面の全炭素濃度、固溶炭素濃度、及び残存炭化物の面積率や平均粒径を適切な範囲に制御することにより、水素起因による脆化抑制効果を阻害することなくＷＥＣを抑制できること。
【０００７】
本発明は、このような知見に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、歯車やベアリング等の転動部品及びＣＶＴ機構における動力伝達部品の小型・軽量化や伝達可能なトルク容量を向上を実現し得る、従来を上回る高面圧下で使用可能な面疲労強度を有する耐高面圧部品及びその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、所定の元素を含有する鋼を用い、この鋼表面の転動部位における炭素濃度を特定の範囲にすることなどにより、上記目的が達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００９】
即ち、本発明の耐高面圧部品は、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼材から成り、部品表面における転動部位の炭素濃度が０．８〜１．２％である。
また、本発明の自動車用転がり軸受けやトロイダル式無段変速機転動体は、上述の如き耐高面圧部品を適用した物である。
【００１０】
更に、本発明の耐高面圧部品の製造方法は、上述の如き耐高面圧部品を製造する方法であって、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の合金元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼材に、浸炭又は浸炭窒化処理をして、部品表面における転動部位の炭素濃度を０．８〜１．２％とし、次いで、焼入れ焼戻し処理をして耐高面圧部品を得る方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の耐高面圧部品について詳細に説明する。なお、本明細書において、「％」は特記しない限り質量百分率を表すものとする。
【００１２】
上述の如く、本発明の耐高面圧部品は、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、又はＡｌ：０．０１〜０．１０％及びこれらの組合せに係る元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼材から成り、部品表面における転動部位の炭素濃度が０．８〜１．２％である。
【００１３】
ここで、本発明の耐高面圧部品に含有される主な元素の作用を説明する。
Ｃは、基地に固溶して強度を高くするとともに、焼入れ硬さの確保する。
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸剤であり、焼入れ性を向上させるとともに、準高温〜高温環境下での基地の疲労強度を維持する。また、焼戻し軟化抵抗を高める（焼戻しによる硬さの低下を阻止することによって疲労強度を向上させる。）。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶鋼製時の脱酸剤であり、焼入れ性を向上させる。
Ｃｒは、焼入れ性及び浸炭性を向上させる。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる。
【００１４】
Ｎｉは、面疲労強度を維持させる。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＡｌは、浸炭又は浸炭窒化する際の結晶粒粗大化を防止するための析出物を形成させる。またこのＴｉを含有する析出物は水素をトラップする。
Ｐは、浸炭又は浸炭窒化する際にオーステナイト粒界に偏析して、焼入れ後の旧オーステナイト粒界の結合力を低下させる。
Ｖは、熱処理中に炭化物及び炭窒化物の一方又は双方を形成し、焼入れ処理や焼戻し処理をした部品の基地組織の強化に有効に作用してＷＥＣを抑制する。また、これらの炭化物や炭窒化物は、Ｔｉを含有する析出物よりも効果的に水素をトラップし、応力集中部への水素の拡散及び集積を遅滞させ、水素起因による脆化を防止する。
【００１５】
本発明の耐高面圧部品の鋼材において、Ｃは、上述した作用効果を得るためには０．１５〜０．４０％含有させる必要があり、０．１６〜０．４０％含有させることが好ましい。また、０．４０％を超えると素材が硬くなり過ぎて被削性が劣化する可能性がある。
Ｓｉは、上述した作用効果を得るためには０．５０〜１．５０％含有させる必要がある。また、１．２５％を超えると素材が硬くなり過ぎて加工性が低下する可能性があるので、０．５０〜１．２５％含有させることが好ましい。
Ｍｎは、上述した作用効果を得るためには０．２０〜１．５０％含有させる必要がある。また、１．３１％を超えると素材が硬くなり過ぎて加工性が低下するとともに、焼鈍し処理による変態終了時間が長くなり、経済的でなくなるので、０．２０〜１．３１％含有させることが好ましい。
Ｃｒは、上述した作用効果を得るためには０．５０〜１．５０％含有させる必要がある。また、１．３１％を超えると素材が硬くなり過ぎて加工性が低下する可能性があるので、０．５０〜１．３１％含有させることが好ましい。
Ｍｏは、上述した作用効果を得るためには０．０５〜０．５０％含有させる必要がある。また、０．４５％を超えると素材が硬くなり過ぎて加工性が低下する可能性があるので、０．０５〜０．４５％含有させることが好ましい。
【００１６】
Ｎｉは、上述した作用効果を得るためには０．５０〜３．５０％含有させる必要がある。また、３．００％を超えると素材が硬くなり過ぎて加工性が低下する可能性があるので、０．５０〜３．００％含有させることが好ましい。
更に、Ｔｉ、Ｎｂ及びＡｌは、上述した作用効果を得るためには、それぞれ０．０３〜０．２０％、０．０３〜０．１５％、及び０．０１〜０．１０％含有させる必要がある。これらの範囲を超えると粗大析出物が生成し、素材の加工性が低下する可能性がある。
ここで、本発明の耐高面圧部品の鋼材において、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＡｌは、それぞれ単独に含有させる場合には上記範囲である必要があり、これらを組み合わせて含有させることも可能であり、その場合には、これら各種元素が上記範囲であることが必要である。
なお、Ｐは、上述した作用を示すので０．０１０％以下に制限する必要がある。
【００１７】
また、本発明の耐高面圧部品において、水素起因による脆化抑制効果を阻害することなくＷＥＣを抑制するためには、部品表面における転動部位の炭素濃度は０．８〜１．２％であることが必要である。
更に、（炭素＋窒素）濃度が０．８〜１．２％であることが好ましい。これにより、より水素起因による脆化抑制効果を阻害することなくＷＥＣを抑制することが可能となるからである。
【００１８】
本発明の耐高面圧部品においては、上記の通りＣｒの添加は必須であるが、浸炭又は浸炭窒化処理中にセメンタイトがオーステナイト粒界に析出することがあり、これはＣｒ添加量の増加とともに顕著になる。Ｓｉを添加して浸炭性又は浸炭窒化性を抑制することにより、セメンタイトの析出を回避することが可能であり、このような作用効果を得るためにはＣｒ／Ｓｉ濃度比を０．８〜２．０とすることが好ましい。
また、Ｍｏは、ＭｎとＮｉがミクロ偏析して、ＭｎがＮｉの希薄な領域で生じる旧オーステナイト粒界域の脆化を防止する効果があるが、Ｍｏに対して、過度のＭｎとＮｉが含まれるとその効果が発揮されない可能性があるため、（Ｍｎ＋Ｎｉ）／Ｍｎ濃度比が２０以下であることが好ましい。
更に、Ｖは、上述した作用効果を得るために、０．０５〜０．４０％含有させることが好ましい。この範囲を超えると粗大析出物が生成し、素材の加工性が低下する可能性がある。
【００１９】
本発明の耐高面圧部品においては、表面の転動部位における固溶炭素濃度が０．６０〜０．９５％であることが好ましい。部品表面における固溶炭素濃度は焼入れ組織、特にマルテンサイト組織の形態や粒度を左右する。特に、ＷＥＣの抑制にとっては固溶炭素濃度０．６０〜０．９５％で得られるラス状マルテンサイトとレンズ状マルテンサイトが混合した微細マルテンサイト組織とすることが有効であり、０．６０％未満では硬さの低いラス状マルテンサイト組織が主体となり、０．９５％を超えると、レンズ状マルテンサイト組織が主体となり粒度が粗くなるため、ＷＥＣによる転動疲労寿命が低下する。
ここで、「固溶炭素濃度（％）」とは、次式▲１▼
［電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）分析による炭素濃度（％）］−［炭化物面積率×６．６７（％）］／１００…▲１▼から算出されるものである。なお、更に詳細には後述する。
【００２０】
また、表面の炭化物平均粒径が１．２μｍ以下であることが好ましい。１．２μｍ以下であると炭化物又は炭窒化物は効果的に水素をトラップし、応力集中部への水素の拡散と集積を遅滞させ、水素起因による転動疲労を抑制することができる。ただし、発明者らの実験によれば１．２μｍを超えるとその抑制効果は殆ど消失する。
更に、表面の炭化物面積率が２〜８％であることが好ましい。発明者らの実験によれば部品表面の炭化物面積率が２〜８％の範囲でＷＥＣによる転動疲労寿命が向上する。またこの範囲外ではこの向上効果が発現しない。
【００２１】
一方、本発明の耐高面圧部品はその部品表面における転動部位の一部又は部品表面における転動部位の全部にＮｉめっきをすることもできる。Ｎｉをめっき等で被覆することにより、ミクロな金属触媒による新生面の生成が抑制されると共に、Ｎｉが水素の透過し難い保護被膜として作用し、転動中のトライボケミカル反応などにより生成された水素の基材への侵入が抑制され望ましい。
なお、これらの機能が作用するためには被膜厚さは０．１〜２０μｍが好適である。
このような本発明の耐高面圧部品は、その用途として上述したような性能を発揮できれば、特に限定されるものではないが、代表例として、自動車用転がり軸受けやトロイダル式無段変速機転動体などを挙げることができる。
【００２２】
次に、本発明の耐高面圧部品の製造方法について説明する。
上述の如く、本発明の耐高面圧部品の製造方法は、上記本発明の耐高面圧部品を製造する方法であって、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、又はＡｌ：０．０１〜０．１０％及びこれらの組合せに係る元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物から成る鋼材に、浸炭又は浸炭窒化処理をして、部品表面における転動部位の炭素濃度を０．８〜１．２％とし、次いで、焼入れ焼戻し処理をし、耐高面圧部品を得る方法である。
各種元素の作用については上述した通りであり、浸炭や浸炭窒化処理により部品表面の炭素濃度、固溶炭素濃度、炭化物の面積率及び炭化物の平均粒径等を所望の範囲に制御でき、浸炭窒化処理においては更に窒素濃度についても制御することが可能となる。
【００２３】
また、製造工程に関しては、上述したような本発明の耐高面圧部品を得ることができれば特に限定されるものではないが、浸炭処理や浸炭窒化処理後、一旦、部品表面がＡｃ１変態点以上Ａｃｍ変態点＋１５０℃未満の温度になるように部品表面、あるいは部品全体を保持し、次いで、５５０℃以上Ａｒ１変態点未満の温度に降温し、引き続き該温度範囲にて保持し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃｍ変態点未満の温度にて保持し、しかる後急冷する処理をすることが望ましい。これにより、炭化物の面積率や平均粒径などを所望の範囲に制御した耐高面圧部品を得ることができる。
なお、この得られた部品に上述したような効果を得るためにＮｉめっきをすることも望ましい。
【００２４】
【実施例】
以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
【００２５】
［各例の供試体の作製］
表１に示す組成の鋼素材（鋼種１〜１６）を用いて、φ６０×ｔ５円盤のスラスト転動試験片と、スラスト玉軸受け試験の内輪及び外輪を作製した。
【００２６】
【表１】
2005068453.tif 000002
【００２７】
得られたスラスト転動試験片と、スラスト玉軸受けの内輪及び外輪とを、詳しくは後述するが熱処理パターンＡ〜Ｄで浸炭又は浸炭窒化処理と焼入れ焼戻し処理を行った後、部品表面における転動部位を研削超仕上げして、表面粗さをＲａ０．０３μｍ程度にした。その後、必要に応じてＮｉめっきを施し、基材に対する被膜の密着性を上げるためにＮｉ系ストライクめっき浴中で電流密度２Ａ／ｄｍ２で１０分間Ｎｉストライクめっき皮膜を被覆し、引き続いてＮｉ系めっき浴中で電流密度２Ａ／ｄｍ２で１０分間Ｎｉめっき皮膜を被覆し、膜厚５μｍのＮｉめっきをして、各例のφ６０×ｔ５円盤のスラスト転動試験片と、スラスト玉軸受け試験の内輪及び外輪を得た。
【００２８】
ここで、図１に熱処理パターンＡ〜Ｄを示し、同図を用いて説明する。同図におけるＡパターンは、ガス浸炭炉にて９５０℃、ＣＰ値１．１〜１．３％で１０〜１７時間で浸炭後、８５０℃に降温してＣＰ値０．９％で３０分間保持後、８０℃油中へ一旦焼入れして１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
その後、真空炉を用いて真空雰囲気中９７０℃へ昇温して１時間保持後、２．０〜１５．０℃／ｍｉｎの速度で降温して６５０℃で６時間保持した。その後、８８０℃まで昇温して４５分間保持後、８３０℃まで降温して３０分間保持後、８０℃油中へ焼入れた。その後、１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
【００２９】
同図におけるＢパターンは、ガス浸炭炉にて９５０℃、ＣＰ値１．１〜１．３％、ＮＨ３＝３ｖｏｌ％で１０〜１７時間浸炭窒化後、８５０℃に降温してＣＰ値０．９％で３０分間保持後、８０℃油中へ一旦焼入れして１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
その後、真空炉を用いて真空雰囲気中９７０℃へ昇温して１時間保持後、２．０〜１５．０℃／ｍｉｎの速度で降温して６５０℃で６時間保持した。その後、８８０℃まで昇温して４５分間保持後、８３０℃まで降温して３０分間保持後、８０℃油中へ焼入れた。その後、１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
【００３０】
同図におけるＣパターンは、ガス浸炭炉にて９５０℃、ＣＰ値１．１〜１．３％で１０〜１７時間で浸炭後、８５０℃に降温してＣＰ値０．９％で３０分間保持後、８０℃油中へ一旦焼入れして１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。その後、真空炉を用いて真空雰囲気中５５０℃へ昇温して６時間保持した。その後８８０℃まで昇温して４５分間保持後８３０℃まで降温して３０分間保持後、８０℃油中へ焼入れた。その後、１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
【００３１】
同図におけるＤパターンは、ガス浸炭炉にて９５０℃、ＣＰ値１．１〜１．３％で１０〜１７時間で浸炭後、８５０℃に降温してＣＰ値０．９％で３０分間保持後、８０℃油中へ一旦焼入れして１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。その後、ガス浸炭炉を用いて８８０℃、ＣＰ値１．０％で１時間保持後、８０℃油中へ２次焼入れを実施し、その後、１７０℃で２時間の焼戻し処理を実施した。
このようにして得られた供試体の仕様（鋼種、熱処理及びＮｉめっき）を表２に示す。
【００３２】
【表２】
2005068453.tif 000003
【００３３】
［性能評価］
得られた供試体を、スラスト型転動疲労試験機並びにスラスト玉軸受け試験機にセットして下記条件にて単体試験を実施した。
なお、寿命の評価は、振動センサーによって転動時の振動を検出し、内外輪のうちいずれかに剥離が発生するまでの時間で評価した。また、試験中にパワーローラの玉に剥離が生じた場合には、新品のものと入れ替えて試験を継続した。
【００３４】
（ＷＥＣ試験）
・試験機              ：スラスト型転動疲労試験機
・面圧                ：５．２ＧＰａ
・最大せん断応力深さ  ：表面から０．１ｍｍ位置深さ
・潤滑油              ：トラクションオイル
・潤滑油温            ：１５０℃
・回転数              ：２０００ｒｐｍ
・相手鋼球            ：ＳＵＪ２浸炭窒化  ３／８インチ  ３球
【００３５】
（水素起因による脆化試験）
・試験機              ：スラスト玉軸受け試験機
・面圧                ：３．６ＧＰａ
・最大せん断応力深さ  ：表面から０．３ｍｍ位置深さ
・潤滑油              ：トラクションオイル
・潤滑油温            ：１５０℃
・回転数              ：６０００ｒｐｍ
・相手鋼球            ：ＳＵＪ２浸炭窒化  ３／８インチ  １２球
【００３６】
ここで、図２にスラスト転動疲労試験の概略図を示す。同図に示すように、供試体（φ６０×ｔ５円盤のスラスト転動試験片）１０はスラスト型転動疲労試験機１にセットにされて試験を実施した（図中の矢印Ａは圧縮荷重方向を示す。）。また、図３にスラスト玉軸受け試験の概略図を示す。同図に示すように、供試体（内輪２０、外輪３０）はスラスト玉軸受け試験機２にセットされて試験を実施した（図中の矢印Ｂは潤滑油供給方向を示す。）。
図２に示すスラスト転動疲労試験機１並びに図３に示すスラスト玉軸受け試験機２においては、転がり接触楕円の端部において、多少なりともすべりが発生し、すべり率の大小によって、ＷＥＣ型、水素脆性型剥離をかなりの確率で分離できることを見出した。即ち、図２に示すスラスト転動疲労試験機１においては、転がり接触楕円の端部のすべり率が小さいためにＷＥＣ型、図３に示すスラスト玉軸受け試験機２においては、転がり接触楕円の端部のすべり率がかなり大きいために水素脆性型剥離となることを見出した。そこで、図２に示すスラスト転動疲労試験を「ＷＥＣ型」の試験、図３に示すスラスト玉軸受け試験を「水素脆性型」の試験とした。
【００３７】
試験の終了した供試体は、炭素及び窒素濃度分析法、炭化物面積率と炭化物平均粒径の算出法、及び固溶炭素濃度の算出法より、表面炭素濃度（％）、表面窒素濃度（％）、炭化物平均粒径（μｍ）、炭化物面積率（％）及び固溶炭素濃度（％）をそれぞれ測定した。
【００３８】
上記炭素及び窒素濃度分析法、炭化物面積率と炭化物平均粒径の算出法をフローチャートを用いて説明する。図４に本発明における（ａ）炭素及び窒素濃度分析法、（ｂ）炭化物面積率と炭化物平均粒径の算出法を示す。同図（ａ）に示すように、浸炭部の炭素及び窒素濃度（％）の分析方法は、部品切断を行い、次いで、断面研磨を行い、しかる後、ＥＰＭＡ分析（表層から０．１ｍｍまで）を行うものである。また、同図（ｂ）に示すように、浸炭部の炭化物面積率（％）と炭化物平均粒径の算出方法は、部品切断、断面研磨、腐食（３％硝酸アルコール溶液）、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察（１００００倍、表層から０．０１ｍｍ間隔で０．１ｍｍまで）、写真撮影（１１視野）、画像処理解析、及び炭化物面積率と炭化物平均粒径の算出をこの順に行うものである。得られた結果を上記した式▲１▼に適用して、浸炭部の固溶炭素濃度（％）を算出する。得られた結果を表２に併記して示す。なお、表２中、ＷＥＣ寿命及び水素脆化寿命の項目の記載において、例えば、「７．００Ｅ＋０７」は「７．００×１０７」を表すものである。
【００３９】
表２に示すように、実施例１〜１２においては、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、又はＡｌ：０．０１〜０．１０％及びこれらの組合せに係る元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼を用いて、表面炭素濃度０．８〜１．２％となるように熱処理Ａ〜Ｃパターンで浸炭又は浸炭窒化処理と焼入れ焼戻し処理をすることで、平均粒径１．２μｍ以下の微細な炭化物が２〜８％の範囲で析出し、マトリクス固溶炭素濃度が０．６〜０．９５％になるために、最大せん断応力深さ位置を中心に生成するＷＥＣ型組織変化の生成が大幅に遅延されるため長寿命になる。
また、実施例４〜１２のように部品表面における転動部位にＮｉめっきを施すことにより、水素の基材への侵入を抑制するため水素脆性型の組織変化の生成が遅延され、転動疲労寿命が大幅に向上する。
更に、実施例４〜１２のように、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶ及びこれらを組み合わせて添加したり、増量添加することにより、微細炭化物や窒化物の析出量が増え熱処理中に結晶粒の粗大化を防止すると共に、転動疲労試験中には水素をトラップする作用を高め、ＷＥＣ型剥離寿命及び水素脆性型剥離寿命の双方とも長寿命化する。
【００４０】
更にまた、実施例１２においては、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼を用いて、Ｄパターンで熱処理すると、Ｃｒ、Ｍｏが少ないのでＭ２３Ｃ６は生成されない。
【００４１】
それに対し、比較例１〜９においては、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物が析出するＡｃ１変態点以上Ａｃｍ変態点＋１５０℃未満に保持した後、５５０℃以上Ａｒ１変態点未満の温度に降温し、引き続き当該温度範囲にて保持し、析出炭化物は結晶粒界に析出する粗大なＭ３Ｃ型であることから、ＷＥＣ型剥離寿命の大幅な向上が図れないうえに、Ｎｉめっきを施しても水素脆性型剥離寿命の大幅な向上も図れない。
【００４２】
また、比較例１及び２においては、Ｓｉ添加量が０．５％を下回っているために、焼戻し軟化抵抗性に劣ることから、準高温〜高温のＷＥＣ型剥離寿命の向上を図ることが難しい。
更に、比較例３においては、Ｃｒ添加量が少なく、Ｃｒ／Ｓｉ濃度比が０．８を下回り、炭化物析出量が少なく、固溶炭素濃度が０．９５％を超えるために、ＷＥＣ型剥離寿命は短くなる。
更にまた、比較例４においては、（Ｍｎ＋Ｎｉ）／Ｍｏ濃度比が２０を超えるため、ミクロ偏析が激しく、高面圧下においては偏析界面からクラックが発生し易くなるため、ＷＥＣ型剥離寿命及び水素脆化型剥離寿命の双方とも短くなる。
【００４３】
また、比較例５〜８においては、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌを本発明の範囲より多く添加した場合、結晶粒界に粗大な炭化物や窒化物が析出し易く、固溶炭素濃度が０．６％を下回るために、ＷＥＣ型剥離寿命及び水素脆性型剥離寿命の双方とも大幅な向上が図れない。
更に、比較例８においては、Ｐを本発明の範囲より多く添加した場合、結晶粒界へのＰの偏析が多くなるために、水素脆性型剥離寿命が短くなる。
【００４４】
また、比較例９においては、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、及びＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼を用いても、表面炭素濃度が１．２％を上回る場合、結晶粒界上に粗大炭化物が析出するうえ、固溶炭素濃度が低くなるために、ＷＥＣ型剥離寿命及び水素脆性型剥離寿命の双方とも寿命延長は難しい。
【００４５】
更にまた、比較例１０及び１１においては、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、及びＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、又はＡｌ：０．０１〜０．１０％及びこれらの組合せに係る元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼を用いず、表面炭素濃度０．８〜１．２％となるように熱処理Ｃパターンで浸炭焼入れ焼戻し処理をした場合、Ａパターンに比較して浸炭焼入れ焼戻し後の９７０℃での保持工程がないため、最初の浸炭焼入れ工程で結晶粒界に析出したＭ３Ｃ型の炭化物がマトリクス中に再固溶し難くなるために、結晶粒界付近の炭素濃度が結晶粒内に比較して高くなり、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物は結晶粒界付近に析出し易く、これが過度に侵入水素をトラップするため、水素脆性型剥離寿命は若干劣り、また、再結晶し難くなるために、結晶粒が粗大なままであり、ＷＥＣ型剥離寿命も若干劣る。
【００４６】
【発明の効果】
以上説明してきたように、本発明によれば、所定の元素を含有する鋼を用い、この鋼表面の転動部位における炭素濃度を特定の範囲にすることなどとしたため、歯車やベアリング等の転動部品及びＣＶＴ機構における動力伝達部品の小型・軽量化や伝達可能なトルク容量を向上を実現し得る、従来を上回る高面圧下で使用可能な面疲労強度を有する耐高面圧部品及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱処理パターンＡ〜Ｄを示す模式的説明図である。
【図２】スラスト型転動疲労試験の概略図である。
【図３】スラスト玉軸受け試験の概略図である。
【図４】炭素及び窒素濃度分析法並びに炭化物面積率及び炭化物平均粒径の算出法を示すフローチャートである。
【符号の説明】
１    スラスト型転動疲労試験機
２    スラスト玉軸受け試験機
１０    φ６０×ｔ５円盤のスラスト転動試験片
２０    内輪
３０    外輪
【図１】
2005068453.tif 000004
【図２】
2005068453.tif 000005
【図３】
2005068453.tif 000006
【図４】
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