(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非浸炭部の化学組成が、質量％として（以下、同じ）、
Ｃ：０．１〜０．４５％、
Ｓｉ：０．３５〜１．３％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００６〜０．０２％を含有し、
さらに、
Ｃｒ：０．４〜１．８％、
Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ：０．０３〜０．５％の内の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００２％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、浸炭層に直径が０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮとの複合析出物を合計で２８１個／１００μｍ2以上有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上であり、表面の炭素含有量が０．９〜１．５％であり、表面の残留オーステナイト量が２５〜４０％であることを特徴とする転動疲労特性に優れた浸炭材。
ここで、Ｎｂ（ＣＮ）とは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、または両者が複合化したＮｂ（ＣＮ）の３種類の析出物の総称である。
【請求項２】
さらに、表面の窒素含有量が０．１〜０．６％であることを特徴とする請求項１記載の転動疲労特性に優れた浸炭材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、転動疲労特性に優れた浸炭材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
軸受部品、転動部品のなかで特に高面圧が負荷される部品は、通常、例えばＪＩＳ  Ｇ  ４０５２、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０４、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０５、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０３などに規定されている機械構造用合金鋼を使用し、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。近年、自動車部品等として使用される軸受部品、転動部品は、一層面圧の増加が指向され、転動疲労寿命の向上が強く求められている。
【０００３】
これに対して、これまで、鋼の清浄度を向上させることにより、軸受部品の高寿命化が図られてきた。これは、軸受部品の転動疲労破壊は非金属介在物が起点となると考えられているためである。例えば、日本金属学会報第３２巻第６号４４１頁から４４３頁には偏心炉底出鋼、ＲＨ真空脱ガス等の組み合わせにより、酸化物介在物が低減し転動疲労寿命が向上することが示されている。しかしながら、特に高面圧が負荷される場合においては、上記の材料の高寿命化では、必ずしも十分ではないのが現実である。
【０００４】
なお、これらの高面圧が負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われる場合がある。高深度浸炭は、通常、十数時間から数十時間の長時間を要するために、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題である。浸炭時間短縮のためには、浸炭温度の高温化が有効である。通常の浸炭温度は９３０℃程度であるが、これに対して、９９０〜１０９０℃の温度域でいわゆる高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、転動疲労特性等の必要な材質特性が得られないという問題が発生している。そのため、上記の転動疲労寿命の向上と同時に、高温浸炭でも粗大粒が発生しない、つまり高温浸炭に適した材料が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された方法では、高面圧が負荷される浸炭材において十分な転動疲労特性を得ることができない。さらに、高面圧が負荷される浸炭材について、高温浸炭により高深度浸炭を行って、十分な転動疲労特性を実現した先例はない。本発明はこのような問題を解決して、高面圧が負荷される場合においても、優れた転動疲労特性を得ることができる浸炭材を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高面圧が負荷される場合においても優れた転動疲労特性を得ることができる浸炭材を実現するために、鋭意検討を行い、次の点を明らかにした。
【０００７】
（１）  高面圧が負荷される条件では、転動疲労過程において、転動部の下部で組織変化が起きる。組織変化の種類は、白色組織と炭化物組織の２種類である。白色組織の実態は、フェライトである。これらの組織が生成すると硬さが低下する。
【０００８】
（２）  転動疲労過程で、これらの白色組織、炭化物組織の生成を抑制し、硬さの低下を防止するためには、Ｓｉの増加が特に有効である。その他、Ｃｒ、Ｍｏの添加、増量も有効である。
【０００９】
（３）  Ｓｉを高めた材料で、さらに、浸炭後の組織中の残留オーステナイト量を２５〜４０％の範囲に制御すると、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。これは、転動疲労過程で残留オーステナイトがマルテンサイト化することによる。
【００１０】
（４）  特定量のＮｂを必須元素として添加し、特定の条件で浸炭すると、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。通常の浸炭における炭素ポテンシャルは０．８％であるが、上記のようにＮｂ（ＣＮ）を多量析出させるためには、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．５％の範囲で高めに設定する。これにより、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｎｂが反応して、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）が多量に析出する。これらのＮｂ（ＣＮ）が転動疲労過程での硬さの低下を抑制し、これにより転動疲労寿命は向上する。
【００１１】
（５）  さらにまた、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、表面の窒素濃度が０．１〜０．６％の範囲になるようにすると、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）が多量析出し、転動寿命は一層向上する。
【００１２】
（６）  オーステナイト結晶粒度は転動疲労特性に影響し、転動疲労寿命を向上させるためには、組織を微細する必要がある。
【００１３】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
非浸炭部の化学組成が、質量％として（以下、同じ）、Ｃ：０．１〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００６〜０．０２％、を含有し、さらに、Ｃｒ：０．４〜１．８％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％の内の１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｏ：０．００２％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、浸炭層に直径が０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮとの複合析出物を合計で２８１個／１００μｍ2以上有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上であり、表面の炭素含有量が０．９〜１．５％であり、表面の残留オーステナイト量が２５〜４０％であり、またはさらに、表面の窒素含有量が０．１〜０．６％であることを特徴とする転動疲労特性に優れた浸炭材である。
ここで、Ｎｂ（ＣＮ）とは、ＮｂＣ、ＮｂＮ、または両者が複合化したＮｂ（ＣＮ）の３種類の析出物の総称である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
まず、非浸炭部の化学組成の限定理由について説明する。
【００１７】
Ｃは浸炭材の芯部、つまり非浸炭部の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．１％未満では強度が不足し、また、０．４５％を越えると硬くなって加工性が劣化するとともに、浸炭材の芯部靭性が劣化し、また浸炭材の転動疲労強度に有用な圧縮残留応力が生じにくくなるため、含有量を０．１〜０．４５％の範囲内にする必要がある。加工性、および芯部靭性を重視する場合は、０．１〜０．３５％の範囲が好適である。また、短時間浸炭または高深度浸炭を指向する場合は、０．２〜０．４５％の範囲が好適である。
【００１８】
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、転動疲労過程での組織変化を抑制し、硬さの低下を抑制して、高寿命化に有効な元素である。０．３５％未満ではその効果は不十分である。一方、１．３％を越えると、硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．３５〜１．３％の範囲内にする必要がある。加工性を重視する場合には０．３５〜０．７％の範囲が好適である。
【００１９】
Ｍｎは、焼入れ性の向上、および浸炭後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素であるが、０．３％未満ではその効果は不十分であり、１．８％を越えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、０．３％〜１．８％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．３〜１．０％である。
【００２０】
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上および組織の微細化を目的として添加するが、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、ＭｎＳの量が増大すると転動疲労寿命が劣化する。ＭｎＳによる悪影響は、Ｓ量が０．０２％を超えると特に顕著になる。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．０２％の範囲内にする必要がある。転動疲労特性に対するＭｎＳの悪影響を極力低減する必要がある場合には、０．００１〜０．０１％の範囲にするのが望ましい。
【００２１】
Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する。特に、鋼中のＮと結び付いてＡｌＮを形成し、浸炭加熱の際に、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。０．０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０４％を越えると、ＡｌＮの析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．０１５〜０．０４％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．０４％である。
【００２２】
Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成し、浸炭加熱の際に、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。また、炭素ポテンシャルを適正に制御すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｎｂが反応して、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）が多量に析出し、これらのＮｂ（ＣＮ）が転動疲労過程での硬さの低下を抑制し、転動疲労寿命の向上に寄与する。これらの効果は、０．００５％未満では不十分である。一方、０．０４％を越えると、素材の硬さが硬くなって加工性が劣化するとともに、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の析出物が粗大になり、その個数が減少し、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を０．００５〜０．０４％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０１〜０．０３％である。なお、より高いレベルの転動疲労特性を得るためには、浸炭硬化層に、直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）またはＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの複合析出物をその合計で２８１個／１００μｍ2以上を有することが必要である。ここで、本発明で言うＮｂ（ＣＮ）はＮｂＣ、ＮｂＮまたは両者が複合化したＮｂ（ＣＮ）の３種類の析出物の総称として用いている。Ｎｂ（ＣＮ）の分散状態は、鋼材のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電子顕微鏡で、３００００倍で２０視野程度観察し、直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）の数を数え、１００μｍ2あたりの数に換算することにより求めることができる。また、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）を析出させるためには、浸炭の前に行われる熱間圧延あるいは熱間鍛造の工程において、熱間圧延加熱時あるいは熱間鍛造加熱時に、一旦Ｎｂ（ＣＮ）を完全に溶体化させることが有効である。
【００２３】
ＮはＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の析出による浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加するが、０．００６％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０２％を超えると、その効果は飽和する。過剰なＮの添加は、素材の段階でＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を粗大化させるため、素材の硬さを増大させ、素材の加工性および浸炭材の転動疲労特性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を０．００６〜０．０２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００９〜０．０２％である。
【００２４】
次に、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖの内の１種又は２種以上を含有する。
【００２５】
Ｃｒは焼入れ性の向上、および浸炭処理後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素である。さらに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。また、Ｎｂと同様に浸炭層にＣｒの炭窒化物を生成することによっても、転動疲労特性の向上に寄与する。これらの効果は、０．４％未満では不十分であり、１．８％を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．４〜１．８％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．７〜１．６％である。
【００２６】
Ｍｏも焼入れ性の向上、および浸炭処理後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素である。また、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。また、Ｎｂと同様に浸炭層にＭｏの炭窒化物を生成することによっても、転動疲労特性の向上に寄与する。０．０２％未満ではその効果は不十分であり、１．０％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２〜０．５％である。
【００２７】
Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．１％未満ではその効果は不十分であり、３．５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．１〜３．５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．４〜２．０％である。
【００２８】
Ｖも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．０３％未満ではその効果は不十分であり、０．５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０３〜０．５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０７〜０．２％である。
【００２９】
Ｐは加工性を劣化させる元素である。また、浸炭材の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度および転動疲労特性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましい。Ｐの悪影響はＰ量が０．０２５％を超えると特に顕著になるため、その含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００３０】
Ｔｉは硬質析出物ＴｉＮを生成し、これが転動疲労過程での組織変化の原因となる。あるいは、ＴｉＮが、直接転動疲労破壊の起点となる場合もある。さらに、ＴｉＮが存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）が粗大に析出する。そのため、浸炭時に結晶粒が粗大化を起こし、また、Ｎｂ（ＣＮ）の微細分散による転動寿命の向上が期待できなくなる。特にＴｉが０．００５％を超えるとその悪影響が顕著となるため、０．００５％を上限とした。ＴｉＮによる悪影響を極力低減する必要がある場合には、Ｔｉの含有量を０．００２５％以下に制限するのが望ましい。
【００３１】
Ｏは鋼中でＡｌ2Ｏ3のような酸化物系介在物を形成する。浸炭材においては、このような酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏ含有量が高いほど転動寿命は劣化する。その悪影響は０．００２％超で顕著になる。そのため、Ｏ含有量を０．００２％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．００１５％以下である。
【００３２】
次に、本発明では、浸炭層のオーステナイト結晶粒度を７番以上とするが、このように限定した理由を以下に述べる。オーステナイト結晶粒度が粗大になると浸炭層の靭性が劣化し、転動疲労過程でき裂の発生と伝播が容易になる。特にこの傾向は、オーステナイト結晶粒度が７番未満で顕著になるので、７番以上に限定した。
【００３３】
次に、本発明では、表面の炭素含有量を０．９〜１．５％とするが、このように限定した理由を以下に述べる。本発明の範囲でＮｂを含有している材料を特定の条件で浸炭すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｎｂが反応して、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）が多量に析出し、これらのＮｂ（ＣＮ）が転動疲労過程での硬さの低下を抑制する。これにより、転動疲労寿命は向上する。浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）を多量に析出させるためには、表面の炭素量が０．９％未満では不十分であるとともに、逆に、マトリックスのＣ量が低下し、硬化層の硬さがかえって低下するという現象を招く。一方、表面の炭素量が１．５％を超えると、オーステナイト粒界に沿って生成するネットワーク状のセメンタイトが顕著になる。以上の理由から、表面の炭素量を０．９〜１．５％とした。好適範囲は０．９〜１．３％である。なお、表面の炭素量を０．９〜１．５％とするには、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．５％の範囲で制御することにより可能である。なお、表面の炭素量の測定は、表面の部分から分析用試料を採取し、化学分析による方法か、またはＥＰＭＡを用いることにより可能である。
【００３４】
次に、本発明では、表面の残留オーステナイト量を２５〜４０％とするが、このように限定した理由を以下に述べる。浸炭材では、転動疲労過程で組織変化を起こし、硬さが低下する。これに対して、転動疲労試験前の状態で残留オーステナイトを含有すると、転動疲労過程で残留オーステナイトがマルテンサイト化し、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。この傾向は本発明の高Ｓｉ鋼、Ｎｂ（ＣＮ）微細分散鋼において特に顕著である。以上の効果は表面の残留オーステナイト量が２５％未満では小さい。一方表面の残留オーステナイト量が４０％を超えると、その効果は飽和し、転動疲労試験前の状態での硬さが小さくなりすぎて、耐磨耗性の劣化が懸念される。以上の理由から、表面の残留オーステナイト量を２５〜４０％とした。表面の残留オーステナイト量を本発明の範囲に制御するには、Ｃｒ、Ｍｏ等の鋼材組成、および浸炭条件を制御することにより可能である。
【００３５】
次に、本発明の請求項２では、表面の窒素含有量を０．１〜０．６％とするが、このように限定した理由を以下に述べる。上記の通り、本発明の範囲でＮｂを含有している材料を特定の条件で浸炭すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｎｂが反応して、浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）が多量に析出し、これらのＮｂ（ＣＮ）が転動疲労過程での硬さの低下を抑制する。これにより、転動疲労寿命は向上する。浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）を多量に析出させるためには、上記の通り、表面の炭素量を特定の範囲内に制御することが有効であるが、これに加えて、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）を多量に析出させるためには、表面の窒素濃度が０．１未満では、効果が小さい。一方、表面の窒素濃度が０．６％を超えると、オーステナイト粒界に沿って生成するネットワーク状のＣｒ系の窒化物が顕著になる。以上の理由から、表面の窒素量を０．１〜０．６％とした。好適範囲は０．２〜０．５％である。なお、表面の窒素量の測定は、表面の部分から分析用試料を採取し、化学分析による方法か、またはＥＰＭＡを用いることにより可能である。
【００３６】
本発明の特徴のひとつである浸炭層に微細なＮｂ（ＣＮ）を多量に析出させて転動疲労特性を向上させる方法として、浸炭焼入れ後、再加熱焼入れを行う方法が有効である。
【００３７】
また、本発明の浸炭材は、高温浸炭による浸炭処理が適している。つまり、本発明の浸炭材は、９９０℃〜１０９０℃の温度域での高温浸炭のような厳しい条件での浸炭焼入れ熱処理においても、粗大粒の発生の抑制が可能となり、優れた転動疲労特性が得られる。但し、本発明では、本発明の要件以外の浸炭条件を特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
【００３８】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００３９】
（実施例−１）
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径７５ｍｍの棒鋼を製造した。この棒鋼を素材として、熱間鍛造を行い直径６４ｍｍの鍛造丸棒に仕上げた。熱間鍛造の加熱温度は１１５０℃〜１３００℃である。
【００４０】
【表１】
0004050829.tif 000002
上記の工程で製造した鍛造丸棒について、９００℃×１時間加熱空冷の条件で焼準処理を行った。その後、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を作成し、浸炭焼入れを行った。浸炭焼入れの条件を制御することにより、表面の炭素量、表面の残留オーステナイト量を制御した。浸炭処理は次の４条件のいずれかである。
【００４１】
Ｉ．    １０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．０％
ＩＩ．  １０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．２５％
ＩＩＩ．１０００℃×８時間、炭素ポテンシャル０．８％
ＩＶ．  １０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．７％。
【００４２】
焼入れ油の温度は、１００℃〜１８０℃である。焼戻しは１８０℃×２時間の条件である。
【００４３】
また、一部の熱間鍛造丸棒から採取した試験片については、上記の条件で浸炭焼入れ後、９００℃×１時間加熱焼入れの条件で再加熱焼入れを実施した。
【００４４】
これらの浸炭焼入れ材について、オーステナイト結晶粒度（γ粒度）、残留オーステナイト量（残留γ量）等を調査した。表面の炭素量は、表面と表面から深さ０．１ｍｍまで間の部分から分析用試料を採取し、化学分析により求めた。さらに、点接触型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力５８８４ＭＰａ）を用いて転動疲労特性を評価した。疲労寿命の尺度として、「試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」として定義されるＬ10寿命を用いた。
【００４５】
これらの調査結果をまとめて、表２に示す。転動疲労寿命は比較例２６（鋼水準Ｔ；ＪＩＳ  ＳＣＭ４２０相当鋼）のＬ10寿命を１とした時の各材料のＬ10寿命の相対値を示した。
【００４６】
【表２】
0004050829.tif 000003
【００４７】
特に再加熱焼入れを行った材料は、γ粒はさらに細粒になり、転動疲労寿命が顕著に向上している。これは、本発明例では、再加熱焼入れにより、Ｎｂ（ＣＮ）が一層多量微細分散するためである。
【００４８】
一方、比較例２５はＣの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、比較例２６はＳｉの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例２７はＳの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも、本発明例に比較して転動疲労特性は劣る。比較例２８はＡｌの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例２９はＡｌの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、また、比較例３０はＮｂの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例３１はＮｂの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、さらに、比較例３２はＮの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例３３はＮの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれもオーステナイト結晶粒が粗大であり、本発明例に比較して転動疲労特性は劣る。
【００４９】
比較例３４、３５は、Ｔｉの含有量、Ｏの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【００５０】
比較例３６、３８は、表面の炭素量、最表層の残留オーステナイト量の一方又は両者が本発明規定の範囲を下回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【００５１】
比較例３７、３９は、表面の炭素量、最表層の残留オーステナイト量の一方又は両者が本発明規定の範囲を上回った場合であり、やはり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【００５２】
（実施例−２）
実施例−１でと同じ手順で、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を作成し、浸炭焼入れを行った。浸炭焼入れの条件を制御することにより、表面の炭素量、表面の窒素量、表面の残留オーステナイト量を制御した。浸炭処理はいずれもいわゆる浸炭浸窒処理であり、次の４条件のいずれかである。
【００５３】
Ｖ．    １０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．０％、
引き続いて８７０℃で浸窒処理。窒素濃度約０．２５％狙い
ＶＩ．  １０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．１５％、
引き続いて８７０℃で浸窒処理。窒素濃度約０．４５％狙い
ＶＩＩ．１０００℃×８時間、炭素ポテンシャル１．１５％、
引き続いて８７０℃で浸窒処理。窒素濃度約０．７０％狙い。
【００５４】
焼入れ油の温度は、１００℃〜１８０℃である。焼戻しは１８０℃×２時間の条件である。
【００５５】
また、一部の熱間鍛造丸棒から採取した試験片については、上記の条件で浸炭焼入れ後、９００℃×１時間加熱焼入れの条件で再加熱焼入れを実施した。
【００５６】
これらの浸炭焼入れ材について、実施例−１と同様の調査を行った。表面の窒素量は、表面と表面から深さ０．１ｍｍまで間の部分から分析用試料を採取し、化学分析により求めた。
【００５７】
これらの調査結果をまとめて、表３に示す。転動疲労寿命は、実施例−１と同様に、表２の比較例２６（鋼水準Ｔ；ＪＩＳ  ＳＣＭ４２０相当鋼）のＬ10寿命を１とした時の各材料のＬ10寿命の相対値を示した。
【００５８】
【表３】
0004050829.tif 000004
表３に示した通り、本発明例では、γ粒は８番以上の細粒であり、転動疲労寿命も比較例に比べて５倍以上と極めて良好である。
【００５９】
一方、比較例６１、６２は、表面の窒素量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。これは、表面の粒界に沿ってネットワーク状の窒化物が生成したことが主原因である。
【００６０】
【発明の効果】
本発明の転動疲労特性に優れた浸炭材を用いれば、高面圧が負荷される場合においても、優れた転動疲労特性を得ることができる。さらに、高面圧が負荷される浸炭材について、高温浸炭を行っても、十分な転動疲労特性を実現することができる。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。