JP2017150066A - 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品、並びにそれらの製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の鋼材は、所定の鋼中成分を含有し、下記条件で測定して求められるＣｒ偏析率が２．０以下を満足する。
（ｉ）測定位置
・前記鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面において前記鋼材の外周部から中心までの線上で、９０°ごとに合計４箇所
・前記鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面において前記鋼材の直径の１／４位置の線上で、前記鋼材の中心を起点として９０°ごとに長さ５ｍｍに渡って合計４箇所
（ｉｉ）測定方法
上記の各測定位置において、ＥＰＭＡを用いてＣｒ濃度の線分析を行なってＣｒ濃度の最低値［Ｃｒ］_ｍｉｎ、最大値［Ｃｒ］_ｍａｘを求めて［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎを算出し、合計８箇所の平均をＣｒ偏析率とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品、ならびにそれらの製造方法に関する。

自動車および各種産業機械などに使用される軸受、シャフト、ギヤ等の軸受部品または機械構造用部品は、高炭素鋼材に焼入れ処理を施して十分な強度を得る方法、低炭素鋼の肌焼鋼材に浸炭処理や浸炭窒化処理などの表面硬化処理を施して表面を硬化する方法などによって製造される。上記肌焼鋼材としては、例えばクロム鋼（ＪＩＳ Ｇ４０５３規格のＳＣｒ鋼）、クロムモリブデン鋼（ＪＩＳ Ｇ４０５３規格のＳＣＭ鋼）、ニッケルクロムモリブデン鋼（ＪＩＳ Ｇ４０５３規格のＳＮＣＭ鋼）などが、その後に浸炭処理または浸炭窒化処理を行なうことを前提として使用されている。

しかしながら、近年、機械類の高性能化や軽量化に伴い、上記部品は、接触面圧が高く、外力が変動するなどの過酷な環境で使用されている。そのため、非常に微細な欠陥（介在物や不完全焼入れ組織など）から疲労き裂が生じ易いという問題がある。しかも、上記欠陥の分布に偏りがあるため、転動疲労寿命が安定しないという問題がある。特に肌焼鋼材に表面硬化処理を施して製造された部品では、表面硬化層の組織のバラツキもあるため、転動疲労寿命が一層不安定になって部品間のバラツキが大きい。そのため、このような部品を用いる場合、安全性を重視して、バラツキが大きい寿命の平均値でなく下限値を採用して部品の交換や点検などを行なっており、無駄が大きい。

転動疲労寿命の向上を解決課題として掲げたものではないが、例えば特許文献１には、歯車成形体を浸炭処理や浸炭窒化処理後に焼入れした際に発生する歪を低減し、高精度な歯車の製造を可能とする肌焼鋼が開示されている。特許文献１では、最近の歯車に要求される寸法精度を得るためには鋳片におけるＣの中心偏析度の測定では不十分で、鋳片の径方向断面内においてＣ、Ｍｎのミクロ的な偏析状態を解消することが重要であるとの観点に立ち、ＣとＭｎのミクロ偏析度を所定範囲に制御している。

また、特許文献２には、表面から２０μｍ深さにおける窒素濃度を所定範囲内に制御することにより歯車の耐焼付き性を向上させる技術が開示されている。

特開２００６−０９７０６６号公報 特開２０１３−２２７６７４号公報

本発明の目的は、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品、並びにそれらの製造方法を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．７５％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｃｒ：１．２〜１．７％、Ｍｏ：０．３〜０．６％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０％超０．０５％以下、Ｏ：０％超０．００５％以下、およびＴｉ：０％超０．０１４％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、下記条件で測定して求められるＣｒ偏析率が２．０以下であるところに要旨を有する。
（ｉ）測定位置
・前記鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面において前記鋼材の外周部から中心までの線上で、９０°ごとに合計４箇所
・前記鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面において前記鋼材の直径の１／４位置の線上で、前記鋼材の中心を起点として９０°ごとに長さ５ｍｍに渡って合計４箇所
（ｉｉ）測定方法
上記の各測定位置において、ＥＰＭＡを用いてＣｒ濃度の線分析を行なってＣｒ濃度の最低値［Ｃｒ］_ｍｉｎ、最大値［Ｃｒ］_ｍａｘを求めて［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎを算出し、合計８箇所の平均をＣｒ偏析率とする。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼材は、更に、質量％で、Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼材は、更に、質量％で、Ｖ：０％超１％以下、Ｗ：０％超０．５％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。

上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労寿命およびその安定性に優れた浸炭鋼部品は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．７５％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｃｒ：１．２〜１．７％、Ｍｏ：０．３〜０．６％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０％超０．０５％以下、Ｏ：０％超０．００５％以下、およびＴｉ：０％超０．０１４％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、表面から５０μｍ深さまでの表層に存在する円相当直径０．１〜１．０μｍの炭化物、窒化物、および炭窒化物の個数密度の最小値に対する最大値の比が２．０以下であるところに要旨を有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記部品は、前記個数密度の平均が０．５〜３．０個／μｍ^２である。

本発明の好ましい実施形態において、上記部品は、更に、質量％で、Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記部品は、更に、質量％で、Ｖ：０％超１％以下、Ｗ：０％超０．５％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する。

上記課題を解決し得た本発明に係る上記鋼材の製造方法は、溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域を１５０℃／時間以上の平均冷却速度で冷却した後、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間均熱処理を行うところに要旨を有する。

上記課題を解決し得た本発明に係る上記部品の製造方法は、溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域を１５０℃／時間以上の平均冷却速度で冷却し、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間均熱処理を行って鋼材を製造した後、浸炭処理または浸炭窒化処理するところに要旨を有する。

本発明によれば、上記構成を採用することにより、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品が得られる。

図１は、鋼材の圧延方向に垂直な切断面におけるＣｒ濃度の測定箇所を説明する図である。 図２は、鋼材の圧延方向に平行な切断面におけるＣｒ濃度の測定箇所を説明する図である。

本発明者らは、優れた転動疲労寿命を安定して確保できる鋼材および浸炭鋼部品（鋼材を浸炭処理、または浸炭窒化処理したもの）提供するため、検討を行なった。特に上記課題を解決するためには、鋼材を表面硬化処理したときに生成する析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）のバラツキを抑制する必要があり、当該析出物の分布（偏析）が転動疲労寿命の不安定さを招く原因になっているとの観点に立ち、鋭意検討を行なった。

その結果、転動疲労寿命を安定して確保できる鋼材を得るためには、上記析出物の形成元素であって、鋼材中に最も多く含まれるＣｒの分布状態（偏析）を改善する必要が有効であることが判明した。また、このような鋼材を得るためには、Ｃｒの含有量を適切に制御すると共に、鋳造時の冷却条件およびその後の均熱条件を適切に制御すれば良いことを見出した。
また、転動疲労寿命を安定して確保できる浸炭鋼部品を得るためには、鋼材レベルにおいて、上記析出物の形成元素であって鋼材中に最も多く含まれるＣｒの分布状態（偏析）を改善する必要があることが判明した。そして、Ｃｒ偏析率が適切に制御された鋼材を用いて、浸炭処理や浸炭窒化処理を行えば、表層の微細な析出物の個数密度の最大値と最小値の比を適切な範囲に制御でき、転動疲労寿命の安定性に優れた浸炭鋼部品が得られることを見出した。また、このような浸炭鋼部品を得るためには、Ｃｒの含有量を適切に制御すると共に、鋳造時の冷却条件およびその後の均熱条件を適切に制御して得られた鋼材を、浸炭または浸炭窒化処理すれば良いことを見出し、本発明を完成した。

なお、前述した特許文献１にも、鋼材中のＣとＭｎの偏析度を制御する技術が開示されているが、本発明のようにＣｒの偏析状態を何ら考慮していないため、優れた転動疲労寿命を安定して得ることはできないと考えられる。また、上記特許文献１では、ＣとＭｎの偏析度を測定するに当たり、特許文献１の図１に示すように鋳片の径方向断面を９０°間隔で４等分する夫々の等分線上で、径方向に等間隔となる複数箇所についてＣ、Ｍｎの含有量を測定しているが、この測定箇所は、本発明における、鋼材の圧延方向に垂直な切断面における測定箇所に相当する。これに対し、本発明では、鋼材の圧延方向に垂直な切断面のみならず、鋼材の圧延方向に平行な切断面におけるＣｒ濃度も測定してＣｒ偏析率を算出しており、鋼材中のＣｒ分布状態をより厳密に制御しているため、転動疲労寿命特性のバラツキを顕著に抑制することができる。実際のところ、後記する実施例の表２のＮｏ．４、および表３のＮｏ．１８に示すように鋼材の圧延方向に垂直な切断面のＣｒ偏析率が制御されていても、鋼材の圧延方向に平行な切断面のＣｒ偏析率が制御されていないと、転動疲労寿命特性のバラツキを抑制することはできない。

本明細書において浸炭部品とは、鋼材を浸炭処理、または浸炭窒化処理したものであり、例えば、軸受部品、摺動部品、機械構造用部品等が挙げられる。

以下、本発明に係る浸炭鋼部品の素材として用いることができる、本発明の鋼材について詳述する。

まず、本発明を最も特徴付けるＣｒ偏析率について説明する。本発明では、下記条件で測定して算出されるＣｒ偏析率が２．０以下である点に特徴がある。
（ｉ）測定位置
・前記鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面において前記鋼材の外周部から中心までの線上で、９０°ごとに合計４箇所
・前記鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面において前記鋼材の直径の１／４位置の線上で、前記鋼材の中心を起点として９０°ごとに長さ５ｍｍに渡って合計４箇所
（ｉｉ）測定方法
上記の各測定位置において、ＥＰＭＡを用いてＣｒ濃度の線分析を行なってＣｒ濃度の最低値［Ｃｒ］_ｍｉｎ、最大値［Ｃｒ］_ｍａｘを求めて［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎを算出し、合計８箇所の平均をＣｒ偏析率とする。

以下、図１および図２を参照しながら、Ｃｒ偏析率の測定方法を詳述する。鋼材を切断して、Ｃｒ濃度測定用試験片を用意し、以下の手順に従ってＣｒ偏析率を測定する。

まず鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面におけるＣｒ濃度は、図１に示すように上記試験片の外周部から中心部までの線上で、９０°ごとに合計４箇所（図１中、１〜４）を測定する。図１の１〜４は、Ｃｒ濃度測定用試験片の半径に相当する。すなわち、鋼材の圧延方向垂直断面では試験片の半径にわたってＣｒ濃度を測定する。

一方、鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面におけるＣｒ濃度は、図２に示すように鋼材の直径の１／４位置の線上で、鋼材の中心を起点として９０°ごとに長さ５ｍｍに渡って合計４箇所（図２中、５〜８）を測定する。

上記の各測定箇所（図１の１〜４、図２の５〜８）について、ＥＰＭＡを用いてＣｒ濃
度の線分析を行なう。ＥＰＭＡの測定条件は以下のとおりである。
・日本電子データム製のＪＸＡ−８５００Ｆ
・加速電圧：１５ｋＶ
・測定ピッチ：１０μｍ

それぞれの測定箇所１〜８におけるＣｒ濃度を測定し、Ｃｒ濃度の最低値［Ｃｒ］_ｍｉｎ、最大値［Ｃｒ］_ｍａｘを求めて［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎを算出する。本発明では、合計８箇所の［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎの平均相対濃度をＣｒ偏析率とする。

上記のように算出される鋼材のＣｒ偏析率は２．０以下である。Ｃｒ偏析率が上記範囲
に制御された鋼材に表面硬化処理を行なうと、浸炭鋼部品表層に生成する析出物の分布が
抑制されて、転動疲労寿命が高く、且つバラツキのない浸炭鋼部品を得ることができる。このような効果を有効に発揮させるためにはＣｒ偏析率は小さい程よく、Ｃｒ偏析率の上限は、好ましくは１．９以下、より好ましくは１．８以下、更に好ましくは１．７以下である。一方、Ｃｒ偏析率の下限は、特に限定されないが製造性などを考慮すると、好ましくは１．２以上、より好ましくは１．３以上である。

次に、鋼材の鋼中成分について説明する。なお、浸炭鋼部品の鋼中成分は鋼材と同じである。
以下の成分の説明で示す「％」は特に断りのない限り「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは、軸受部品などの芯部硬さを確保するために有効な元素である。そのためにＣ量の下限を０．１５％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１６％以上、より好ましくは０．１７％以上である。しかしながら、Ｃ量が０．２５％を超えると鋼材の被削性や冷間鍛造性が悪化し、更に軸受部品などの靱性が劣化する。そのためにＣ量の上限を０．２５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．２４％以下、より好ましくは０．２３％以下である。

Ｓｉ：０．３５〜０．７５％
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗性の向上に有効な元素である。そのためにＳｉ量の下限を０．３５％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．３８％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が多くなり過ぎると鋼材の被削性や冷間鍛造性が著しく低下する。そのためにＳｉ量の上限を０．７５％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。

Ｍｎ：０．２〜１％
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有効な元素である。そのためにＭｎ量の下限を０．２％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．３０％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が多くなり過ぎると鋼材の被削性や冷間鍛造性が低下し、浸炭後に残留オーステナイトが多量に発生することで、部品の強度を低下させる。そのためにＭｎ量の上限を１％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。

Ｃｒ：１．２〜１．７％
Ｃｒは、本発明における重要な元素であり、焼入れ性を向上させ、表面硬化処理により表面硬化層内に炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成し、転動疲労寿命の向上に寄与する元素である。更にＣｒは、転動疲労寿命の安定性に大きく寄与する元素でもある。そのためにＣｒ量の下限を１．２％以上とする。Ｃｒ量の下限は、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．３５％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が多くなり過ぎると、鋼材の被削性や冷間鍛造性が低下し、更に粗大な析出物が析出して転動疲労寿命、および転動疲労寿命の安定性を低下させる。そのためにＣｒ量の上限を１．７％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．５％以下である。

Ｍｏ：０．３〜０．６％
Ｍｏは、焼入れ性を著しく向上し、衝撃強度の向上に有効な元素である。そのためにＭｏ量の下限を０．３％以上とする。Ｍｏ量の下限は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしながら、Ｍｏ量が多くなり過ぎると被削性が低下し、コストが増加する。そのためにＭｏ量の上限を０．６％以下とする。Ｍｏ量の上限は、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

Ｐ：０％超０．０５％以下
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であり、粒界に偏析し、加工性を低下させる。そのためにＰ量の上限を０．０５％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。しかしながら、Ｐ量を０％にすることは実質的に困難であり、過度に低減すると製鋼コストの増大を招く。そのためにＰ量の下限は、好ましくは０．００１％以上である。

Ｓ：０％超０．０５％以下
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であり、Ｓ量が多くなり過ぎるとＭｎＳとして析出し、微細なクラックの起点となり耐磨耗性を低下させる。そのためにＳ量の上限を０．０５％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。しかしながら、Ｓ量を０％にすることは実質的に困難であり、過度に低減すると製鋼コストの増大を招く。そのためにＳ量の下限は、好ましくは０．００１％以上である。

Ａｌ：０．００５〜０．２％
Ａｌは、強度の脱酸作用を有すると共に、Ｎと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化して転動疲労寿命の向上に寄与する元素である。そのためにＡｌ量の下限を０．００５％以上とする。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、０．２％を超えてＡｌを添加してもこの効果は飽和するため、Ａｌ量の上限を０．２％以下とした。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下である。

Ｎ：０％超０．０５％以下
Ｎは、Ａｌと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を抑制して結晶粒を微細化し、転動疲労寿命の向上に寄与する元素である。そのためにＮ量の下限を好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２０％以上とする。しかしながら、Ｎ量が多くなり過ぎると粗大なＡｌやＴｉの窒化物が生成し、微細なクラックの起点となる。そのためにＮ量の上限を０．０５％以下とする。Ｎ量の上限は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。

Ｏ：０％超０．００５％以下
Ｏは、Ａｌ、Ｓｉと結合して酸化物系介在物を生成して、転動疲労寿命に悪影響を及ぼし、更に冷間加工性にも悪影響を及ぼす元素である。そのためにＯ量の上限を０．００５％以下とする。Ｏ量の上限は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。しかしながら、Ｏ量を０％にすることは実質的に困難であり、過度に低減すると製鋼コストの増大を招く。そのためにＯ量の下限は、好ましくは０．０００１％以上である。

Ｔｉ：０％超０．０１４％以下
Ｔｉは、不可避的に不純物として含有する元素であり、鋼中のＮと結合して粗大なＴｉＮを生成し易やすく、研磨時の表面性状への悪影響が大きい有害な元素である。そのためにＴｉ量の上限を０．０１４％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。しかしながら、Ｔｉ量を０％にすることは実質的に困難であり、過度に低減すると製鋼コストの増大を招く。そのためにＴｉ量の下限は、好ましくは０．０００１％以上である。

本発明に用いられる鋼中元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物は、原料、資材、製造設備などによって混入され得るものであり、例えば、Ａｓ、Ｈ等が挙げられる。

更に本発明の鋼材は、下記の選択元素を含有することもできる。

Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上
Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、いずれも母相の焼入れ性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労寿命の向上に寄与する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

上記作用を有効に発揮させるために、Ｃｕ量、Ｎｉ量のそれぞれの下限を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。しかしながら、各元素の含有量が過剰になると鋼材の製造性が劣化することになる。そのために、Ｃｕ量、Ｎｉ量のそれぞれの上限を、好ましくは１％以下、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下とする。

Ｖ：０％超１％以下、Ｗ：０％超０．５％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上
Ｖ、Ｗ、Ｎｂは、硬質な炭・窒化物を形成し、転動疲労寿命の向上に寄与する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

上記作用を有効に発揮させるために、Ｖ量の下限を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。Ｗ量の下限は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１０％以上とする。Ｎｂ量の下限は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。しかしながら、各元素の含有量が過剰になると鋼材の被削性や冷間鍛造性が低下する。そのためにＶ量の上限を、好ましくは１％以下、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下とする。Ｗ量の上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下とする。

次に、本発明の浸炭鋼部品について説明する。

本発明の浸炭鋼部品は、表面から５０μｍ深さまでの表層に存在する円相当直径０．１〜１．０μｍの析出物の個数密度の最小値に対する最大値の比が２．０以下である点に特徴がある。これにより優れた転動疲労寿命の安定性を得ることができる。
また、好ましくは、表面から５０μｍ深さまでの表層に存在する円相当直径０．１〜１．０μｍの析出物の個数密度の平均が０．５〜３．０個／μｍ^２である。これにより、優れた転動疲労寿命をえることができる。

本発明において、析出物とは、以下に示すような炭化物形成元素と炭素が結合した全ての炭化物や、窒化物形成元素と窒素が結合した全ての窒化物や、これらが複合した炭窒化物を意味する。
炭化物［（Ｆｅ，Ｃｒ）_３Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）_７Ｃ_３、Ｍｏ_２Ｃ、ＶＣ等］
窒化物［（Ｃｒ，Ｖ，Ａｌ）Ｎ，等］
炭窒化物[（Ｆｅ，Ｃｒ）_３（Ｃ，Ｎ）、（Ｆｅ，Ｃｒ）_７（Ｃ，Ｎ）_３、Ｍｏ_２（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）等]

上記析出物の個数密度の平均が０．５個／μｍ^２未満では、優れた転動疲労寿命が得られないため、下限は０．５個／μｍ^２以上であることが好ましい。個数密度の平均の下限は、より好ましくは０．６個／μｍ^２以上、さらにより好ましくは０．７個／μｍ^２以上である。一方、上記析出物の個数密度の平均が３．０個／μｍ^２を超えると、析出物にＣｒ、Ｍｏ等が固溶して、母相の焼入れ向上元素の濃度が低くなって焼入れ性が低下し、転動疲労特性が劣化する。そのために、個数密度の平均の上限は好ましくは３．０個／μｍ^２以下である。個数密度の平均の上限は、より好ましくは２．８個／μｍ^２以下、さらにより好ましくは２．６個／μｍ^２以下である。

一方、上記析出物の個数密度の、最小値に対する最大値の比を低減することが、優れた転動疲労寿命を安定して得るために重要である。上記比が２．０を超えると、転動疲労特性を安定して得ることができない。そのために上記比の上限を２．０以下とする。上記比の上限は、好ましくは１．９以下、より好ましくは１．８以下である。上記比の下限は、特に限定されないが製造性を考慮すると、好ましくは１．２以上である。

次に、本発明の鋼材を製造する方法について説明する。

本発明の製造方法は、上記成分組成を満足する溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域を１５０℃／時間以上の平均冷却速度で冷却した後、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間の均熱処理を行うところに特徴を有する。これにより、Ｃｒの偏析率を２．０以下に抑制することができる。

まず、溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域の平均冷却速度を１５０℃／時間以上とする。本発明では、鋳造過程で生じるＣｒの偏析を抑制するため、溶鋼の冷却条件を適切に制御する必要がある。ここで「溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域」とは、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度域を意味し、上記温度域の平均冷却速度は、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記平均冷却速度が遅いと、凝固が遅すぎるため、Ｃｒの濃化部が形成されてＣｒ偏析率が高くなる。上記平均冷却速度が速い程、Ｃｒ偏析率は小さくなる。従来の鋼材における上記平均冷却速度は、５０℃／時間程度であり、Ｃｒ偏析率が非常に高くなっていたと推測される。平均冷却速度の下限は、好ましくは１６０℃／時間以上、より好ましくは１７０℃／時間以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、製造性などを考慮すると、好ましくは３００℃／時間以下、より好ましくは２５０℃／時間以下である。

ここで、上記平均冷却速度は、先端部に温度感知部を備える熱電対型温度測定器を用いて、以下のようにして測定する。溶鋼を鋳込む鋳型の高さｈの１／２位置、直径Ｄの１／４位置に、上記温度感知部を設置し、溶鋼の温度を直接、測定し、溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの時間を測定して、平均冷却速度を算出する。溶鋼の凝固開始温度と凝固終了温度は、統合型熱力学計算システム（ＴＨＲＥＭＯ−ＣＡＬＣ ＳＯＦＴＷＡＲＥ Ｖｅｒ．Ｒ、伊藤忠テクノソリューションズ）を用いて、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｃｒ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量、Ａｌ量を指定して算出する。なお、表１に示す成分組成の範囲では、凝固開始温度と凝固終了温度は大きく変化しないことから、後述する実施例では、鋼種Ａの算出値である凝固開始温度：１５０７℃、凝固終了温度：１４６３℃に基づいて、平均冷却速度を算出した。

次に、上記のように溶鋼の凝固終了温度まで冷却して得られた鋳片を、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間均熱する。

ここで、上記加熱温度（均熱処理温度）が１１００℃を下回る場合、Ｃｒの拡散が不十分となるため、Ｃｒ偏析率を低減させることができない。そのために上記加熱温度の下限を１１００℃以上とする。上記加熱温度の下限は、好ましくは１１５０℃以上、より好ましくは１１７０℃以上である。Ｃｒ偏析率低減の観点からは上記加熱温度は高い程良いが、高くなり過ぎると製造性などが低下するため、その上限は１３００℃以下である。上記加熱温度の上限は、好ましくは１２８０℃以下、より好ましくは１２７０℃以下とする。

また、均熱処理時間が１．０時間を下回る場合、Ｃｒの拡散が不十分となるためＣｒ偏析率を低減させることができない。そのために均熱処理時間の下限は１．０時間以上とする。従来の鋼材では、加熱後、直ちに冷却を行っていた（均熱処理時間ゼロ）ため、従来の鋼材のＣｒ偏析率は２．０を大きく上回っていたと予想される。均熱処理時間の下限は、好ましくは５時間以上、より好ましくは８時間以上である。Ｃｒ偏析率低減の観点からは上記均熱処理時間は長い程良いが、長くなり過ぎると製造性などが低下するため、その上限は４０時間以下である。上記均熱処理時間の上限は、好ましくは２５時間以下、より好ましくは２０時間以下とする。

以上、本発明の製造方法を最も特徴付ける工程について説明した。本発明の製造方法は、上記工程に特徴があり、それ以外の工程は特に限定されず、通常の方法を採用することができる。

本発明の鋼材には線状や棒状のものが含まれるが、このような形状に制御するためには、上記の均熱処理を施した後、常法に従って熱間鍛造し、次いで熱間圧延などの熱間加工を行う。必要に応じて、更に溶体化処理、焼ならし処理を行っても良い。

これらのうち熱間鍛造は、例えば、１１００〜１３００℃の範囲で行うことが好ましい。熱間鍛造温度が低過ぎると鋳片が変形しにくくなり製造性が低下する。より好ましくは１１５０℃以上である。一方、熱間鍛造温度が高過ぎると、高温まで加熱するための時間、燃料等が必要になり製造性が低下する。より好ましくは１２５０℃以下である。

熱間圧延は、例えば、８５０〜１３００℃の範囲に加熱して行うことが好ましい。熱間圧延の加熱温度が低過ぎると、鋼片が変形しにくくなり製造性が低下する。より好ましくは９００℃以上である。一方、加熱温度が高過ぎると、高温まで加熱するための時間、燃料等が必要になり製造性が低下する。より好ましくは１２００℃以下である。

熱間圧延後、室温まで０．０１〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度が遅過ぎると製造性が低下する。より好ましくは０．０５℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速過ぎると割れや疵が発生する。より好ましくは８℃／秒以下である。

溶体化処理は熱間鍛造や熱間圧延の際に生成した粗大な析出物を固溶させる目的で行なわれる。具体的には、１１００〜１３００℃に加熱し、１〜５時間保持してから０．５〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却することが好ましい。

溶体化処理の加熱温度が低過ぎると析出物が固溶しない。より好ましくは１１５０℃以上である。一方、加熱温度が高過ぎると製造性が低下する。より好ましくは１２５０℃以下である。

また、溶体化処理の保持時間が短過ぎると析出物が固溶しない。より好ましくは２時間以上である。一方、保持時間が長過ぎると製造性が低下する。より好ましくは４時間以下である。

溶体化処理後の平均冷却速度は０．５〜２０℃／秒であることが好ましい。上記平均冷却速度が遅過ぎると粗大な析出物が生成し、固溶させることができない。より好ましくは１．０℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速過ぎると割れや疵が発生する。より好ましくは１０℃／秒以下である。

焼ならし処理は、フェライト単相、パーライト単相、フェライトとパーライトの複相組織、または初析セメンタイトとパーライトの複相組織からなる均一な組織を得る目的で行われる。具体的には、焼ならし処理は、７５０〜１１００℃に加熱し、１０分以上５時間以下保持してから、０．０１〜１０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却すればよい。

焼ならし処理の加熱温度が低過ぎると加熱が不十分となり、上述した焼きならし効果が得られない。より好ましくは７６０℃以上である。一方、加熱温度が高過ぎると製造性が低下する。より好ましくは１０５０℃以下である。

また、焼ならし処理の保持時間が短過ぎると加熱が不十分となり、上述した焼きならし効果が得られない。より好ましくは２０分以上である。一方、保持時間が長過ぎると製造性が低下する。より好ましくは４時間以下である。

焼ならし処理の平均冷却速度は０．０１〜１０℃／秒であることが好ましい。上記平均冷却速度が遅過ぎると製造性が低下する。より好ましくは０．０２℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速過ぎると割れや疵が発生する。より好ましくは８℃／秒以下である。

このようにして得られた本発明の鋼材は、Ｃｒ偏析率が２．０以下に制御されているため、転動疲労寿命の安定性に優れている。

本発明の鋼材は、自動車や各種産業の機械等に使用される軸受部品、摺動部品、機械構造用部品などの素材として好適に用いられる。上記部品としては、例えば、ころ軸受、玉軸受等の転がり軸受；転がり軸受の内・外輪；転がり軸受の転動体；シャフト、ギヤ等の転がり接触部品が挙げられる。

次に本発明に係る浸炭鋼部品の製造方法を説明する。
本発明の浸炭鋼部品は、上記のようにして得られた鋼材を、常法に従って被削や冷間鍛造等の冷間加工を行い、所定の部品形状とした後、浸炭処理または浸炭窒化処理することによって得られる。

表面硬化処理のうち浸炭処理としては、例えば８５０〜９５０℃で１時間以上６時間以下、Ｃｐ（Ｃａｒｂｏｎ Ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）：０．６〜１．４％で浸炭した後、油や水等の冷媒を用いて焼入れを行う方法が挙げられる。この時の冷却は、好ましくは６８０℃まで、より好ましくは６５０℃まで、好ましくは５０℃／秒以上１５０℃／秒以下、より好ましくは７０℃／秒以上１３０℃／秒以下の平均冷却速度で行う。

例えば以下のように２段階の浸炭処理を行う方法、浸炭後に窒化を行う浸炭窒化を行う方法が好ましく用いられる。
（１）２段階の浸炭処理
上記２段階の浸炭処理は、９００〜９５０℃にてＣｐ（Ｃａｒｂｏｎ Ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）：１．０〜１．４％の雰囲気で２〜６時間保持した後、６８０℃まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第１浸炭工程と、８００〜８８０℃まで２５℃／分以上の平均昇温速度で加熱し、上記温度にてＣｐ：０．８〜１．２％の雰囲気で０．５〜８時間保持した後、焼入れを行う第２浸炭工程と、を含むことが好ましい。

第１浸炭工程における保持温度が９００℃を下回ると、表層の浸炭量が不足し、第２浸炭工程を実施しても微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持温度の下限は、好ましくは９００℃以上、より好ましくは９３０℃以上である。一方、９５０℃を超えると、表層の炭素量が過剰となり、第２浸炭工程で析出物量が過剰となる。析出物量が多くなると、析出物のバラツキは低減されるが、母相の焼入れ向上元素の濃度が低くなって焼入れ性が低下し、転動疲労特性が劣化する。そのために保持温度の上限は、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９４０℃以下である。

第１浸炭工程におけるＣｐが１．０％を下回ると、表層の浸炭量が不足し、第２浸炭工程を実施しても微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのためにＣｐの下限は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．１％以上である。一方、Ｃｐが１．４％を超えると、表層の炭素量が過剰となる。そのためにＣｐの上限は、好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。

第１浸炭工程における保持時間が２時間を下回ると、表層の浸炭量が不足し、第２浸炭工程を実施しても微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持時間の下限は、好ましくは２時間以上、より好ましくは３時間以上である。一方、保持時間が６時間を超えると、表層の炭素量が過剰となる。そのために保持時間の上限は、好ましくは６時間以下、より好ましくは５時間以下である。

第１浸炭工程における平均冷却速度が遅いと、冷却過程で粗大な析出物が生成し、所望の微細な析出物の量が不足する。そのために、好ましくは６８０℃まで、より好ましくは６５０℃まで、好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、製造性を考慮すると、好ましくは１５０℃／秒以下、より好ましくは１３０℃／秒以下である。

第１浸炭工程における冷却方法は、油や水等の冷媒へ焼入れを行ってもよいし、ガス冷却を行ってもよい。

第２浸炭工程における平均昇温速度が遅いと、加熱過程で粗大な析出物が生成し、所望の微細な析出物の量が不足する。そのために、好ましくは８００〜８８０℃まで、より好ましくは８２０〜８６０℃まで、好ましくは２５℃／分以上、より好ましくは３０℃／分以上の昇温速度で加熱する。平均昇温速度の上限は、特に限定されないが製造性などを考慮すると、１００℃／分以下である。

第２浸炭工程における保持温度が８００℃を下回ると、表層の浸炭量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持温度の下限は、好ましくは８００℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。一方、８８０℃を超えると、炭素が母相に固溶し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持温度の上限は、好ましくは８８０℃以下、より好ましくは８６０℃以下である。

第２浸炭工程におけるＣｐが０．８％を下回ると、表層の浸炭量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのためにＣｐの下限は、好ましくは０．８％以上、より好ましくは０．９％以上である。一方、Ｃｐが１．２％を超えると、析出物量が過剰となる。そのためにＣｐの上限は、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．１％以下である。

第２浸炭工程における保持時間が０．５時間を下回ると、表層の浸炭量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持時間の下限は、好ましくは０．５時間以上、より好ましくは２時間以上である。一方、保持時間が８時間を超えると、析出物量が過剰となる。そのために保持時間の上限は、好ましくは８時間以下、より好ましくは７時間以下である。

上記保持後に、油や水等の冷媒へ焼入れを行うことにより、微細な析出物を分散させることができる。

なお、Ｃｐの測定は、Ｏ_２センサ法や赤外線分析計によるＣＯ_２法、露点測定法、鉄線を用いたカーボンポテンションメータなど一般に用いられる方法によって測定可能である。そのうちＣｐコイルと呼ばれる鉄線を炉内雰囲気に放置し、このＣｐコイルを用いて赤外線吸収法などによって定量分析する方法が、測定精度の点で最も優れている。

（２）浸炭窒化処理
上記浸炭窒化処理は、９００〜９５０℃にてＣｐ：０．７〜１．２％の雰囲気で２〜６時間保持した後、８００〜８８０℃まで冷却する浸炭工程と、冷却温度にてＣｐ：０．５
〜０．９％、ＮＨ_３量：６〜１２体積％の雰囲気で２〜８時間保持した後、焼入れを行う窒化工程と、を含むことが好ましい。

このうち浸炭工程の好ましい条件は、Ｃｐが０．７〜１．２％であることと、８００〜８８０℃まで冷却することを除いて、前述した２段階の浸炭処理における第１浸炭工程の条件と同じである。

浸炭工程におけるＣｐが０．７％を下回ると、表層の浸炭量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのためにＣｐの下限は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上である。一方、Ｃｐが１．２％を超えると、表層の炭素量が過剰となり、析出物量が過剰となる。そのためにＣｐの上限は、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．１％以下である。

９００〜９５０℃から８００〜８８０℃の冷却は、炉冷すればよい。

窒化工程における保持温度が８００℃を下回ると、表層の浸炭、浸窒量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持温度の下限は、好ましくは８００℃以上、より好ましくは８２０℃以上である。一方、８８０℃を超えると、炭素、窒素が母相に固溶し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのために保持温度の上限は、好ましくは８８０℃以下、より好ましくは８６０℃以下である。

窒化工程におけるＣｐが０．５％を下回ると、表層の浸炭、浸窒量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのためにＣｐの下限は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．６％以上である。一方、Ｃｐが０．９％を超えると、析出物量が過剰となる。そのためにＣｐの上限は、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。

窒化工程におけるＮＨ_３量が６体積％を下回ると、表層の浸炭、浸窒量が不足し、微細な析出物の量を十分に確保することができない。そのためにＮＨ_３量の下限は、好ましくは６体積％以上、より好ましくは７体積％以上である。一方、ＮＨ_３量が１２体積％を超えると、析出物量が過剰となる。そのためにＮＨ_３量の上限は、好ましくは１２体積％以下、より好ましくは１０体積％以下である。

上記保持後に、油や水等の冷媒へ焼入れを行うことにより、微細な析出物を分散させることができる。

上記の表面硬化処理の後、必要に応じて焼戻し処理を行ってもよい。焼戻し処理は、例えば８０〜２５０℃で３０〜２４０分間行うことが好ましい。

このようにして得られた本発明の浸炭鋼部品は、自動車や各種産業の機械等に使用される軸受部品、摺動部品、機械構造用部品等の素材として好適に用いられる。上記部品としては、例えば、ころ軸受、玉軸受等の転がり軸受；転がり軸受の内・外輪；転がり軸受の転動体；シャフト、ギヤ等の転がり接触部品が挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実施例１
実施例１では、鋼材を浸炭処理した後の転動疲労寿命を測定した。

試験片の作製
容量１５０ｋｇ／１ｃｈの小型溶解炉を用いて、表１に示す各種化学成分組成の供試鋼を溶製し、表２に示す平均冷却速度で冷却した後、表２に示す条件で均熱処理して鋳片を作製した。このようにして得られた鋳片を１２５０℃に加熱した後、１２００℃で熱間鍛造し、室温まで冷却した。次いで１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、室温まで０．５℃／秒の平均冷却速度で冷却することにより直径Ｄ７０ｍｍの丸棒鋼を製造した。なお、上記平均冷却速度は、前述した方法により算出した。

次に、このようにして得られた丸棒鋼より、下記の測定箇所が観察できるように直径Ｄ７０ｍｍの試験片を切り出して前述した方法によりＣｒ偏析率を算出した。表２には、上記Ｃｒ偏析率（合計８箇所の平均）と共に、参考のため、鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面におけるＣｒ偏析率（測定箇所１〜４の平均）、および鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面におけるＣｒ偏析率（測定箇所５〜８の平均）も算出して併記した。

浸炭処理後の転動疲労寿命の測定
上記丸棒鋼から、直径：６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍの円盤状の試験片を切り出した。次いで、９４０℃で３時間、Ｃｐ：０．８５％で浸炭し、油焼入れを行った。その後、１６０℃で１２０分間、焼戻しを行った。なお、浸炭後の冷却における平均冷却速度は、６８０℃まで７０℃／秒であった。また、浸炭処理のベースガスとしてＲＸガス、Ｃｐを制御する浸炭ガスとしてプロパンガスを用いた。Ｃｐは、Ｃｐコイルを用いて測定した。

各試験Ｎｏ．毎に１６個の焼戻し後の試験片を用いて、スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し数：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０^８回の条件で転動疲労寿命を測定した。転動疲労寿命の安定性の指標として、ワイブル係数ｍを用いた。ワイブル係数ｍは、転動疲労寿命の試験結果をワイブル確率紙にプロットして求められる近似曲線の傾きである。ワイブル係数ｍが大きいほど転動疲労寿命の安定性に優れていることを示す。本実施例では、ワイブル係数ｍが０．６以上のとき転動疲労寿命の安定性に優れていると評価した。また、参考のためにワイブル係数ｍを算出する際に求められるＬ_１０寿命、すなわち累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数も表２に示す。

これらの結果から、次のように考察することができる。

表２の試験Ｎｏ．１、２、６〜１３は、本発明で規定する成分組成を満足する表１の鋼種Ａ〜Ｆ、Ｌ、Ｏを用いて、本発明で規定する要件を満足する表２の試験Ｎｏ．１、２、６〜１３の製造条件で製造した例である。これらは、ワイブル係数ｍが０．６以上であり、浸炭処理後の転動疲労寿命の安定性に優れていることが分かる。

これに対して、以下の試験Ｎｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。

表２の試験Ｎｏ．３は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、平均冷却速度が遅いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表２の試験Ｎｏ．４は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理温度が低いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。詳細には、表２に示す通り試験Ｎｏ．４は、圧延方向垂直のＣｒ偏析率は小さかったが、圧延方向平行のＣｒ偏析率が大きかったため、平均のＣｒ偏析率が大きくなり転動疲労寿命の安定性が低くなった。このように、圧延方向垂直のＣｒ偏析率を低減させるだけでは転動疲労寿命の安定性を向上させることはできないことが分かる。

表２の試験Ｎｏ．５は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理時間が短いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表２の試験Ｎｏ．１４は、Ｃｒ量が少ない表１の鋼種Ｐを用いた例であり、Ｃｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表２の試験Ｎｏ．１５は、Ｃｒ量が多い表１の鋼種Ｑを用いた例であり、Ｃｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

実施例２
実施例２では、鋼材を浸炭窒化処理した後の転動疲労寿命を測定した。

上記実施例１において、表３に示す平均冷却速度で凝固終了温度まで冷却を行ったこと、および表３に示す条件で均熱処理を行ったこと以外は上記実施例１と同様の方法により丸棒鋼を製造してＣｒ偏析率を測定した。

次に、上記丸棒鋼に対して上記実施例１と同様の方法により浸炭処理を行った後、８６０℃まで冷却して、当該温度で２時間、Ｃｐ：０．７％、ＮＨ_３量４体積％で窒化し、油焼入れを行った。その後、１６０℃で１２０分間、焼戻しを行った。なお、窒化ガスは、ＮＨ_３ガスを用い、ベースガス（ＲＸガス）に対して４体積％の割合とした。Ｃｐは、Ｃｐコイルを用いて測定した。

得られた試験片を用いて、実施例１と同様の方法にて転動疲労寿命を測定し、ワイブル係数ｍが０．６以上のときを転動疲労寿命の安定性に優れていると評価した。

これらの結果を表３に記載する。

これらの結果から、次のように考察することができる。

表３の試験Ｎｏ．１６、１９、２０、２２〜２８は、本発明で規定する成分組成を満足する表１の鋼種Ａ、Ｇ〜Ｋ、Ｍ、Ｎを用いて、本発明で規定する要件を満足する表３の試験Ｎｏ．１６、１９、２０、２２〜２８の製造条件で製造した例である。これらは、ワイブル係数ｍが０．６以上であり、浸炭窒化処理後の転動疲労寿命の安定性に優れていることが分かる。

これに対して、以下の試験Ｎｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。

表３の試験Ｎｏ．１７は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、平均冷却速度が遅いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表３の試験Ｎｏ．１８は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理温度が低いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。詳細には、表３に示す通り試験Ｎｏ．１８は、圧延方向垂直のＣｒ偏析率は小さかったが圧延方向平行のＣｒ偏析率が大きかったため、平均のＣｒ偏析率が大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。このように圧延方向垂直のＣｒ偏析率を低減させるだけでは転動疲労寿命の安定性を向上させることはできないことが分かる。

表３の試験Ｎｏ．２１は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理時間が短いためにＣｒ偏析率が大きくなって、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

上記実施例１および２の結果より、本発明の鋼材を用いれば、浸炭処理後および浸炭窒化処理後の部品について、安定して優れた転動疲労寿命を確保できることが分かる。

実施例３
実施例３では、鋼材に２段階の浸炭処理を施した後の転動疲労寿命を測定した。

試験片の作製
容量１５０ｋｇ／１ｃｈの小型溶解炉を用いて、表４に示す各種化学成分組成の供試鋼を溶製し、表５に示す平均冷却速度で冷却した後、表５に示す条件で均熱処理して鋳片を作製した。このようにして得られた鋳片を１２５０℃に加熱した後、１２００℃で熱間鍛造し、室温まで冷却した。次いで１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、室温まで０．５℃／秒の平均冷却速度で冷却することにより直径Ｄ７０ｍｍの丸棒鋼を製造した。なお、上記平均冷却速度は、前述した方法により算出した。

上記丸棒鋼から、直径：６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍの円盤状の試験片を切り出した。次いで、表５に示す条件で２段階の浸炭処理を行った。その後、１６０℃で１２０分間、焼戻しを行った。なお、第１浸炭工程と第２浸炭工程の冷却は、油焼入れを行った。第１浸炭工程における６５０℃までの冷却は、平均冷却速度：７０℃／秒で行った。また、第２浸炭工程における８２０〜８６０℃までの昇温は、平均昇温速度：３０℃／分で行った。また、浸炭処理のベースガスとしてＲＸガス、Ｃｐを制御する浸炭ガスとしてプロパンガスを用いた。Ｃｐは、Ｃｐコイルを用いて測定した。

表層の円相当直径０．１〜１．０μｍの炭化物、窒化物、および炭窒化物の測定
上記焼戻し後の試験片を用いて、表面から５０μｍ位置までの表層に存在する円相当直径０．１〜１．０μｍの析出物を次の手順で測定した。試験片の表面から５０μｍ位置までの領域が観察できるように切断し、切断面を研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、８０００倍で観察し、析出物を同定した。上記析出物のうち本発明で対象とする炭化物、窒化物、および炭窒化物の同定は、日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析装置を用いて当該析出物中の成分（Ｃ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ）を分析することにより行った。上記のようにして同定した炭化物、窒化物、および炭窒化物について、粒子解析ソフト［粒子解析ＩＩＩ ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ（商品名）］を用い、観察視野数は１０視野（１視野の面積：１０８μｍ^２）とし、円相当直径を測定した。このうち円相当直径が０．１〜１．０μｍの炭化物、窒化物、および炭窒化物の個数を計測し、１μｍ^２に換算した個数密度の平均値を表６に示す。また、視野毎にも個数密度を算出した。下記表６には、１０視野中に観察された個数密度（すなわち、１０視野おいて視野毎に求めた個数密度）の、最小値に対する最大値の比を併せて示す。

浸炭処理後の転動疲労寿命の測定
各試験Ｎｏ．毎に１６個の焼戻し後の試験片を用いて、スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し数：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０^８回の条件で転動疲労寿命を測定した。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、すなわち転動疲労寿命Ｌ_１０（Ｌ_１０寿命）が１．０×１０^７回以上を転動疲労寿命に優れており好ましいと評価した。転動疲労寿命の安定性の指標として、ワイブル係数ｍを用いた。ワイブル係数ｍは、転動疲労寿命の試験結果をワイブル確率紙にプロットして求められる近似曲線の傾きである。ワイブル係数ｍが大きいほど転動疲労寿命の安定性に優れていることを示す。本実施例では、ワイブル係数ｍが０．６以上のとき転動疲労寿命の安定性に優れていると評価した。

これらの結果から、次のように考察することができる。

表６の試験Ｎｏ．１〜３、８〜１７、２０、２１は、本発明で規定する成分組成を満足する表４の鋼種Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆ〜Ｈ、Ｑ、Ｔを用いて、本発明で規定する要件を満足する表５の試験Ｎｏ．１〜３、８〜１７、２０、２１の製造条件で製造した例である。これらは、鋼材のＣｒ偏析率が抑制された結果、浸炭鋼部品表層の上記析出物の個数密度の最小値に対する最大値の比が適切に制御されているため、ワイブル係数ｍが０．６以上であり、浸炭処理後の転動疲労寿命の安定性に優れていることが分かる。

これらのうち、試験Ｎｏ．１、３、９、１０、１２、１４〜１６、２０、２１は、表５に示す浸炭処理が本発明の好ましい浸炭処理条件で行われていることから、Ｌ_１０寿命が１．０×１０^７回以上と転動疲労寿命に優れており好ましいことが分かる。

これに対して、以下の試験Ｎｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。

表６の試験Ｎｏ．４は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、鋳造時の平均冷却速度が遅いために微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表６の試験Ｎｏ．５は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理温度が低いために微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表６の試験Ｎｏ．６は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理時間が短いために微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表６の試験Ｎｏ．７は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、鋳造時の平均冷却速度が遅く、均熱処理温度が低く、均熱処理時間が短いために、微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。

表６の試験Ｎｏ．１８は、Ｃｒ量が少ない表４の鋼種Ｕを用いた例であり、微細な析出物の個数密度が小さくなってＬ_１０寿命が低くなった。

表６の試験Ｎｏ．１９は、Ｃｒ量が多い表４の鋼種Ｖを用いた例であり、微細な析出物の個数密度が大きくなってＬ_１０寿命が低くなった。

実施例４
実施例４では、鋼材に浸炭窒化処理を施した後の転動疲労寿命を測定した。

具体的には、前述した実施例３において、表７に示す平均冷却速度で冷却した後、表７に示す条件で均熱処理したこと以外は上記実施例３と同様の方法により丸棒鋼を製造した。

次に、上記実施例３と同様の方法により、上記丸棒鋼より円盤状の試験片を切り出し、表７に示す条件で、浸炭処理、および窒化処理を行った後、１６０℃で１２０分間、焼戻しを行った。なお、浸炭工程と窒化工程の冷却は、油焼入れを行った。また、浸炭処理のベースガスとしてＲＸガス、Ｃｐを制御する浸炭ガスとしてプロパンガスを用い、Ｃｐは、Ｃｐコイルを用いて測定した。窒化ガスは、ＮＨ_３ガスを用い、ベースガス（ＲＸガス）に対して４体積％の割合とした。

得られた試験片を用いて、実施例３と同様の方法にて転動疲労寿命を測定し、Ｌ_１０寿命が１．０×１０^７回以上を転動疲労寿命に優れており好ましいと評価し、ワイブル係数ｍが０．６以上のときを転動疲労寿命の安定性に優れていると評価した。

これらの結果を表８に記載する。

これらの結果から、次のように考察することができる。

表８の試験Ｎｏ．２２、２６、２７、２９〜３８は、本発明で規定する成分組成を満足する表４の鋼種Ａ、Ｋ、Ｍ〜Ｏ、Ｒを用いて、本発明で規定する要件を満足する表７の試験Ｎｏ．２２、２６、２７、２９〜３８の製造条件で製造した例である。これらは、鋼材のＣｒ偏析率が抑制された結果、浸炭鋼部品表層の上記析出物の個数密度の最小値に対する最大値の比が適切に制御されているため、ワイブル係数ｍが０．６以上であり、浸炭窒化処理後の転動疲労寿命およびその安定性に優れていることが分かる。

これのうち、試験Ｎｏ．２２、２６、２７、３１、３３〜３５、３７は、表７に示す浸窒化炭処理が本発明の好ましい浸炭窒化処理条件で行われていることから、Ｌ_１０寿命が１．０×１０^７回以上と転動疲労寿命に優れており好ましいことが分かる。

これに対して、以下の試験Ｎｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。

表８の試験Ｎｏ．２３は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、鋳造時の平均冷却速度が遅いために、微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表８の試験Ｎｏ．２４は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理温度が低いために微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

表８の試験Ｎｏ．２５は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、鋳造時の平均冷却速度が遅く、均熱処理温度が低く、均熱処理時間が短いために、微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。

表８の試験Ｎｏ．２８は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、均熱処理時間が短いために、微細な析出物の個数密度のバラツキが大きくなり、転動疲労寿命の安定性が低くなった。更に、Ｌ_１０寿命も低くなった。

なお、表中には記載していないが、これらの実施例３、４で用いた丸棒鋼のＣｒ偏析率を測定すると、本発明の成分組成と鋳造時の冷却条件およびその後の均熱条件を満足するものは、Ｃｒ偏析率：２．０以下であったことを確認している。

１、２、３、４ 圧延方向に垂直な任意の断面のＣｒ濃度の測定箇所
５、６、７、８ 圧延方向に平行な任意の断面のＣｒ濃度の測定箇所

Claims (9)

1. 質量％で
   Ｃ ：０．１５〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．３５〜０．７５％、
   Ｍｎ：０．２〜１％、
   Ｃｒ：１．２〜１．７％、
   Ｍｏ：０．３〜０．６％、
   Ｐ ：０％超０．０５％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．２％、
   Ｎ ：０％超０．０５％以下、
   Ｏ ：０％超０．００５％以下、および
   Ｔｉ：０％超０．０１４％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
   下記条件で測定して求められるＣｒ偏析率が２．０以下であることを特徴とする転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
   （ｉ）測定位置
   ・前記鋼材の圧延方向に垂直な任意の切断面において前記鋼材の外周部から中心までの線上で、９０°ごとに合計４箇所
   ・前記鋼材の圧延方向に平行な任意の切断面において前記鋼材の直径の１／４位置の線上で、前記鋼材の中心を起点として９０°ごとに長さ５ｍｍに渡って合計４箇所
   （ｉｉ）測定方法
   上記の各測定位置において、ＥＰＭＡを用いてＣｒ濃度の線分析を行なってＣｒ濃度の最低値［Ｃｒ］_ｍｉｎ、最大値［Ｃｒ］_ｍａｘを求めて［Ｃｒ］_ｍａｘ／［Ｃｒ］_ｍｉｎを算出し、合計８箇所の平均をＣｒ偏析率とする。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、
   Ｎｉ：０％超１％以下、および
   Ｂ ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の鋼材。
3. 更に、質量％で、
   Ｖ ：０％超１％以下、
   Ｗ ：０％超０．５％以下、および
   Ｎｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域を１５０℃／時間以上の平均冷却速度で冷却した後、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間均熱処理を行うことを特徴とする転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材の製造方法。
5. 質量％で、
   Ｃ ：０．１５〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．３５〜０．７５％、
   Ｍｎ：０．２〜１％、
   Ｃｒ：１．２〜１．７％、
   Ｍｏ：０．３〜０．６％、
   Ｐ ：０％超０．０５％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．２％、
   Ｎ ：０％超０．０５％以下、
   Ｏ ：０％超０．００５％以下、および
   Ｔｉ：０％超０．０１４％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
   表面から５０μｍ深さまでの表層に存在する円相当直径０．１〜１．０μｍの炭化物、窒化物、および炭窒化物の個数密度の最小値に対する最大値の比が２．０以下であることを特徴とする転動疲労寿命およびその安定性に優れた浸炭鋼部品。
6. 前記個数密度の平均が０．５〜３．０個／μｍ^２である請求項５に記載の浸炭鋼部品。
7. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、
   Ｎｉ：０％超１％以下、および
   Ｂ ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項５または６に記載の浸炭鋼部品。
8. 更に、質量％で、
   Ｖ ：０％超１％以下、
   Ｗ ：０％超０．５％以下、および
   Ｎｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項５〜７のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品。
9. 請求項５〜８のいずれか１項に記載の浸炭鋼部品を製造する方法であって、
   溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域を１５０℃／時間以上の平均冷却速度で冷却し、１１００〜１３００℃に加熱して１．０〜４０時間均熱処理を行って鋼材を製造した後、浸炭処理または浸炭窒化処理することを特徴とする転動疲労寿命およびその安定性に優れた浸炭鋼部品の製造方法。

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