JP5999485B2

JP5999485B2 - 水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化部品

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Publication number: JP5999485B2
Application number: JP2012150268A
Authority: JP
Inventors: 木南　俊哉; 俊哉木南
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2012-07-04
Filing date: 2012-07-04
Publication date: 2016-09-28
Anticipated expiration: 2032-07-04
Also published as: JP2014012870A

Description

本発明は、水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化部品に関する。

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。

例えば、自動車のオルタネータ用軸受で、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。
しかし、単に潤滑油を変えるだけでは水素起因の早期剥離を抑制できなくなりつつあり、水素脆性に優れた材料開発が求められていた。

本出願人は、下記特許文献１に示されるように、バナジウム（以下Ｖ）を添加することによりＶ系炭化物による水素トラップ技術を用いて水素脆性型の面疲労強度を改善した高炭素高クロム軸受鋼を既に開発している。
また、下記特許文献２に示されるように、鋼材の初期炭素量を下げ、Ｖとモリブデン（以下Ｍｏ）を複合添加することにより、水素脆性型の面疲労強度に優れ、かつ歯車、ＣＶＴ部品等の幅広い部品に適用可能な肌焼鋼を開発している。
さらに、下記特許文献３に示されるように、Ｃｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物の水素トラップを用いた水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化用鋼を開発している。

特開２００６−２１３９８１号公報特開２００８−２８０５８３号公報特開２０１１−２２５９３６号公報

しかし、同様の水素起因の早期剥離現象は、ＣＶＴのトラクション油を用いた場合にも発生しており、面疲労負荷を受ける部品の高速回転化と高負荷化、使用条件の過酷化及び潤滑油の多様化等により、水素脆性による早期剥離が発生する部品や環境条件が増加する傾向にある。このため、水素脆性型の面疲労破壊を未だ十分には防止できておらず、水素脆性型の面疲労強度により一層優れた材料の開発が求められていた。
一方、上記特許文献３に記載されたような鋼材中のＣ量が０．２％程度の肌焼鋼は、表層に所定のＣ濃度分布を形成するために長時間の浸炭処理が不可欠である。鋼材中のＣ量が高い炭素鋼ではこの長時間の浸炭処理を省略できるため、コストメリットが大きい。ところが、鋼材中のＣ量が高い炭素鋼では所定量のＣｒ，Ｍｏを添加して浸炭窒化を行っても、水素脆性型の面疲労強度が向上しない場合があるという問題があった。

本発明は以上のような事情を背景としてなされたものであり、その目的は長時間の浸炭処理を省略可能なＣ量が高い炭素鋼をベースとして浸炭窒化処理を行うことにより、使用条件によって水素脆性剥離が生じるような場合においても優れた面疲労強度を確保し得る浸炭窒化部品を提供することにある。

本発明者らは上記問題の原因を調査した結果、鋼材中のＣ量が高い炭素鋼では、浸炭窒化処理後の表層からのＣ濃度分布が小さくなる場合があり、この場合には表層圧縮残留応力が低くなることに起因して水素脆性型の面疲労寿命が低下するものと考えた。そこで、鋼材中のＣ量が高い種々の炭素鋼を用いて、浸炭窒化処理により、あるいは浸炭窒化処理後にショットピーニング処理を行うことにより、それぞれ水素脆性型の面疲労寿命に及ぼす圧縮残留応力の影響について調査した。

その結果、鋼材中のＣ量が高い炭素鋼において表層からのＣ濃度分布が小さい場合でも、ショットピーニング処理により表層圧縮残留応力を付与することで、表層からのＣ濃度分布が大きい場合と同程度に水素脆性型の面疲労寿命が向上すること、そして表層圧縮残留応力が６００ＭＰａ以上であると十分な水素脆性型の面疲労寿命が得られることを見出した。なお、上記調査では、ショットピーニング処理によって表層圧縮残留応力を付与したが、ショットピーニング処理に限らず、例えばコイニングなどの圧力付与による表層部の塑性変形や、高周波焼入れによる表層からの硬度分布を利用しても、上記と同様に表層圧縮残留応力を付与できるものと考える。

表層圧縮残留応力が水素脆性型の面疲労寿命を向上させる機構は以下のように考えられる。面疲労剥離は、せん断応力の影響を大きく受け、図１（Ａ）に示されるように、表層から約０．２ｍｍの深さ位置に生じる最大せん断応力により剥離が発生する。水素脆性型の剥離は、この剥離自体が水素によって加速され極めて早期に発生する。具体的には、転位との相互作用等によって水素が応力の高い位置（破損高応力部）に移動し、最大せん断応力位置に水素が集積し、早期剥離を引き起こす。

そして、図１（Ｂ）に示されるように、最表層に高い残留応力を付与すると、表層から侵入した水素が表層の転位や応力場にトラップされ、破壊起点である最大せん断応力深さ位置への移動が抑制されるので、水素脆性型の面疲労寿命が向上することとなる。

以上の知見に基づいた、本発明の水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化部品は、質量％で、Ｃ：０．４２〜１．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０〜３．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる浸炭窒化部品であって、表層Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．００質量％で表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層に分散析出した全窒化物に対する粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物の個数割合が７０％以上かつ該個数が１０^４個／ｍｍ^２以上であり、表層圧縮残留応力が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする。この場合、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％未満、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、のうちいずれか１種又は２種以上を更に含有している構成とすることもできる。また、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度（鋼材中（心部）のＣ量）との差が、質量％で０．４０％以上である構成とすることもできる。

本発明の浸炭窒化部品によれば、上述したとおり、最表層に付与される高い圧縮残留応力により、表層から侵入した水素が表層の転位や応力場にトラップされ、破壊起点である最大せん断応力深さ位置への移動が抑制されるため、水素脆性型の面疲労強度を従来技術に比してより一層向上させることができる。

（Ａ）は水素脆性型の面疲労剥離に際して最大せん断応力位置に水素が集積する状態を示す説明図。（Ｂ）は圧縮残留応力により水素が表層の転位や応力場にトラップされる状態を示す説明図。浸炭窒化焼入れ焼もどし処理における温度、保持時間、カーボンポテンシャル、アンモニア濃度及び冷却条件の一例を示した説明図。転動疲労試験方法の説明図。２円筒ころがり疲労試験方法の説明図。

以下、本発明の水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化部品の各化学成分の添加理由及び限定理由について説明する。

（１）Ｃ：０．３０〜１．３０％
Ｃ（鋼材Ｃ濃度）は、通常必要とされる心部強度に応じて添加する。浸炭処理を長時間実施しなくても０．８０％以上の表層Ｃ濃度が得られるようにするためには０．３０％以上含有させる必要があるため、Ｃ含有量の下限を０．３０％に規定した。一方、Ｃ量を１．３０％を超えて含有させた場合、鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｃ含有量の上限を１．３０％とした。好ましくは０．６０〜１．１０％である。

（２）Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられる。Ｓｉは鋼の強度、転動疲労寿命を向上させるために０．０５％以上含有させる。一方、Ｓｉは鋼の靭性を低下させるとともに熱間加工性を低下させ、水素脆性感受性を高める。０．３５％を超えて添加すると水素脆性型の転動疲労寿命が低下するため、Ｓｉ含有量の上限を０．３５％とした。

（３）Ｍｎ：０．４０〜１．５０％
Ｍｎは本発明において重要な添加元素である。Ｍｎは浸炭窒化によりＭｎ窒化物、Ｍｎ複合窒化物（例えばＭｎＳｉＮ_２など）を形成して水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善する。また、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。これらの効果を得るためにはＭｎを０．４０％以上含有させる必要がある。一方、１．５０％を超えて多量にＭｎを含有させると鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とした。好ましくは０．８０〜１．５０％である。

（４）Ｐ：０．０３０％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く。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、Ｐ含有量の上限を０．０３０％とした。

（５）Ｓ：０．０３０％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ので、可及的に少なくすることが望ましい。このため、Ｓ含有量の上限を０．０３０％とした。一方、Ｓは切削加工性を向上させる効果も有しているため、好ましくは下限を０．０１０％とする。

（６）Ｃｒ：１．５０〜３．００％
Ｃｒは本発明において重要な添加元素である。Ｃｒは浸炭窒化により窒化物を形成して水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善する。また、Ｃｒは焼入れ性の改善と炭化物による硬さの確保と転動寿命改善とのために添加される。所定の炭窒化物を得るためには１．５０％以上の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限を１．５０％に規定した。一方、３．００％を超えて多量にＣｒを含有させると浸炭性を劣化させ、大型の炭窒化物を生成して転動疲労寿命を低下させるため、Ｃｒ含有量の上限を３．００％とした。好ましくは２．００〜３．００％である。

（７）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を多量に含有させ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％未満にすると鋼材のコストが上昇するため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。

（８）Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下
Ｏ及び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、Ｏ含有量の上限を０．００１５％とし、Ｎ含有量の上限を０．０２５％とした。

（９）Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％
ＭｎとＣｒは単独添加でも水素脆性型の面疲労強度を改善するが、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。Ｍｎ＋Ｃｒの含有量が２．５０％未満では水素脆性に対する改善効果を十分に得ることができないため、下限を２．５０％とした。一方、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量が４．００％を超えると鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、上限を４．００％とした。好ましくは２．８０〜４．００％である。

（１０）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以上になると水素脆性型の面疲労強度が著しく低下するため、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。

（１１）粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物の個数割合、個数：全窒化物の７０％以上、１０^４個／ｍｍ^２以上
窒化物のうち、水素トラップに有効な窒化物はＣｒ窒化物であるＣｒＮと、Ｍｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ_２である。全窒化物に対するＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物の個数割合が７０％未満になると水素トラップの効果が低下し、水素脆性型面疲労強度の改善効果が得られなくなる。このため、上記個数割合を７０％以上とした。
窒化物は水素をトラップすることにより、水素脆性型の面疲労剥離を抑制する効果がある。その効果を得るためには、微細な窒化物を多数析出させる必要がある。窒化物生成数が少ない場合や、粒径３００ｎｍ以上の窒化物が多数生成することで粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物が１０^４個／ｍｍ^２未満となる場合には、水素トラップによる水素脆性型面疲労強度の改善効果が急速に低下する。このため、粒径３００ｎｍ未満の窒化物を１０^４個／ｍｍ^２以上含有させることとした。

（１２）表層Ｃ濃度：０．８０〜１．５０％
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０．８０％以上含有させる必要があるため、Ｃ含有量の下限を０．８０％に規定する。一方、Ｃ含有量が１．５０％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、Ｃ含有量の上限を１．５０％とした。

（１３）表層Ｎ濃度：０．１０〜１．００％
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させる。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Ｎを０．１０％以上含有させる必要があるため、下限を０．１０％とした。一方、Ｎ含有量が１．００％を超えると残留オーステナイト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、Ｎ含有量の上限を１．００％とした。

（１４）表層圧縮残留応力：６００ＭＰａ以上
表層圧縮残留応力の増加は水素脆性型面疲労強度の改善に効果がある。これは、圧縮残留応力によって亀裂の発生や伝播が抑制されるとともに、表層から侵入した水素の破壊起点部への拡散が抑制されると考えられるからである。この効果を得るためには表層圧縮残留応力が少なくとも６００ＭＰａ以上必要であるため、表層圧縮残留応力の下限を６００ＭＰａとした。好ましくは７００ＭＰａ以上である。

本発明では、更に以下の化学成分の１種又は２種以上を添加することができる。
（１５）Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは粒界破壊を抑制することにより、水素脆性型の面疲労強度を向上させる。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。一方、０．５０％を超えて多量にＭｏを含有させると鋼材のコストが上昇する他、鍛造や旋削加工等の製造性が低下するため、Ｍｏの上限を０．５０％とした。

（１６）Ｎｉ：０．５０％未満
Ｎｉは転動疲労過程での組織変化を抑制し、転動疲労寿命を向上させる。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。一方、０．５０％を超えて多量にＮｉを含有させると鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイトγ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含有量を０．５０％未満とした。

（１７）Ｔｉ：０．５００％以下
Ｔｉの炭化物は微細であり、水素トラップサイトとして有効に働くことにより、水素脆性型の面疲労強度が改善する。一方、Ｔｉ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含有量の上限を０．５００％とした。

（１８）Ｎｂ：０．１００％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、水素脆性型の面疲労強度が改善する。また、Ｎｂは結晶粒の粗大化を抑制する。そして結晶粒の微細化により耐水素脆性の改善に有効である。一方、０．１００％を超えて多量にＮｂを含有させてもその効果が飽和するため、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とした。

（１９）焼戻し処理後の表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差：０．４０％以上
焼戻し処理後の表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差は表層からのＣ分布及び硬さ分布を決めるもので、表層Ｃ濃度が鋼材Ｃ濃度に比べて高いほど表層には高い圧縮残留応力を付与することができる。このため水素脆性寿命の改善に有効である。この効果を得るためには、焼戻し処理後の表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差を質量％で０．４０％以上にする必要があるため、下限値を０．４０％とした。好ましくは０．５０％以上である。

（２０）残部：Ｆｅ及び不可避不純物
ここでの不可避不純物（不可避的不純物）は、表１のＮｉ，Ｍｏに代表される不純物レベルの化学成分を意味する。

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（表１中のＮｉ、Ｍｏの欄の「−」は不純物レベルを示す。また表１において残部はＦｅである）の材料５０ｋｇを真空溶解で溶製し、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。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、各試験の素材とした。

その素材から直径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（ここではＲＸガスを使用）にアンモニアガスを加えた混合雰囲気中で各種浸炭窒化条件（浸炭窒化温度、浸炭窒化時間、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２は浸炭窒化条件の一例を示している。図２中ＣＰはカーボンポテンシャルを、ＯＱは油焼入れを、ＡＣは空冷をそれぞれ表している。

上記浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行った各試験片に対して、ショットピーニング処理を行った。ショットピーニング処理は、種々の条件（投射材、カバレージ（圧痕面積と被加工物の総面積との比）、投射圧）で行った。一例として、硬さ約７００Ｈｖ、粒径約０．８ｍｍの投射材を用いて、投射圧０．２ＭＰａで行った場合は、約０．６ｍｍＡのアークハイト（試験板の反りの大きさ）であった。

ショットピーニング処理を行った各試験片に対して、外周を深さ０．１ｍｍ研削し、５点平均でロックウェル硬さ（ＪＩＳＺ２２４５に準拠）を求めた。その後、同試験片の縦断面を埋め込んで研磨仕上げし、表層部の表層Ｃ濃度と表層Ｎ濃度をＥＰＭＡで分析した。ここで、表層Ｃ濃度と表層Ｎ濃度は、最表層から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）とした。

さらに、Ｘ線残留応力測定装置を用いて、各試験片の周方向と軸方向の圧縮残留応力を測定した。測定法は並傾法は用い、特性Ｘ線はＣｒ管球を用い、照射面積１ｍｍで測定した。また、イオンミリング（イオンビームを使った試料作製方法）を行って薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて表層の窒化物のマッピングを行い、一定領域に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定し、観察領域の面積で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物の個数密度（個／ｍｍ^２）を求めた。また、ＥＤＸ分析により窒化物の組成分析を行い、Ｃｒ窒化物、Ｃｒ複合窒化物、Ｍｎ窒化物、Ｍｎ複合窒化物（例えばＭｎＳｉＮ_２など）、Ｓｉ窒化物、Ｓｉ複合窒化物、Ａｌ窒化物、Ａｌ複合窒化物あるいはその他の窒化物であるかを判定し、Ｃｒ窒化物、Ｃｒ複合窒化物、Ｍｎ窒化物及びＭｎ複合窒化物の個数割合を求めた。

また、同素材から直径１２．２ｍｍ、長さ２２．６ｍｍの転動疲労試験片を粗加工し、各鋼種をそれぞれ前述と同じ浸炭窒化処理条件で浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を行い、ショットピーニング処理後に試験表面を直径１２ｍｍに研削仕上げし、長さ２２ｍｍの試験片を作製した。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溶解した電解液を用い、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ^２で２４時間の陰極チャージを行った。水素チャージ後、１０分以内に転動疲労試験を開始した。

転動疲労試験は、図３（Ａ），３（Ｂ）に示されるように、試験片１０に対してＳＵＪ２製のボール１２を相手球として２個所定の面圧で押し付け、ガイドローラ１４によるガイドの下で、駆動ローラ１６により試験片１０を転動させるものである。試験条件は、面圧５．９ＧＰａで、潤滑はタービン＃６８を飛沫給油し、負荷速度４６２４０ｒｐｍで試験を行った。同一条件で１０点の試験を行い、ワイブル分布の累積破損確率が１０％となるＬ_１０寿命を求めて評価寿命とした。なお、水素脆性型の面疲労はすべりに伴い、潤滑油の分解、新生面の生成等により水素侵入することが原因と考えられている。水素を陰極チャージした試験片１０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が確認されている。

また、同素材から粗加工後、各鋼種を各々前述と同じ浸炭窒化処理後にショットピーニング処理を行い、試験面直径２６ｍｍの円筒試験片を作製し、その試験片を用いて、２円筒ころがり疲労試験を行った。２円筒ころがり疲労試験は、図４に示されるように、円筒形状の試験片１８に対して相手円筒２０を所定面圧で押し付け、その状態でモータ２２により軸部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を回転させるものである。相手円筒２０は、ＳＵＪ２製の焼入れ焼戻し材からなり、軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有する直径１３０ｍｍの形状に形成されている。

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。具体的には、水素脆性の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）で試験を行った。ここで、すべり率とは、試験片１８と相手円筒２０の周速の差と、試験片１８の周速との比率である。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。

発明例は、いずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物を１０^４個／ｍｍ^２以上含有する。表層Ｃ濃度は０．８０〜１．５０質量％の範囲、表層Ｎ量は０．１０〜１．００質量％の範囲である。

発明例の水素チャージ材の転動疲労のＬ_１０寿命は、３１．０×１０^７回(鋼種No.５)〜５１．２×１０^７回(鋼種No.７)と優れる。一方、比較例では、同Ｌ_１０寿命は０．７×１０^７回(鋼種No.７)〜８．５×１０^７回(鋼種No.１３)と、いずれも水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じて低寿命である。本発明により水素脆性型の転動寿命が１オーダ程度改善していることが分かる。

また、発明例の２円筒試験の平均寿命は、２５．６×１０^６回(鋼種No.３)〜３９．５×１０^６回(鋼種No.８)と優れる。一方、比較例では、同平均寿命は０．２×１０^６回(鋼種No.５)〜７．２×１０^６回(鋼種No.１２)と、いずれも水素脆性により低寿命である。本発明により水素脆性型の転動寿命が１オーダ程度改善していることが分かる。

表２において、比較例の鋼種No.１２，１４はＣｒ量が低いため、鋼種No.１３はＭｎ＋Ｃｒ量が低いため、いずれも低寿命となった例である。また、比較例の鋼種No.１〜No.７は、化学成分は請求範囲内にあるが以下の理由により低寿命となった例である。すなわち、鋼種No.１，３，４，６は、鋼材Ｃ濃度が高いものの、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差が小さく、ショットピーニング処理等を行わなかったために表層圧縮残留応力が６００ＭＰａ未満となり、低寿命となった例である。

ここで、鋼種No.４は表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度とをほぼ同じ大きさに設定したものであるが、この鋼種No.４を用いた発明例と比較例とでは、表層圧縮残留応力以外の条件である、表面硬さ、表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度、粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物の個数割合や個数がほぼ同じであるにもかかわらず、水素チャージ材の転動疲労のＬ_１０寿命及び２円筒試験の平均寿命に顕著な差が生じた。これにより、鋼材Ｃ濃度が高く、かつ表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差が小さい場合でもショットピーニング処理等を行って６００ＭＰａ以上の表層圧縮残留応力を付与すれば、上記両寿命を良好に向上させ得ることが分かる。

また、比較例の鋼種No.２，５は浸炭窒化条件が適性でないため、表層の３００ｎｍ未満の窒化物が１０^４個／ｍｍ^２未満であり、低寿命となった例である。この鋼種No.２は表層Ｎ濃度が適正な条件を満たしているものの、窒化物が大径化し、３００ｎｍ未満の窒化物個数が不足した例である。また、鋼種No.７は表層Ｃ濃度が低いため、低寿命となった例である。

上述したように、鋼種No.１，３，６を用いた比較例は、鋼材Ｃ濃度が高いものの、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差が小さく、ショットピーニング処理等を行わなかったために表層圧縮残留応力が６００ＭＰａに達しなかったものであるが、これらの鋼種No.１，３，６を用いてショットピーニング処理等は行わずに、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差を大きくする浸炭窒化処理を行い、表層圧縮残留応力と上記両寿命との関係を求める試験を行った。表３に試験結果を示す。

表３からショットピーニング処理等を行わなくても、浸炭窒化時の表層Ｃ濃度を高め、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差を０．４０％以上にすると、表層圧縮残留応力が６００ＭＰａ以上となって、水素チャージ材の転動疲労のＬ_１０寿命及び２円筒試験の平均寿命が改善することが分かる。

以上の説明からも明らかなように、最表層での圧縮残留応力を高めるようにした本発明の浸炭窒化部品によれば、水素脆性型の面疲労強度を従来技術に比してより一層向上させることができる。

１０，１８試験片

Claims

質量％で、
Ｃ：０．４２〜１．３０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０〜４．００％、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる浸炭窒化部品であって、表層Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、表層Ｎ濃度が０．１０〜１．００質量％で表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層に分散析出した全窒化物に対する粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物の個数割合が７０％以上かつ該個数が１０^４個／ｍｍ^２以上であり、表層圧縮残留応力が６００ＭＰａ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浸炭窒化部品。
請求項１において、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％未満、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
のうちいずれか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浸炭窒化部品。
請求項１又は２において、表層Ｃ濃度と鋼材Ｃ濃度との差が、質量％で０．４０％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浸炭窒化部品。