JP6939670B2

JP6939670B2 - 転動疲労特性に優れた鋼部品

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Publication number: JP6939670B2
Application number: JP2018053669A
Authority: JP
Inventors: 孔明牧野
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 2018-03-21
Filing date: 2018-03-21
Publication date: 2021-09-22
Anticipated expiration: 2038-03-21
Also published as: JP2019167551A

Description

本発明は、転動疲労特性に優れた鋼部品に関する。

たとえば、自動変速機（ＡＴ）ユニットに使用されているピニオンシャフトや軸受の軌道輪（内輪、外輪）は、球形状や円錐形状のころ（転動体）を受ける鋼部品であり、高い転動疲労特性が求められている。ＡＴユニット内の油中には歯車などの摩耗粉等の異物が含まれており、この摩耗粉等の異物が、ころ等の転動体と上記鋼部品の間に噛み込んだ場合には、その噛み込み位置で上記鋼部品の表面が塑性変形することがある。塑性変形した位置は、いびつな形状となり、その位置をころ等の転動体が転動する際に応力が集中し、亀裂発生・破損に繋がる可能性がある。

転動疲労特性を高めるためには、材料特性として表面硬さを８００ＨＶを超える程度に十分に高くすることが有効であるが、摩耗粉等のいわゆる異物が生じうる環境で使用する場合には、それだけでは十分でなく、上述した塑性変形に起因する応力集中を抑制する対策を加える必要がある。

従来の高い転動疲労特性を確保しようとした技術としては、軸受け部品の軌道輪に関して、例えば、特許文献１〜３に記載されたものがある。しかしながら、これらの文献に記載された軸受け部品が有する転動疲労特性は、必ずしも十分であるとは言えない。

まず、特許文献１に記載の転がり軸受用軌道輪は、靭性を重視し、表面硬さの上限を６４ＨＲＣ以下（約８００ＨＶ以下）としており、基本的な特性が本願において求められるレベルに達しないものである。

次に、特許文献２に記載の転がり軸受は、実施例の記載から、特許文献１と同様にその大半が表面硬さ６４ＨＲＣ以下であるだけでなく、特許文献１に記載のような浸炭、浸窒といった表面硬化処理による寿命改善の検討が全くされていないものである。

また、特許文献３の転がり軸受は、表６に記載の軌道輪の実施例に硬さの記載がなく、残留オーステナイト量も１０％固定となっており、Ｃｒ含有率５％超で表面硬化処理を行った場合の高寿命達成のための条件最適化が不十分である。

特開２００３−３４３５７７号公報特開２００１−２２１２３８号公報特開２００８−２５５３９９号公報

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、８００ＨＶを超える高い表面硬さを有し、かつ、摩耗粉等の異物が混入しうる環境下においても優れた転動疲労特性を発揮しうる転動疲労特性の優れた鋼部品を提供しようとするものである。

本発明の一態様は、質量比で、Ｃ：０．５０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：５．００〜９．００％、Ｍｏ：０〜１．００％（０％を含む）、Ｖ：０〜１．００％（０％を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
浸炭層又は浸炭浸窒層を含む表面硬化層を有し、
表面特性として、以下の（ａ）〜（ｆ）を具備し、
（ａ）残留オーステナイト量が面積率で２０〜５０％、
（ｂ）最大炭窒化物の長軸長さが１５μｍ以下、
（ｃ）円相当径０．１〜２．０μｍの炭窒化物の個数が４００，０００個／ｍｍ²以上、
（ｄ）Ｃｓ（Ｃ濃度）が１．５〜３．４％、
（ｅ）Ｎｓ（Ｎ濃度）が０．５％以下、
（ｆ）表面硬さが８００ＨＶを超え、かつ、
下記式１を満足する、転動疲労特性の優れた鋼部品にある。
式１：４×（［Ｃｓ］＋［Ｎｓ］）−（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）＜３．６、
（但し、式中における［Ｃｓ］は上記（ｄ）のＣｓの値、［Ｎｓ］は上記（ｅ）のＮｓの値、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］はＣｒ、Ｍｏ及びＶの含有率（質量％）を示す。）

上記鋼部品は、上記の化学成分組成を有し、表面特性として上記（ａ）〜（ｆ）を具備し、かつ、式１を満足するものである。列挙したこれらの要件をすべて具備することによって、非常に高い表面硬度を有しながら、潤滑油中に摩耗粉等の異物が含まれる環境でころ等の転動体と高い圧力が負荷された状態で接触しつつ使用しても、優れた寿命を確保することが可能となる。

異物を噛み込んだ際には、その表面が変形し、それが寿命低下の原因となるが、異物噛込みに起因する寿命低下の影響を小さく抑えるためには、異物が噛込んだ際に生じる表面の形状（塑性変形形状）が応力集中を抑制しやすい形状となるよう制御することが重要である。これには、異物噛み込みが生じる表面層の部分に、軟らかい残留オーステナイト（γ）相を分散させておくことが有効である。これは、適切な量の残留オーステナイト相の分散により、耐異物噛み込み時の塑性変形形状を、比較的滑らかな輪郭形状とすることができ、応力集中を抑制しうる形状に抑制可能なためである。

しかし、軟らかい残留オーステナイト相を有することは、表面硬さの低下につながるため、表面硬さの維持と、残留オーステナイト相の分散による異物噛込みによる塑性変形形状制御とは、背反する要件であり、特に硬さを８００ＨＶ超とした場合には、両者を両立するための具体的方策の提案は非常に難しい。

ここで、表面硬さを高くすることは、高い転動疲労特性を得るために欠かせない要件であるところ、塑性変形形状制御のために比較的柔らかい残留オーステナイト相を適度に分散させたうえで、高硬度の炭窒化物を適度に分散させることで、全体としては高い硬さを確保することができる条件を見出す必要がある。

炭窒化物の分散量を高めれば、硬さは向上するが、炭窒化物量を増やそうとするとそれらが粗大化しやすくなる。粗大な炭窒化物が存在すると、これが鋼部品の使用中（応力負荷時）に応力集中の起点となり、き裂発生・破損の原因となって転動疲労特性を低下させるおそれがある。そのため、炭窒化物を分散させるに当たっては、粗大な炭窒化物を増加させることなく、トータルの炭窒化物量を増やす必要があり、微細な炭窒化物を多量に析出させるための条件の最適化が重要となる。

本発明者等は、上記構成を満足する鋼部品を提案することにより、残留オーステナイト相を適度に分散させつつ、微細な炭窒化物の適度な分散をも実現することによって、上述する背反する要件を成立させることに成功した。そして、これにより、８００ＨＶを超える高い表面硬さを有し、かつ、摩耗粉等の異物が混入しうる環境下においても優れた転動疲労特性を発揮しうる鋼部品を得ることができた。

＜化学成分＞
上記転動疲労特性に優れた鋼部品は、質量比で、Ｃ：０．５０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：５．００〜９．００％、Ｍｏ：０〜１．００％（０％を含む）、Ｖ：０〜１．００％（０％を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。これらの各元素の含有範囲の限定理由は以下の通りである。

Ｃ：０．５０〜１．２０％、
Ｃ（炭素）は、焼入れ処理後の硬さを向上させ、強度確保のための内部硬さを得るために必要な元素である。Ｃ含有率が、０．５０％未満の場合には、焼入れ後の内部硬さが低くなり、曲げ疲労強度が低下するおそれがあり、一方、１．２０％を超える場合には、粗大な炭窒化物が生成しやすくなり、転動疲労強度や曲げ疲労強度低下の原因となると共に、加工性も低下するおそれがある。

Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時の脱酸剤として不可欠な元素であるとともに、焼もどし時に炭窒化物の生成を抑え、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素である。Ｓｉ含有率が、０．２０％未満の場合には、焼もどし軟化抵抗に関し、狙いのレベルを確保しにくくなり８００ＨＶ超えの表面硬さを得ることができないおそれがあり、一方、１．５０％を超える場合には、焼なまし後の硬さが上昇し、所定形状への加工性が低下するおそれがある。

Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｍｎ（マンガン）は製鋼時の脱酸剤として作用する元素であるとともに、焼入れ性向上に有効である元素である。Ｍｎ含有率が、０．２０％未満の場合には、焼入れ性が低下し、硬さが低下するおそれがあり、一方、１．５０％を超える場合には、焼なまし後の硬さが上昇し、加工性が低下するおそれがある。

Ｃｒ：５．００〜９．００％、
Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性を高めるとともに、微細な炭窒化物を生成させやすくする元素である。Ｃｒ含有率が、５．００％未満の場合には、炭窒化物が充分に生成せずに表面硬さが低下するおそれがあり、一方、９．００％を超える場合には、粗大な炭窒化物が生成し、転動疲労強度や曲げ疲労強度が低下するおそれがある。

Ｍｏ：０〜１．００％（０％を含む）、
Ｍｏ（モリブデン）は、任意添加元素であるので必ずしも添加する必要はない。ただし、Ｍｏは、ＣｒよりもＣとの親和力の強い元素であり、微細な炭窒化物を生成させやすくするため、熱処理後の表面微細炭窒化物量を増加させ、硬度を上昇させるために重要な元素である。従って、適量含有させる方が好ましい。Ｍｏを含有する場合、少量であっても上記効果が得られるが、好ましくは０．０５％以上とするのがよく、より好ましくは０．１０％以上とするのがよい。一方、Ｍｏ含有率が１．００％を超える場合には、効果が飽和するとともに、コスト高になるという問題がある。
なお、スクラップを原料として電気炉で製造する場合には、通常Ｍｏは、０．０５％未満の範囲で不純物として含有される。

Ｖ：０〜１．００％（０％を含む）、
Ｖ（バナジウム）は、任意添加元素であるので必ずしも添加する必要はない。ただし、Ｖは、Ｃとの親和力が非常に強い元素であり、微細な炭窒化物を生成させやすくするため、熱処理後の表面微細炭窒化物量を増加させ、硬度を上昇させるために重要な元素であるため、添加する方が好ましい。Ｖを含有する場合、少量であっても上記効果が得られるが、好ましくは０．０１％以上とするのがよく、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましく、０．１０％以上とするのがよい。一方、Ｖ含有率が１．００％を超える場合には、効果が飽和するとともに、コスト高になるという問題がある。

＜表面特性＞
（ａ）残留オーステナイト量が面積率で２０〜５０％、
表面における残留オーステナイトは、上述したように、異物噛み込み時の塑性変形形状を応力集中しずらい形状に制御するのに有効である。表面から観察した残留オーステナイトの量が、面積率で２０％未満の場合には、上述した異物噛み込み時の塑性変形形状制御効果が十分に得られないおそれがあり、一方、５０％を超える場合には、柔らかい残留オーステナイト相の割合が多すぎて、微細炭窒化物の多量析出による効果を考慮しても、８００ＨＶ超の硬さを確保できなくなり、転動疲労強度向上効果が低下するおそれがある。

（ｂ）最大炭窒化物の長軸長さが１５μｍ以下、
転動疲労強度の向上には、微細な炭窒化物の分散による表面硬さの向上が有効である。炭窒化物としては、Ｃｒ系炭窒化物の他、ＭｏあるいはＶが添加されている場合には、Ｍｏ系炭窒化物あるいはＶ系炭窒化物も同様の効果を発揮する。これらの炭窒化物のうち微細なものの必要個数は後述するとおりであるが、微細炭窒化物を増加させて硬さの向上を図っても、粗大な炭窒化物が存在すると、それが応力集中の起点となり、転動疲労強度向上に悪影響を及ぼす。したがって、表面観察により観察される最大炭窒化物の長軸長さが１５μｍ以下となるように制御することが重要である。特に、最大炭窒化物の長軸長さが１５μｍを超える場合には、応力集中による悪影響が大きくなり、寿命低下の原因となるおそれが高くなるため、避ける必要がある。

（ｃ）円相当径０．１〜２．０μｍの炭窒化物の個数が４００，０００個／ｍｍ²以上、
上述したように、転動疲労強度の向上には微細な炭窒化物の分散による硬さの向上が不可欠である。表面観察において、硬さ向上に効果的な微細な炭窒化物の大きさは、円相当径が０．１〜２．０μｍの炭窒化物であるため、このサイズの微細な炭窒化物の個数を４００，０００個／ｍｍ²以上存在させることによって、その効果が十分に発揮される。一方、微細な炭窒化物の個数が４００，０００個／ｍｍ²未満の場合には、上述した残留オーステナイト量を確保した場合における硬さ向上効果を十分に得ることができないおそれがある。

（ｄ）Ｃｓ（Ｃ濃度）が１．５〜３．４％、
Ｃｓは、表面において測定したＣ（炭素）濃度を示すものである。この範囲の炭素濃度を確保するためには、後述するように、例えば、高濃度ガス浸炭処理または高濃度ガス浸炭浸窒処理を行えばよい。そして、上記した成分からなる鋼に対して、Ｃｓを上記範囲となるように制御しつつ、浸炭又は浸炭浸窒処理することにより、上述した微細な炭窒化物が析出し、かつ粗大な炭窒化物の生成を抑制した鋼部品を得ることができる。Ｃｓが３．４％を超える場合には、粗大な炭窒化物が生成し、その粗大な炭窒化物が破壊の起点となるおそれがあり、一方、１．５％未満の場合には、硬さが８００ＨＶ超を得るのに十分な量の炭窒化物を確保することが困難となる。

（ｅ）Ｎｓ（Ｎ濃度）が０．５％以下、
Ｎｓは、表面において測定したＮ（窒素）濃度を示すものであり、浸窒処理を行った場合に、表面に窒素を拡散させ、転動疲労特性を改善することができる。しかし、Ｎ濃度が高すぎる場合には、炭窒化物の粗大化が促進され、かえって転動疲労特性が低下するおそれがある。そのため、炭窒化物の粗大化を阻止するために、Ｎｓを０．５％以下にすることが重要である。なお、Ｎは、鋼中に不純物として含有する元素であるため、浸窒処理しない場合でも、少量含有される。

（ｆ）表面硬さ８００ＨＶを超え、
表面硬さを向上させることは、転動疲労特性を向上させるための基本的な要件である。本願における鋼部品においては、従来以上の特性を得ることを目的とするため、８００ＨＶを超えることを必須とする。

なお、表面特性における表面とは、最終的な鋼部品での最表面を意味する。すなわち、浸炭処理や浸炭浸窒処理をした後に、表面を機械加工するような場合は、その加工後の最表面を意味する。

＜式１＞
また、上記した成分範囲、表面におけるＣ濃度、Ｎ濃度の条件を満足することに加えて、式１：４×（［Ｃｓ］＋［Ｎｓ］）−（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）＜３．６、を満たすことが、炭窒化物の粗大化をより確実に阻止し、優れた転動疲労特性を得るために有効である。式１の左辺の値が、３．６以上の場合には、粗大な炭窒化物の生成の可能性が残るが、３．６未満とすることによって、より確実に粗大な炭窒化物の生成を阻止することができる。
なお、上述したように、式中における［Ｃｓ］は上記（ｄ）のＣｓの値、［Ｎｓ］は上記（ｅ）のＮｓの値、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］はＣｒ、Ｍｏ及びＶの含有率（質量％）を示す。

＜表面硬化層よりも内部の特性＞
上記鋼部品においては、好ましくは、内部の特性、つまり、表面硬化層よりも内部である表面硬化処理の影響が及ばない断面位置での特性として、残留オーステナイト量が面積率で１０％以下である、という要件を具備することが好ましい。

残留オーステナイトは、時間経過により、徐々にマルテンサイト変態し、相変態によって膨張する特性を有する。そのため、内部の残留オーステナイト量が多いと変形量が大きくなり、それによる不具合が生じるおそれがある。そのため、内部の残留オーステナイト量を上記のごとく制御することが好ましい。

＜製造方法＞
本願における鋼部品は、少なくとも熱間加工を施して粗部品を形成し、該粗部品に焼きなまし処理及び粗切削加工を施した後、表面硬化処理を施し、その後、仕上げ切削加工を施すことにより製造することができる。そして、上記表面硬化処理は、例えば、高濃度ガス浸炭処理、高濃度ガス浸炭浸窒処理、高濃度真空浸炭処理、高濃度真空浸炭浸窒処理等を採用することができる。

高濃度ガス浸炭処理は、カーボンポテンシャル（Ｃｐ）が０．８〜１．６という比較的高い条件で浸炭ガスを導入して、マトリックス中に微細炭窒化物を生成させる浸炭を行う処理である。高濃度ガス浸炭浸窒処理は、高濃度ガス浸炭処理と同様に、カーボンポテンシャル（Ｃｐ）が０．８〜１．６という比較的高い条件で浸炭ガスを導入しつつ、さらに、アンモニア（ＮＨ₃）ガスも導入して、前記と同様にマトリックス中に微細炭窒化物を生成させる浸炭と浸窒の両方を行う処理である。

これらの処理における処理温度としては、８８０〜９６０℃とすることが好ましい。浸炭又は浸炭浸窒処理時の加熱温度が９６０℃を超える場合には、浸炭異常層が深くなり、強度が低下するおそれがあり、一方、８８０℃未満の場合には、ＣあるいはＣ及びＮの浸入・拡散が遅くなり、充分な硬度向上効果や硬化深さが得られないおそれがある。

また、高濃度ガス浸炭処理または高濃度ガス浸炭浸窒処理の後には、連続的に焼入れ処理を行う。焼入れ処理における急冷前の温度（以下、焼入れ温度と記す。）は、８５０〜９３０℃とすることが好ましい。焼入れ温度が９３０℃を超える場合には、焼入れ時の変形が大きくなり過ぎるおそれがあり、一方、８５０℃未満の場合には、生成した炭窒化物が粗大化しやすくなり、粗大炭窒化物が生成して、転動疲労強度が低下するおそれがある。なお、焼入れ処理時の急冷方法としては、例えば、４０〜１３０℃の油中に投入する油冷を採用することができる。また、焼入れ処理後には、１５０℃程度に保持する焼戻し処理を施すことが好ましい。

また、高濃度ガス浸炭処理または高濃度ガス浸炭浸窒処理時の温度（以下、処理温度と記す。）から、焼入れ温度まで移行する際に、一定以上の冷却速度で降温することにより、炭窒化物をより微細に生成することができる。そして、処理温度が高いほど、また焼入れ温度が低いほど、炭窒化物生成量は多くなる。つまり、処理温度と焼入れ温度の差異が大きいほど微細炭窒化物量は増加する。このため、処理温度と、焼入れ温度との温度差は、粗大炭窒化物の生成を抑制できる範囲で、温度差を大きくするのが好ましく、１０℃以上とするのがよく、好ましくは２０℃以上、より好ましくは３０℃以上とするのがよい。

上記転動疲労特性に優れた鋼部品の実施例につき、比較例と共に説明する。まず、表１に示す化学成分を有する複数の鋼種（試験Ｎｏ．１〜３１（試験Ｎｏ．１〜１９は実施例、試験Ｎｏ．２０〜３０は比較例、試験Ｎｏ．３１は従来鋼ＳＵＪ２）を準備した。ここで、Ｍｏについて０．０５％未満の鋼は、積極添加しておらず、不純物として含有していた量を示すものである。

これらの鋼は、電気炉で溶解して鋼塊を作製し、鋼塊に鍛伸加工を施して粗加工前の棒材に加工する。そして、この棒材を７８０〜１０８０℃に４時間保持した後、７７０〜８８０℃まで３時間かけて冷却した後、６００℃まで１２時間４０分かけて徐冷し、その後空冷する球状化焼き鈍し処理を行った。なお、処理温度は、成分により最適条件が異なるため、供試材毎に変化させている。その後、直径φ４５ｍｍ×１２ｍｍ厚さの円盤形状の粗加工品を作製した。

この粗加工品に対して、後述する条件で高濃度ガス浸炭浸窒処理（試験Ｎｏ．１６〜１８、２３、２９は、高濃度ガス浸炭処理）及び焼入れ・焼戻し処理を施し、その後、仕上げ加工として表面を０．１ｍｍ切削して試験片を得た。この切削後の表面が、実部品での表面に相当する位置である。表面特性は、この試験片における仕上げ加工面において測定した。また、内部特性は、前記の高濃度ガス浸炭浸窒処理又は高濃度ガス浸炭処理の影響が及ばないことが確認できている位置であるさらに表面から２ｍｍまで切削した面において測定した。

なお、試験Ｎｏ．２１については、高濃度ガス浸炭浸窒処理の有無による効果の差異を明確にするため、従来鋼ＳＵＪ２と共に、従来鋼に対して通常行われている熱処理である焼入れ焼戻し処理（８５０℃×３０分加熱後油冷→１５０℃１時間加熱後空冷）を行った。

また、一部の供試材は、本発明で明らかにしている表面の特性範囲が重要であることを明確にするために、意図的に浸炭浸窒処理条件を調整して、一部が本発明の条件の範囲外となるように処理し、本発明の実施例との比較を行った。

高濃度ガス浸炭浸窒処理は、浸炭ガスをカーボンポテンシャル（Ｃｐ）が０．８〜１．６％となる条件で導入しながら、かつ、ＮＨ₃を所望のＮｓ（％）が得られる条件で導入しながら（試験Ｎｏ．１６〜１８、２３、２９は、ＮＨ₃の導入はなし）、表１及び表２の「浸炭浸窒処理温度」の欄に記載した温度に４〜１２時間保持する条件で行った。

高濃度ガス浸炭浸窒処理後の焼入れ・焼戻し処理は、「処理温度」から、表１及び表２の「焼入れ温度」の欄に記載の温度まで短時間（約１５分）で直接降温し、その温度で３０分保持し、４０〜１３０℃の油中に焼入れを行った。その後、１５０℃に１時間保持する焼戻し処理を行った。「処理温度」から「焼入れ温度」へ降温する際の温度差も、表１及び表２に記載した。

＜（ａ）表面の残留オーステナイト量及び内部の残留オーステナイト量＞
表面及び内部の残留オーステナイト（γ）量は、微小部Ｘ線残留応力装置（ＰＳＰＣ）（リガク製）を用い、管球：Ｃｒ管球、Ｘ線：Ｋα１、加速電圧２０ｋＶ、照射電流：４０ｍＡの条件設定で測定した値を用いた。

＜（ｂ）最大炭窒化物長軸長さ＞
光学顕微鏡を用い、倍率：×１０００、測定範囲：約０．００４５ｍｍ²、測定視野数：１０視野、の条件で表面を観察し、観察領域の中で長軸長さが最長のものを選んでその値を最大炭窒化物長軸長さとした。

＜（ｃ）微細炭窒化物個数＞
ＳＥＭを用い、倍率：×１００００で観察し、円相当径が０．１〜２．０μｍのものの個数を画像処理により数えた。４００，０００個以上／ｍｍ²を指標とする。

＜（ｄ）Ｃｓ（％）及び（ｅ）Ｎｓ（％）＞
表面炭素濃度、表面窒素濃度は、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて測定(浸窒処理を行っていない試験材は、Ｃｓ（％）のみ測定)した。

＜（ｆ）表面硬さ＞
表面硬さは、試験片１における切削済みの表面を、ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重２０ｋｇｆの条件で測定した。

＜Ｂ１０寿命特性及び寿命比＞
Ｂ１０寿命特性（転動疲労寿命特性）試験は、森式スラスト型転動疲労試験機を用い、最大接触面圧：５．３ＧＰａ、回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：マシン油＃３０、ボールサイズ３／８インチ、ボール個数３個、温度：室温という条件に加え、異物としてハイス鋼粉末（硬さ７３０ＨＶV、粒径１００〜１５０μｍ）を混入させる条件で行った。転動疲労寿命の評価は、ワイブル分析により折損しない確率が９０％と定義されるＢ１０寿命を求め、従来鋼ＳＵＪ２（試験Ｎｏ．３１）の結果を基準として、これに対する比率を寿命比として求めた。そして、従来鋼ＳＵＪ２に対し、４倍以上の寿命が得られた場合を合格と判断した。

これらの評価結果は表１及び表２に示す。

表１から知られるように、実施例の試験Ｎｏ．１〜１９は、上述した特定の化学成分組成を具備すると共に式１を満足し、かつ、表面特性（ａ）〜（ｆ）の全てを満足する。
これにより、Ｂ１０寿命に優れ、すべて、異物を有する厳しい条件であるにもかかわらず、従来鋼（試験Ｎｏ．３１）より４倍以上優れた寿命特性（転動疲労特性）を発揮した。ここで、実施例のうち、試験Ｎｏ．６〜８は、温度差の値の影響をみるため、同一成分で温度差を変化させた結果を示すが、温度差が大きいほど微細炭窒化物の数が増加し、その結果表面硬さが上昇し、Ｂ１０寿命が改善されることがわかった。

一方、比較例の試験Ｎｏ．２０〜３０は、化学成分、式１、表面特性（ａ）〜（ｆ）の少なくとも１つが所望範囲から外れ、実施例に匹敵するほど寿命特性が向上したものはなかった。

試験Ｎｏ．２０は、式１を含め、化学成分に問題はないが、高濃度浸炭浸窒処理後、降温することなく、焼入れを行った結果、微細炭窒化物が十分に生成されず、その結果微細炭窒化物生成による表面硬さ向上効果が小さくなり、表面硬さが８００ＨＶ未満となったため、実施例ほどの寿命特性が得られなかった。

試験Ｎｏ．２１は、式１を含め化学成分に問題はないが、表面硬化処理の効果を明確にするために、高濃度浸炭浸窒処理を行わず、従来鋼ＳＵＪ２で普通に行われている焼入れ焼戻し処理を行った結果、当然の結果として、（ａ）表面の残留オーステナイト量、（ｃ）微細炭窒化物の個数、（ｄ）Ｃｓ、（ｆ）表面硬さが本発明の条件を満足しなくなり従来鋼よりも寿命特性が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．２２は、個々の化学成分に問題はないが、式１が満足せず、かつ浸炭浸窒処理後の表面窒素濃度Ｎｓが高すぎるため、炭窒化物が粗大化し、従来鋼よりも寿命特性が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．２３は、式１の値も含め化学成分に問題はないが、浸炭処理後の表面炭素濃度Ｃｓが低すぎたため、微細炭窒化物の個数が所定の数より少なくなった結果、狙いの表面硬さが得られず、実施例ほどの寿命特性が得られなかった。

試験Ｎｏ．２４は、化学成分においてＣ含有率が高すぎたため、粗大炭窒化物が生成された結果、最大炭窒化物長軸長さが本発明の条件を満足しなかったため、十分な表面硬さを有しながら、従来鋼よりも寿命特性が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．２５は、Ｓｉ含有率が低いことが原因で、狙いの（ｆ）表面硬さが満足できず、実施例ほどの寿命特性が得られなかった。

試験Ｎｏ．２６は、化学成分においてＭｎ含有率が低すぎた影響で（ｆ）表面硬さが狙い値を満足できず、実施例ほどの寿命特性が得られなかった。

試験Ｎｏ．２７は、化学成分においてＣｒ含有率が低すぎ、その影響で（ｃ）微細炭窒化物が狙い通りの個数生成されなかった影響で、（ｆ）表面硬さが８００ＨＶ超えとならず、実施例ほどの寿命特性が得られなかった。

試験Ｎｏ．２８は、化学成分においてＣｒ含有率が高すぎ、炭窒化物が粗大化しやすい成分であったため、（ｂ）最大炭窒化物長軸長さが本発明の条件を満足できなかったため、十分な表面硬さを有しながら、従来鋼よりも寿命特性が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．２９は、式１を含め、化学成分に問題はないが、浸炭浸窒処理後に表面炭素濃度Ｃｓが高くなりすぎたため、析出する炭窒化物が粗大化し、（ｂ）最大炭窒化物長軸長さが本発明の条件を満足できず、非常に高い表面硬さを有しながら、従来鋼よりも寿命特性が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．３０は、式１を含め、化学成分に問題はないが、浸炭浸窒処理後に表面の残留γ量が高くなりすぎ、表面硬さ８００ＨＶ超を得ることができなかったため、従来鋼に対し４倍以上の寿命を確保できなかった。

Claims

質量比で、Ｃ：０．５０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：５．００〜９．００％、Ｍｏ：０〜１．００％（０％を含む）、Ｖ：０〜１．００％（０％を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
浸炭層又は浸炭浸窒層を含む表面硬化層を有し、
表面特性として、以下の（ａ）〜（ｆ）を具備し、
（ａ）残留オーステナイト量が面積率で２０〜５０％、
（ｂ）最大炭窒化物の長軸長さが１５μｍ以下、
（ｃ）円相当径０．１〜２．０μｍの炭窒化物の個数が４００，０００個／ｍｍ²以上、
（ｄ）Ｃｓ（Ｃ濃度）が１．５〜３．４％、
（ｅ）Ｎｓ（Ｎ濃度）が０．５％以下、
（ｆ）表面硬さが８００ＨＶを超え、かつ、
下記式１を満足する、転動疲労特性に優れた鋼部品。
式１：４×（［Ｃｓ］＋［Ｎｓ］）−（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）＜３．６、
（但し、式中における［Ｃｓ］は上記（ｄ）のＣｓの値、［Ｎｓ］は上記（ｅ）のＮｓの値、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］はＣｒ、Ｍｏ及びＶの含有率（質量％）を示す。）
上記表面硬化層よりも内部の残留オーステナイト量が面積率で１０％以下である、請求項１に記載の転動疲労特性に優れた鋼部品。