WO2021106086A1 - 鋼及び軸受 - Google Patents

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WO2021106086A1
WO2021106086A1 PCT/JP2019/046228 JP2019046228W WO2021106086A1 WO 2021106086 A1 WO2021106086 A1 WO 2021106086A1 JP 2019046228 W JP2019046228 W JP 2019046228W WO 2021106086 A1 WO2021106086 A1 WO 2021106086A1
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WO
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less
steel
content
bearing
carburizing
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PCT/JP2019/046228
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English (en)
French (fr)
Inventor
真吾 山▲崎▼
美百合 梅原
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/36—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for balls; for rollers

Definitions

  • the present invention relates to a steel that is subsequently carburized and hardened and tempered, and a bearing that is manufactured by carburizing and quenching using the steel.
  • the above-mentioned predetermined steel material is subjected to hot working (for example, hot forging) and then cutting to obtain an intermediate product having a predetermined shape.
  • the intermediate product is heat-treated to adjust the hardness and microstructure of the intermediate product to a predetermined state to obtain a desired mechanical part.
  • the above heat treatment is quenching and tempering, whereas when skin-baked steel is used as the steel material, the above heat treatment is carburizing treatment (carburizing and tempering and tempering).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-49057
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-280583
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-25793
  • Patent Document 1 discloses that a rolling bearing having excellent wear resistance can be obtained by subjecting a steel material containing a large amount of V to carburizing treatment or carburizing nitriding treatment and precipitating V carbide on the surface layer. Has been done.
  • Patent Document 1 contains 0.50% or more of Cr, coarse carbides such as M 7 C 3 containing Cr as a main component may be produced at the time of carburizing depending on the amount of V and Mo added. It may be generated and the wear resistance of the bearing member may not be sufficiently obtained.
  • Patent Document 2 focuses on the reduction of peeling life due to hydrogen embrittlement in bearings, finely disperses V-based carbides, and enhances the effect of hydrogen trap sites, whereby bearings with high surface fatigue strength can be obtained. Skin-baked steel is disclosed.
  • a rolling bearing having improved wear resistance and peeling resistance can be obtained by dispersing fine carbides having a particle size of 10 ⁇ m or less at an area ratio of 7% or more and 15% or less.
  • Bearing steel is disclosed.
  • the bearing steel of Patent Document 3 not only contains 0.5% or more of expensive Ni, but also needs to be reheated and quenched after carburizing, which may increase the manufacturing cost.
  • Patent Document 4 describes the amount of C and N on the surface portion as 0.05 ⁇ C ⁇ 1.0% and 0.8% by weight ratio with the object of improving fatigue strength, particularly rolling fatigue life.
  • Patent Document 5 by limiting the quenching start temperature T A which is performed after the surface hardening treatment as described below, discloses that to obtain a high dimensional accuracy hardened mechanical parts.
  • T 1 788-117 x [C] + 29 x [Si] -14 x [Mn]
  • T 1 900-387 x [C] + 63 x [Si] -18 x [Mn]
  • Patent Documents 4 and 5 suggests the necessity of securing the area ratio of carbides.
  • the steel parts disclosed in Patent Document 4 and the skin-baking steel disclosed in Patent Document 5 have room for improvement in wear resistance.
  • the present invention has been made in view of the above matters, and provides a steel suitable for obtaining a bearing having excellent wear resistance and surface origin peeling resistance, and a bearing using the steel.
  • the purpose is.
  • the present inventors have diligently studied to solve the above problems. As a result, in addition to adopting a predetermined chemical composition, the present inventors pay particular attention to the relationship between the Mo content and the V content, and the aspect ratio of the predetermined size is 2 only by carbide and quenching. It was found that it is possible to disperse carbides of .0 or less, and thus to provide a bearing having excellent wear resistance and surface origin peeling resistance.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as shown below.
  • the chemical composition in the depth region of 1.50 mm or more from the surface is mass%.
  • C 0.15 to 0.45%
  • Si 0 to 3.00%
  • Mn 0.20 to 1.50%
  • Mo 0.70 to 3.00%
  • V 0.40 to 1.00%
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Is contained and the balance is Fe and impurities.
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • N 0.0300% or less
  • O 0.0015% or less, respectively.
  • the chemical composition satisfies the formulas (1) and (2). 1.2 ⁇ Mo / V ⁇ 3.0 ...
  • the C content is 0.70% to 1.50% by mass, and the content of components other than C is 1.5 mm or more from the surface.
  • the area ratio of retained austenite is 15% or less,
  • the area ratio of the precipitate having an aspect ratio of 2.0 or less and a circle equivalent diameter of 20 to 200 nm is 3.0% or more.
  • the rest is tempered martensite tissue, The area ratio of the precipitate is 3.0% to 10.0%.
  • a bearing characterized in that, in a surface layer having a depth region of 0 to 0.20 mm from the surface, the crystal grain size of the former austenite grain boundary is 10 or more in JIS grain size number, and the Vickers hardness is 700 HV or more.
  • the composition of various elements and the relationship between the Mo content and the V content are particularly optimized.
  • excellent performance can be realized in both wear resistance and surface origin peeling resistance.
  • FIG. 1 is a side view and a cross-sectional view showing a partial cross section of an intermediate product (cylindrical test piece).
  • FIG. 2 is a diagram showing a heat pattern of carburizing and quenching and tempering for an example of the present invention.
  • FIG. 3 is a side view and a cross-sectional view showing a partial cross section of a mechanical part (cylindrical test piece) that has been carburized and hardened and tempered. It is a graph which shows the relationship between the surface hardness (HV) of the invention example of Table 3 and the surface origin peeling resistance. It is a graph which shows the relationship between the surface hardness (HV) and the surface origin peeling resistance of the invention example of Table 6.
  • the present inventors have diligently studied bearings having excellent wear resistance as well as surface starting point peeling resistance. That is, the present inventors have investigated the effects of steel components, particularly C, Mo, and V on the wear resistance of steel, on the premise that the surface origin peeling resistance is sufficiently ensured.
  • the wear resistance is mainly based on the surface hardness of the steel material and the dispersion state of the precipitates, and if the wear resistance is good, the rolling fatigue characteristics of the bearing can be enhanced.
  • Et al. Investigated and investigated the effects of the above-mentioned steel components on hardness, dispersion of precipitates, wear resistance, and rolling fatigue characteristics. As a result, the present inventors obtained the following findings.
  • the precipitates that contribute to the improvement of wear resistance and rolling fatigue characteristics have an FCC structure that is harder than cementite and has an aspect ratio of 2.0 or less. It was a carbide. Further, when the components of the hard carbide were analyzed using the extraction residue of steel, it was found to be a carbide containing a metal element (hereinafter referred to as "MC carbide").
  • the symbol M means a metal element (the same applies hereinafter).
  • the chemical composition of the steel material may also be deposited M 2 C carbides as well MC carbides. Since M 2 C carbide is softer than MC carbide, it is less effective in improving the wear resistance of steel. Therefore, it is necessary to suppress the precipitation of M 2 C carbides.
  • M in MC carbide is mainly Mo and V. Further, one of Mo and V is substituted by the other, and the MC carbide contains both Mo and V in a complex manner.
  • the present inventors have found that the viewpoint of the solubility limit, but who Mo is more soluble than V, found that when an excess of Mo addition amount M 2 C carbides are precipitated. From these findings, the present inventors have considered that the upper limit of Mo to V allow complex precipitates as precipitating MC carbides without precipitating M 2 C carbides are present.
  • the present inventors have found that satisfies the chemical composition of the steel is 1.2 ⁇ Mo / V ⁇ 3.0, without generating M 2 C carbides to deteriorate the wear resistance at the time of carburizing, the MC carbides during bearing It has been found that rolling fatigue characteristics and wear resistance can be improved by finely dispersing 3.0% or more in area fraction. It was also found that it is necessary to satisfy Mo / 1.4 + V ⁇ 1.0 in order to secure a sufficient amount of MC carbide during carburizing.
  • Mo and V are contained as steel components at a ratio of 1.2 ⁇ Mo / V ⁇ 3.0, and Mo / 1. It is important to adjust the Mo and V contents so as to satisfy .4 + V ⁇ 1.0, preferably Mo / 1.4 + V ⁇ 1.5, and more preferably Mo / 1.4 + V ⁇ 2.0. is there.
  • Carbon (C) has an effect of increasing the strength of steel and an effect of controlling the structure of steel, and is an important element in the steel field.
  • C content is low (that is, when the C content is less than 0.15%), the internal hardness of the bearing becomes insufficient, and sufficient strength cannot be obtained as the bearing.
  • C content is excessively high (that is, when the C content exceeds 0.45%), coarse carbides and carbonitrides (hereinafter, "carbonitrides, etc.”) even after hot working (before carburizing). ”) Remains, the formation of fine MC carbides during the carburizing treatment is inhibited, and the surface origin peeling resistance of the carburized parts is lowered. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.20%.
  • the preferable upper limit of the C content is 0.40%.
  • Si 0 to 3.00% Si increases the strength of steel. Si further enhances the surface origin peeling resistance of carburized parts. However, if the Si content is too high, the hardness of the base metal becomes too high, and the tool life during cutting is shortened. In the present invention, Si does not necessarily have to be contained, but since it is added as a deoxidizing element in the manufacturing process, the lower limit of the Si content is 0.01% in consideration of the economic burden for removing Si. , Further, it may be 0.05%.
  • the Si content is set to 3.00% or less. That is, when vacuum carburizing is applied, the range of Si is preferably 0.50 to 3.00%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 2.50%, more preferably 2.00%, and even more preferably 1.50%. Further, if good cold workability is taken into consideration, the upper limit of the Si content may be 1.00%.
  • Mn 0.20 to 1.50%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel and further enhances the rolling fatigue characteristics of carburized parts. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardness of the base metal becomes too high, and the tool life during cutting is shortened. Further, if the Mn content is too high, it may cause quench cracking during quenching. Therefore, the Mn content was set to 0.20 to 1.50%.
  • the preferable lower limit of Mn is 0.30%, and the more preferable lower limit is 0.40%.
  • the preferred upper limit of Mn is 1.20%, more preferably 1.00%.
  • Mo 0.70 to 3.00% Molybdenum (Mo), like Cr, enhances the hardenability of steel. Mo is further contained in combination with V and Cr to promote the formation of fine MC carbides during the carburizing treatment and enhance the wear resistance of the carburized parts. If the Mo content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if Mo content is too high, not only the precipitation of M 2 C carbides inferior MC carbide abrasion properties is accelerated, and decreases hot workability and machinability of the steel, moreover increase also production cost .. Therefore, the Mo content was set to 0.70 to 3.00%. The preferable lower limit of the Mo content is 1.50%. The preferred upper limit of the Mo content is 2.40%, and the more preferable upper limit is 2.00%.
  • V 0.40 to 1.00% Vanadium (V), like Cr and Mo, enhances the hardenability of steel. V further combines with C to form fine MC carbides.
  • V and Mo are contained in a composite manner, a large number of fine precipitates are generated during the carburizing treatment, and the wear resistance of the carburized parts is enhanced. If the V content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, unsolidified coarse carbides and the like remain even after hot working, and the rolling fatigue characteristics of the carburized parts deteriorate. Further, the hot workability and machinability of steel are also lowered. Therefore, the V content was set to 0.40 to 1.00%. The preferable lower limit of the V content is 0.60%. The preferable upper limit of the V content is 0.90%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) is an element having an effect of deoxidizing steel and is used in the deoxidizing step. Steels in which Al is used in the deoxidizing step usually contain 0.005% or more of Al. If the Al content is too high, coarse oxide-based inclusions will remain in the steel and the rolling fatigue characteristics of the carburized parts will deteriorate. Therefore, the Al content was set to 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.008%, more preferably 0.010%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.050%, more preferably 0.048%.
  • the Al content here means the content of total Al (Total Al) including both Al contained in the solid solution form and Al contained in the non-solid solution form in steel.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities are those that are mixed in from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when steel is industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the steel. Means.
  • the main impurities include, but are not limited to, P, S, N, and O, and other elements may be contained as impurities.
  • P 0.015% or less Phosphorus (P) segregates at grain boundaries and reduces the toughness of carburized parts. Therefore, the P content is 0.015% or less.
  • the upper limit of the preferable P content is 0.013%, more preferably 0.010%.
  • the P content is preferably as low as possible.
  • S 0.005% or less Sulfur (S) produces sulfide in steel and reduces the rolling fatigue characteristics of carburized parts. Therefore, the S content is 0.005% or less.
  • the preferable upper limit of the S content for enhancing the surface starting point peeling resistance is 0.004%, and the more preferable upper limit is 0.003%.
  • the S content is preferably as low as possible.
  • N Nitrogen (N) dissolves in the steel and lowers the hot workability of the steel. Therefore, the N content is 0.0300% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0250%, more preferably 0.0200%.
  • the N content is preferably as low as possible.
  • Oxygen (O) combines with other elements in the steel to form an oxide, which lowers the strength of the steel material. O further produces oxides and promotes coarsening of MnS to reduce the rolling fatigue characteristics of the bearing. Therefore, the O content is 0.0015% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0013%, more preferably 0.0012%.
  • the O content is preferably as low as possible.
  • the steel of the present embodiment can contain the following optional elements (Cr, Ni, B, Nb, Ti, Cu, W, REM). These elements can be adopted alone or in combination thereof. However, the object of the present invention can be achieved without containing any of these elements.
  • Chromium (Cr) is an element that enhances the hardenability of steel, and may be contained in an amount of 0% or more if necessary. Coarse M 7 C 3 (symbol M indicates a metal element) carbide is formed at the austenite grain boundary to inhibit the formation of MC carbide. Further, Cr is an element that forms an oxide layer on the surface layer of the steel material at the time of carburizing, like Si. Therefore, the upper limit of the amount of Cr is set to less than 0.50%. Cr may be contained with 0.05% as the lower limit. A more preferable lower limit for obtaining the effect of Cr is 0.07%, and a further preferable lower limit is 0.10%. A more preferable upper limit of the amount of Cr is 0.40%, and a more preferable upper limit of the amount of Cr is 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an element that improves hardenability. However, if the Ni content is too high, the amount of retained austenite increases and the quenching hardness decreases. Therefore, the Ni content is 0.50% or less.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%.
  • the preferable upper limit of the Ni content is 0.35%, and the more preferable upper limit is 0.10% in consideration of the balance between the contribution to hardenability and the addition amount.
  • B 0 to 0.0050% Boron (B) enhances the hardenability of steel and enhances the strength of bearings. B further suppresses the segregation of P and S at the austenite grain boundaries during quenching. However, if the B content is too high, B nitride (BN) will be formed and the toughness of the steel will decrease. Therefore, the B content may be contained in the range of 0.0003% or more and 0.0050% or less. The preferable lower limit of the B content for obtaining the effect of B is 0.0005%. The preferred upper limit of the B content is 0.0030%.
  • Niobium (Nb) combines with C and N in steel to form carbides, nitrides, and carbonitrides. These precipitates refine the crystal grains and increase the strength of the bearing by strengthening the precipitation. However, if the Nb content is too high, the toughness of the steel will decrease. Therefore, the Nb content may be contained in the range of 0% or more and 0.100% or less. The preferable lower limit of the Nb content for obtaining the effect of Nb is 0.005%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.070%.
  • Titanium like Nb, produces carbides, nitrides, and carbonitrides to refine the crystal grains and increase the strength of the bearing.
  • Ti 0 to 0.100%
  • Ti titanium
  • the preferable lower limit of the Ti content for obtaining the effect of Ti is 0.030%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.080%.
  • Cu 0 to 0.30% Copper (Cu) enhances corrosion resistance. However, if the Cu content is too high, the hot ductility during rolling will decrease. Therefore, the Cu content may be contained in the range of 0.05% or more and 0.30% or less.
  • the preferable lower limit of the Cu content for obtaining the effect of Cu is 0.01%.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.20%.
  • W 0 to 0.50% W is an element that improves the corrosion resistance of steel and may be contained. However, an M 2 C forming element, since also the expensive element, may be less than 0.50%. It is preferably 0.30% or less. When W is added, it is preferable to add 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more in order to obtain the effect.
  • REM 0-0.020%
  • Rare earth elements (REM) promote fine dispersion of sulfides such as MnS.
  • the REM content may be contained in the range of 0% or more and 0.020% or less.
  • the preferable lower limit of the REM content for obtaining the effect of REM is 0.005%.
  • the preferred upper limit of the REM content is 0.010%.
  • the chemical composition of the steel of this embodiment satisfies the formula (1). 1.2 ⁇ Mo / V ⁇ 3.0 ... (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the steel contains both Mo and V
  • fine MC carbides are generated on the surface layer during the carburizing treatment. If Mo / V is less than 1.2, the combined effect of Mo and V becomes insufficient, so that the formation of fine MC carbides is not promoted during the carburizing treatment, and the wear resistance of the carburized parts cannot be improved.
  • the Mo / V is more than 3.0, rather than the MC carbide, by the generation of M 2 C carbides mainly composed of Mo is promoted, the surface layer of steel, a fine FCC structure hard The MC carbide cannot be dispersed. Therefore, the Mo / V ratio is defined in the range of the formula (1). Preferably, it is in the range of 1.5 ⁇ Mo / V. Further, it is preferably in the range of Mo / V ⁇ 2.5.
  • the chemical composition of the steel of the present embodiment further satisfies the formula (2).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2).
  • the Cr content is lowered to suppress the precipitation of the M 7 C 3 compound, and the V and Mo contents are controlled to a predetermined distribution, so that the MC carbide is an old austenite crystal.
  • the components are adjusted so that they are evenly dispersed in the grains. Therefore, the steel of the present embodiment can be suitably used for a bearing, and by using the steel of the present embodiment, not only a bearing having excellent surface origin peeling resistance can be manufactured, but also Mo By optimizing the relationship between the content and the V content, a bearing having excellent wear resistance can be obtained.
  • Molten steel having the above-mentioned chemical composition and satisfying the formulas (1) and (2) is made into slabs by a continuous casting method.
  • the molten steel may be made into an ingot (steel ingot) by an ingot forming method.
  • the slab or ingot is hot-worked to produce a steel piece (billet).
  • slabs or ingots can be made into steel pieces by slab rolling.
  • Steel pieces or slabs are hot-worked to produce steel materials such as steel bars or wire rods.
  • the hot working may be hot rolling or hot forging (hot forging or the like).
  • the steel pieces or slabs before hot rolling may be subjected to a soaking heat diffusion treatment.
  • the produced steel material may be subjected to a normalizing treatment or a spheroidizing annealing treatment.
  • a steel material can be obtained by the above steps.
  • the above-mentioned steel material is processed into a predetermined shape to produce an intermediate product.
  • Examples of the processing method include hot forging and machining (cutting, etc.).
  • the processing method is not limited to these, and any processing method can be adopted as long as an intermediate product having a predetermined shape can be obtained.
  • the intermediate product is carburized and quenched.
  • the carburizing conditions are not particularly limited.
  • the Si content is low (when the Si content is 0.50% or less)
  • both gas carburizing and vacuum carburizing can be applied.
  • a large amount of Si is contained (when the Si content is 0.50% or more), there is a concern that the surface starting point peeling property may be deteriorated due to the formation of a surface oxide film, so that it is necessary to apply vacuum carburizing. ..
  • Vacuum carburizing treatment is a treatment that utilizes the diffusion phenomenon, and uses hydrocarbon gases such as acetylene, propane, and ethylene. If the carburizing temperature is less than 850 ° C., a long heat treatment is required to diffuse sufficient carbon into the mechanical parts, which increases the cost. On the other hand, if the carburizing temperature exceeds 1100 ° C., significant coarse graining and grain mixing are caused. Therefore, carburizing is carried out in a temperature range of 850 to 1100 ° C. In order to reduce the cost, suppress coarse graining, and suppress mixed flow at a higher level, it is preferable to carry out the carburizing temperature in the temperature range of 900 to 1050 ° C.
  • carburizing In the case of gas carburizing, an intermediate product is placed in a carburizing gas atmosphere and carburized at a carburizing treatment temperature of 850 to 1100 ° C. If the carburizing temperature is too low, the diffusion rate of C will be slow. In this case, the carburizing treatment time required to obtain the predetermined heat treatment properties becomes long, and the production cost increases. On the other hand, if the carburizing treatment temperature is too high, the austenite grains become coarse and quench strain occurs. Therefore, the carburizing treatment temperature is 850 to 1100 ° C. A more preferable carburizing treatment temperature is 900 to 970 ° C.
  • the carburized and quenched intermediate product is held in a temperature range of 130 to 200 ° C. for a predetermined time to temper it.
  • the quenching temperature is 850 ° C. or higher.
  • a more preferable quenching temperature is 870 ° C. or higher.
  • the tempering temperature is 130 to 200 ° C.
  • a more preferable tempering temperature is 150 to 180 ° C.
  • the C concentration (surface layer C concentration) in the surface layer (depth region from the surface to 0.20 mm) of the carburized bearing (carburized bearing) and the method for adjusting the surface hardness will be described in detail.
  • the surface layer C concentration can be adjusted by controlling the carbon potential in the atmosphere during carburizing and quenching. As an example, it can be adjusted by the carbon potential of carburizing and quenching, the heating temperature, and the carburizing treatment time. The higher the carbon potential, the higher the heating temperature, and the longer the carburizing treatment time, the higher the surface layer C concentration.
  • the surface layer C concentration can be adjusted by controlling the concentration and temperature of acetylene.
  • the surface hardness mainly depends on the surface layer C concentration. Specifically, the higher the surface layer C concentration, the higher the surface hardness. However, if the surface layer C concentration is too high, the surface hardness is lowered due to the generation of retained austenite, and the surface peeling resistance is deteriorated due to the generation of coarse carbides.
  • the bearing according to the present embodiment is manufactured by carburizing and quenching and tempering the steel according to the present embodiment described above.
  • the chemical composition near the surface changes due to the influence of the carburizing treatment, but there is no change in the chemical composition in the region not affected by the carburizing treatment, specifically, in the region having a depth of 1.50 mm or more from the surface. That is, the chemical composition in the region having a depth of 1.50 mm or more from the surface is substantially the same as that of the steel according to the present embodiment described above.
  • the surface layer C concentration in the bearing of the present embodiment (that is, the average value of the C content at a position 0.20 mm in the depth direction from the surface of the bearing) is 0.70 to 1.50%. If the surface layer C concentration is too low, the surface hardness becomes too low and the wear resistance is lowered. On the other hand, if the surface layer C concentration is too high, the amount of retained austenite increases, the surface hardness decreases and the wear resistance is impaired, or coarse carbides and the like are generated, so that the surface origin peeling resistance decreases.
  • the preferable lower limit of the surface layer concentration is 0.75%, and more preferably 0.80%.
  • the preferable upper limit of the surface layer C concentration is 1.20%.
  • the surface layer C concentration is the value (mass) of the C concentration measured at a depth of 0.20 mm from an arbitrary surface position of the carburized bearing using, for example, an electron probe microanalyzer (EPMA) such as JXA-8230 manufactured by JEOL Ltd. %).
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the content of the component other than C is within the range of the content of the component in the depth region of 1.5 mm or more from the surface. This is because even when C invades the surface layer by the carburizing treatment, each element existing on the surface layer before the carburizing is still contained in an amount substantially equal to the content before the carburizing.
  • the Vickers hardness of the surface layer of the bearing of the present embodiment is 700 HV or more. If the Vickers hardness of the surface layer is less than 700 HV, excellent wear resistance cannot be obtained, and the rolling fatigue life may be shortened. On the other hand, if the Vickers hardness of the surface layer exceeds 1000 HV, there is a concern that the crack growth sensitivity will increase when minute cracks occur and the surface origin peeling resistance will rather decrease, so 1000 HV or less is desirable. .. The preferable lower limit of the Vickers hardness of the surface layer is 750 HV.
  • the Vickers hardness was determined by a method according to JIS Z 2244: 2009, using a sample having a cross section perpendicular to the surface of the carburized steel part as an observation surface, and 0.05 mm from the surface of the steel part. Hardnesses at depths of 10 mm, 0.15 mm and 0.20 mm are measured under a load of 2.94 N, respectively. Then, the average value of these four points is taken as the surface hardness.
  • the internal Vickers hardness of the bearing of the present embodiment (that is, a depth of 1.50 mm from the surface) is preferably 200 HV or more. If the internal Vickers hardness is less than 200 HV, the strength as a part cannot be obtained, and the fatigue characteristics may be deteriorated. On the other hand, if the internal Vickers hardness exceeds 400 HV, there is a concern that the workability at the time of molding the part may decrease, so 400 HV or less is desirable. The preferred lower limit of the internal Vickers hardness is 250 HV.
  • the metal structure of the surface layer of the bearing of the present embodiment (that is, the structure at a depth of 0.20 mm from the surface of the bearing) is precipitated with retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less and a circle equivalent diameter of 20 to 200 nm.
  • the remaining metallographic structure is tempered martensite.
  • the precipitate having an aspect ratio of 2.0 or less and a circle-equivalent diameter of 20 to 200 nm is substantially an MC carbide.
  • the bearing according to the present embodiment is manufactured through charcoal-burning as described above, the metal structure of the surface layer becomes a tempered martensite structure in the region excluding retained austenite and precipitates.
  • the metallographic structure formed by quenching and tempering may contain non-tempering martensite, albeit in a trace amount.
  • the metallographic structure formed by quenching and tempering may contain a small amount of ferrite or cementite structure formed by decomposition of retained austenite by tempering, in addition to retained austenite generated by quenching. These are difficult to distinguish from tempered martensite. If it can be discriminated, the object of the present invention can be achieved even if a small amount of pearlite, ferrite, and cementite (specifically, 10% or less in area ratio) is contained. That is, in the present invention, the "tempered martensite structure" refers to a metal structure in which the main body is tempered martensite and the total area ratio of pearlite, ferrite, and cementite is 10% or less.
  • a cross section perpendicular to the surface of the bearing is cut out from the carburized bearing, the cross section is mirror-polished, and then a nital solution (a solution in which 3 g of nitric acid is dissolved in 100 ml of ethanol and a surfactant is added as necessary). Corrodes for 5-30 seconds, then rinses with water. Then, 10 visual fields of 70 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m as one visual field are observed at a depth of 0.20 mm from the surface at intervals of 0.05 mm parallel to the surface. For observation, a scanning electron microscope (SEM) with a magnification set to 10000 times is used. As the SEM used for the measurement, for example, JSM-7100F manufactured by JEOL Ltd. can be used.
  • SEM scanning electron microscope
  • the region where the crystal structure is FCC (that is, at least one region of retained austenite or MC carbide) was determined. Can be identified.
  • regions other than the precipitate having a circular equivalent diameter of 20 to 200 nm and an aspect ratio of 2.0 or less, which will be described later, are regarded as retained austenite, and the area ratio thereof is determined. When measured, it was 15% or less in each case. Further, in each of the examples of the invention, the area ratio of retained austenite was 10% or more.
  • cementite and M 7 C 3 can be considered in addition to the MC carbide.
  • the MC carbide grows spherically during the carburizing treatment and becomes a precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 to 200 nm and an aspect ratio of 2.0 or less.
  • cementite is precipitated, it is precipitated in an elongated shape along the old austenite grain boundaries, so that it has a high aspect ratio, and specifically, it is precipitated as grains having an aspect ratio of more than 2.0.
  • M 7 C 3 precipitates in a plate-like shape when precipitated, it also precipitates in a shape having an aspect ratio of more than 2.0. Therefore, in the present embodiment, a precipitate having a particle size of 20 to 200 nm and an aspect ratio of 2.0 or less is regarded as an MC carbide and measured.
  • a precipitate having a circular equivalent diameter of 20 to 200 nm and an aspect ratio of 2.0 or less was identified.
  • a cross section perpendicular to the surface is cut out, mirror-polished, immersed in a mixed solution of nitric acid and alcohol (1.5 ml of nitric acid for 100 ml of alcohol) for 5 seconds, and then washed with water. , The cross section at a depth of 0.20 mm from the surface of the bearing was observed.
  • an SEM set to a magnification of 30,000 times is used, and electron backscatter diffraction (EBSD) is adopted.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the SEM magnification is set to 30,000 times by EBSD, and at a depth of 0.20 mm from the surface of the bearing, at intervals of 0.05 mm parallel to the surface, 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m as one field of view, for a total of 10 fields of view.
  • MC carbides precipitates having an FCC structure and containing V and Mo were identified as MC carbides.
  • a TSL camera Dividiew IV
  • OIM-Analysis ver7.1 OIM-Analysis ver7.1
  • the area ratio of MC carbide is a numerical value indicating the total area of MC carbide as a percentage with respect to the total area of the observation field of view.
  • the precipitates to be included when determining the area ratio of MC carbides are those having an aspect ratio of 2.0 or less defined by the major axis / minor axis and having a circle-equivalent diameter of 20 to 200 nm. To do. Most of the actual aspect ratios of MC carbides were 1.5 or less.
  • the area ratio of the carbide identified as MC carbide is the average value measured at multiple locations (at least 10 locations).
  • the area ratio and the equivalent circle diameter of the precipitate identified as MC carbide can be measured using image analysis software, for example, ImageJ (manufactured by National Institutes of Health).
  • the area ratio of MC carbide when the area ratio of MC carbide is 3.0% or more, fine MC carbide can be sufficiently secured in the surface layer, and as a result, the wear resistance of the bearing and the surface origin peeling resistance are peeled off. I was able to achieve both sex.
  • the area ratio of MC carbide was less than 3.0%, the wear resistance of the bearing became insufficient. It is considered that this is because the amount of MC carbide, which is harder than that of other structures, was insufficient. No particular upper limit is set for the area ratio of MC carbide, but if the ratio of non-metal precipitates is excessive, the toughness of the bearing may decrease.
  • the area ratio of MC carbide can be increased to about 10% by the production method of the present disclosure, and within the range of 10.0% or less, it can be used as a bearing without any problem.
  • the crystal particle size of the former austenite on the surface layer of the bearing of the present embodiment is 10 or more in JIS particle size number.
  • the preferable range of the crystal particle size of the former austenite is 11 or more in the JIS particle size number.
  • the crystal grain size of the former austenite is measured as follows. First, the cross section is perpendicular to the bearing surface, the surface is polished to a depth of 0.20 mm from the surface, immersed in a mixed solution of nitric acid and alcohol (1.5 ml of nitric acid for 100 ml of alcohol) for 5 minutes, and then washed with water. The old austenite grain boundaries are revealed, and the range from the surface of the cross section to a depth of 0.20 mm is continuously photographed with a 1000 times optical microscope. Then, the particle size number is obtained by the cutting method described in JIS G 0551: 2013.
  • the bearing of the present embodiment shown above has a surface layer C concentration, a surface layer Vickers hardness, and an internal Vickers hardness by adopting a predetermined chemical composition and predetermined carburizing and quenching / tempering conditions at the manufacturing stage.
  • the structure of the surface layer, the area ratio of MC carbide in the surface layer, and the crystal grain size of the former austenite can all be within the desired ranges.
  • excellent performance can be realized in terms of both wear resistance and surface origin peeling resistance.
  • each molten steel was cast and forged to produce a steel piece having a rectangular cross section of 160 mm ⁇ 160 mm. Further, the steel pieces were hot-rolled to produce steel bars having a diameter of 60 mm.
  • each steel bar was cut, and the cut portion was hot forged to produce a steel bar having a diameter of 30 mm.
  • the produced steel bar was subjected to normalizing treatment. Specifically, the steel bar (diameter 30 mm) was held at 920 ° C. for 1 hour and then air-cooled.
  • an intermediate product of the cylindrical test piece shown in FIG. 1 was produced from each steel bar (diameter 30 mm) by cutting.
  • the numerical values in FIG. 1 indicate the dimensions (mm) and angles of each part of the intermediate product.
  • each intermediate product (manufacturing Nos. 101 to 141 in Table 2) of the cylindrical test piece was carburized and quenched in that order to obtain a cylindrical test piece.
  • the conditions for carburizing and quenching and tempering are as shown in Table 2.
  • FIG. 2 shows the heat patterns of carburizing and quenching and tempering for each example of the invention.
  • S1 and S2 indicate a carburizing period and a diffusion period, respectively.
  • bearing 1 (cylindrical test piece) having the shape shown in FIG.
  • the numerical values in FIG. 3 indicate the dimensions (mm) and angles of each part of the bearing.
  • This bearing 1 (cylindrical test piece) assumes a cylindrical rolling element.
  • EBSD analysis was performed in each visual field to identify the region of retained austenite, and the area ratio was measured.
  • the region was observed by electron backscatter diffraction (EBSD) using an SEM set at a magnification of 10000 times.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the SEM magnification was set to 10000 times
  • the tissue at a depth of 0.20 mm from the surface was measured in 10 fields at 0.05 mm intervals
  • the FCC structure containing retained austenite was identified, from which the aspect ratio was determined.
  • the area ratio of retained austenite was determined by excluding the region of 2.0 or less and the equivalent circle diameter of 20 to 200 nm.
  • the area ratio of retained austenite was the average value of 10 fields of view.
  • the area ratio of retained austenite is shown in "Old austenite crystal grain size" in Table 3.
  • [Crystal grain size of old austenite] A cylindrical test piece is cut out so as to observe a cross section perpendicular to the long direction thereof, and the cross section is mirror-polished and then immersed in a mixed solution of picric acid and ethanol (4 g of picric acid for 100 ml of alcohol) for 5 minutes. After the former austenite grain boundaries were revealed, a 1000-fold photograph was taken with an optical microscope so as to include the outermost surface, and the former austenite grain size was calculated by the cutting method specified in JIS G 0551: 2013. The results are also shown in Table 3.
  • a two-cylindrical rolling wear test was performed using a cylindrical test piece.
  • a large disk-shaped cylindrical test piece having a diameter of 150 mm and a thickness of 18.0 mm was prepared together with the cylindrical test piece (bearing 1 shown in FIG. 3).
  • the material of the large cylindrical test piece corresponded to the high carbon chrome bearing steel material SUJ2 specified in JIS G4805: 2008. Then, the circumferential surface of the large cylindrical test piece was brought into contact with the circumferential surface of the test portion (cylindrical portion having a diameter of 26.0 mm shown in FIG. 3) of the cylindrical test piece, and a wear test was performed.
  • the conditions for the wear test were as follows. That is, the surface pressure between the cylindrical test piece and the large cylindrical test piece in a lubricating environment is 2.5 GPa, the rotation speed of the cylindrical test piece is 1500 rpm, the slip ratio is 40%, and the number of repetitions is 2.0. It was set to ⁇ 10 7 times.
  • the average wear depth of the sliding part of the test part of the cylindrical test piece was measured. Specifically, four lines parallel to the axial direction of the cylindrical test piece are drawn from one end to the other end of the ⁇ 26 portion so that the pitch is 90 ° with respect to the circumferential direction of the cylindrical test piece. I set up to the part. Each of these lines starts from one of the regions other than the sliding portion (hereinafter referred to as the non-sliding portion), passes through the sliding portion, and reaches the other non-sliding portion. The roughness profile in each of these lines was measured.
  • the maximum depth of the roughness profile at these four locations (that is, the depth at the deepest point of the sliding portion when the non-sliding portion is used as the base point) is defined as the wear depth, and the wear depth at these four locations is defined as the wear depth.
  • the average of the roughness was defined as the average wear depth ( ⁇ m). Then, when the average wear depth was 10 ⁇ m or less, it was judged that the wear resistance was good. On the other hand, if the average wear depth is more than 10 ⁇ m, it is judged that the wear resistance is poor. The results are also shown in Table 3.
  • the surface hardness was measured in a region other than the sliding portion (hereinafter referred to as a non-sliding portion) on the surface of the test portion of the cylindrical test piece after the abrasion test. Specifically, the non-sliding portion is cut perpendicular to the axial direction to form an observation surface, and 0.05 mm, 0.10 mm, 0. Hardnesses at a depth of 15 mm and 0.20 mm were measured with a test force of 2.94 N, respectively. The average of the obtained four Vickers hardness values was defined as the surface hardness. The results are also shown in Table 3.
  • Carburizing and quenching were performed on the rough test piece under the same conditions as when the cylindrical test piece was manufactured (according to Table 2), and a test piece simulating a carburized bearing was manufactured.
  • the surface of the obtained test piece was wrapped to obtain a rolling fatigue test piece.
  • This bearing 2 (rolling fatigue test piece) assumes a sandwiching body.
  • a rolling fatigue test was conducted using a thrust type rolling fatigue tester.
  • the maximum contact surface pressure at the time of the test was 5.2 GPa, and the repetition rate was 1800 cpm (cycle per minute).
  • the steel ball used at the time of the test the tempered material of SUJ2 specified in JIS G 4805: 2008 was used.
  • the rolling fatigue test results were plotted on a Weibull probability paper, and the L10 life showing a 10% failure probability was defined as "surface origin peeling resistance". If L10 life 45.0 ⁇ 10 5 or more, it is determined that excellent surface origin flaking life. Meanwhile, L10 life is less than 45.0 ⁇ 10 5, surface-originated flaking life is determined to short. The results are also shown in Table 3.
  • the area ratio of MC carbide in the surface layer, the structure in the surface layer, and the former austenite Does not satisfy the requirements of the present invention with respect to at least one of the grain size, surface hardness, and surface C concentration of the above.
  • Manufacturing No. In 122 since the C content of the base material was low and the surface layer C concentration was insufficient, the internal hardness was insufficient, and the surface origin peeling resistance was inferior to that of the present invention. Manufacturing No. In 123, since the C content of the base material was excessive, coarse carbides other than MC carbides were generated in the surface layer, and the surface origin peeling resistance was lowered. Manufacturing No. In 124, since the Mn content was too low, the surface hardness was insufficient, the effect of improving the rolling fatigue characteristics of the carburized parts could not be obtained, and the surface origin peeling resistance was insufficient.
  • Manufacturing No. 125, 127 to 129 are examples in which the value of Mo / V and the content of other chemical elements do not meet the requirements of the present invention. In each case, the surface origin peeling resistance is insufficient, and the production No. 127 and 129 also have insufficient wear resistance.
  • Manufacturing No. 135 is an example in which Mo and V individually satisfy the requirements of the present invention, but the value of Mo / V is smaller than the specification of the present invention. Since the ratio of V was higher than that of Mo, it is considered that the precipitation of MC carbide was not promoted as much as in the present invention, the area ratio of MC carbide was insufficient, and the surface origin peeling resistance was insufficient. Manufacturing No.
  • Production Nos. 133 and 141 the Cr content was excessive, so that the surface origin peeling resistance was lowered.
  • Production Nos. 134 and 137 are examples in which the value of (V + Mo / 1.4) is less than 1.0, and in these production examples, the formation of MC carbide was insufficient. Therefore, the surface origin peeling resistance is inferior.
  • Production No. 138 since the Mo content was insufficient, MC carbide could not be sufficiently obtained, and the surface origin peeling resistance was lowered.
  • Manufacturing No. 139 is an example in which the V content is insufficient, and as a result, a sufficient amount of MC carbide is not obtained.
  • Production No. 140 is an example in which the V content is excessive. Since the V content of these production examples was not within an appropriate range, the surface origin peeling resistance was inferior.
  • each molten steel was cast and forged to produce a steel piece having a rectangular cross section of 160 mm ⁇ 160 mm. Further, the steel pieces were hot-rolled to produce steel bars having a diameter of 60 mm.
  • each steel bar was cut, and the cut portion was hot forged to produce a steel bar having a diameter of 30 mm.
  • the produced steel bar was subjected to normalizing treatment. Specifically, the steel bar (diameter 30 mm) was held at 920 ° C. for 1 hour and then air-cooled.
  • an intermediate product of the cylindrical test piece shown in FIG. 1 was produced from each steel bar (diameter 30 mm) by cutting.
  • the numerical values in FIG. 1 indicate the dimensions (mm) and angles of each part of the intermediate product.
  • each intermediate product (manufacturing Nos. 201 to 239 in Table 5) of the cylindrical test piece was carburized and quenched in that order to obtain a cylindrical test piece.
  • the conditions for carburizing and quenching and tempering are as shown in Table 5.
  • FIG. 2 shows the heat patterns of carburizing and quenching and tempering for each example of the invention.
  • S1 and S2 indicate the carburizing period and the diffusion period, respectively.
  • bearing 1 (cylindrical test piece) having the shape shown in FIG.
  • the numerical values in FIG. 3 indicate the dimensions (mm) and angles of each part of the bearing.
  • This bearing 1 (cylindrical test piece) assumes a cylindrical rolling element.
  • EBSD analysis was performed in each visual field to identify the region of retained austenite, and the area ratio was measured.
  • the region was observed by EBSD using an SEM set to a magnification of 10000 times.
  • SEM magnification was set to 10000 times
  • the tissue at a depth of 0.20 mm from the surface was measured in 10 fields at 0.05 mm intervals, and the FCC structure containing retained austenite was identified, from which the aspect ratio was determined.
  • the area ratio of retained austenite was determined by excluding the region of 2.0 or less and the equivalent circle diameter of 20 to 200 nm.
  • the area ratio of retained austenite was the average value of 10 fields of view.
  • the area ratio of retained austenite is shown in "Old austenite crystal grain size" in Table 6.
  • [Crystal grain size of old austenite] A cylindrical test piece is cut out so as to observe a cross section perpendicular to the long direction thereof, and the cross section is mirror-polished and then immersed in a mixed solution of picric acid and ethanol (4 g of picric acid for 100 ml of alcohol) for 5 minutes. After the former austenite grain boundaries were revealed, a 1000-fold photograph was taken with an optical microscope so as to include the outermost surface, and the former austenite grain size was calculated by the cutting method specified in JIS G 0551: 2013. The results are also shown in Table 6.
  • a two-cylindrical rolling wear test was performed using a cylindrical test piece.
  • a large disk-shaped cylindrical test piece having a diameter of 150 mm and a thickness of 18.0 mm was prepared together with the cylindrical test piece (bearing 1 shown in FIG. 3).
  • the material of the large cylindrical test piece corresponded to the high carbon chrome bearing steel material SUJ2 specified in JIS G4805: 2008. Then, the circumferential surface of the large cylindrical test piece was brought into contact with the circumferential surface of the test portion (cylindrical portion having a diameter of 26.0 mm shown in FIG. 3) of the cylindrical test piece, and a wear test was performed.
  • the conditions for the wear test were as follows. That is, the surface pressure between the cylindrical test piece and the large cylindrical test piece in a lubricating environment is 2.5 GPa, the rotation speed of the cylindrical test piece is 1500 rpm, the slip ratio is 40%, and the number of repetitions is 2.0. It was set to ⁇ 10 7 times.
  • the average wear depth of the sliding part of the test part of the cylindrical test piece was measured. Specifically, four lines parallel to the axial direction of the cylindrical test piece are drawn from one end to the other end of the ⁇ 26 portion so that the pitch is 90 ° with respect to the circumferential direction of the cylindrical test piece. I set up to the part. Each of these lines starts at one non-sliding portion, passes through the sliding portion, and reaches the other non-sliding portion. The roughness profile in each of these lines was measured.
  • the maximum depth of the roughness profile at these four locations (that is, the depth at the deepest point of the sliding portion when the non-sliding portion is used as the base point) is defined as the wear depth, and the wear depth at these four locations is defined as the wear depth.
  • the average of the roughness was defined as the average wear depth ( ⁇ m). Then, when the average wear depth was 10 ⁇ m or less, it was judged that the wear resistance was good. On the other hand, if the average wear depth is more than 10 ⁇ m, it is judged that the wear resistance is poor. The results are also shown in Table 6.
  • the surface hardness was measured in a region other than the sliding portion (hereinafter referred to as a non-sliding portion) on the surface of the test portion of the cylindrical test piece after the abrasion test. Specifically, an observation surface is formed by cutting on a surface perpendicular to the axial direction using a non-sliding portion, and 0.05 mm, 0.10 mm from the surface by a method according to JIS Z 2244: 2009. Hardnesses at depths of 0.15 mm and 0.20 mm were measured with a test force of 2.94 N, respectively. The average of the obtained four Vickers hardness values was defined as the surface hardness.
  • the rough test piece was carburized and hardened under the same conditions as when the cylindrical test piece was manufactured (according to Table 5), and a test piece simulating a carburized bearing was manufactured.
  • the surface of the obtained test piece was wrapped to obtain a rolling fatigue test piece.
  • This bearing 2 (rolling fatigue test piece) assumes a sandwiching body.
  • a rolling fatigue test was conducted using a thrust type rolling fatigue tester.
  • the maximum contact surface pressure at the time of the test was 5.2 GPa, and the repetition rate was 1800 cpm (cycle per minute).
  • the steel ball used at the time of the test the tempered material of SUJ2 specified in JIS G 4805: 2008 was used.
  • the rolling fatigue test results were plotted on a Weibull probability paper, and the L10 life showing a 10% failure probability was defined as "surface origin peeling resistance”. If L10 life 60.0 ⁇ 10 5 or more, it is determined that the excellent resistance to surface originated flaking properties. Meanwhile, L10 life is less than 60.0 ⁇ 10 5, it is determined that the short resistance to surface originated flaking properties. The results are also shown in Table 6.
  • Manufacturing No. In 221 the C content of the base material was low and the surface layer C concentration was insufficient, so that the internal hardness was insufficient and the surface origin peeling resistance was inferior to that of the present invention.
  • Manufacturing No. In 222 since the C content of the base material was excessive, coarse carbides other than MC carbides were generated in the surface layer, and the surface origin peeling resistance was lowered.
  • Manufacturing No. 223 is an example in which the value of (V + Mo / 1.4) is less than 1.0, and the formation of MC carbide was insufficient. Therefore, the surface origin peeling resistance is inferior.
  • Manufacturing No. 227 to 229 are examples in which the Mo / V value and the content of other chemical elements do not meet the requirements of the present invention. In each case, the surface origin peeling resistance is insufficient, and the production No. 227, 229, and 236 also have insufficient wear resistance.
  • Manufacturing No. 230 is an example in which Mo and V individually satisfy the requirements of the present invention, but the value of Mo / V is larger than the specification of the present invention.
  • the proportion of Mo was often compared to V, and precipitated M 2 C carbides not only MC carbides, resistance to surface originated flaking resistance is considered to become insufficient as a result. That is, the value that is on the table 6 is set to "the area ratio of MC carbides" is actually considered to include also the area ratio of M 2 C carbides.
  • Manufacturing No. 234 is an example in which Mo and V individually satisfy the requirements of the present invention, but the value of Mo / V is smaller than the specification of the present invention. Since the ratio of V was higher than that of Mo, it is considered that the precipitation of MC carbide was not promoted as much as in the present invention, the area ratio of MC carbide was insufficient, and the surface origin peeling resistance was insufficient.
  • Production No.231 and 233 for the content of Cr was excessive, M 7 C 3 carbides are generated in the surface layer, resistance to surface originated flaking property deteriorate.
  • Manufacturing No. Reference numeral 232 is an example in which hot workability is deteriorated because N is excessively contained.
  • Example 1 and Example 2 disclosed so far, test pieces were prepared and evaluated with a cylindrical rolling element and a holding body in mind.
  • the bearing according to the present invention does not limit the shape of the rolling element to a cylindrical shape.
  • the bearing produced by the heat treatment of the present invention using the steel according to the present invention as a material can enjoy the effect of the present invention.
  • the present invention can provide a steel suitable for obtaining a bearing having excellent wear resistance and surface origin peeling resistance, and a bearing using the steel. Therefore, the present invention is promising because it can be applied to a wide range of mechanical parts.

Abstract

本発明は、耐摩耗性及び耐表面起点剥離性に関して優れた軸受を得るのに適する鋼、及び当該鋼を用いた軸受を提供する。本発明に係る鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０～３．００％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．７０～３．００％、Ｖ：０．４０～１．００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、残部がＦｅ及び不純物であり、上記不純物中、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０３００％以下、及びＯ：０．００１５％以下にそれぞれ制限され、式（１）及び式（２）満たす化学組成を有することを特徴とする。 １．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）、Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２） ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。

Description

鋼及び軸受
　本発明は、事後的に浸炭焼入れ及び焼戻しが施される鋼と、その鋼を用いて浸炭焼入れおよび焼戻しを経て製造された軸受に関する。
　軸受に代表される各種機械部品を製造するための鋼材としては、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５：２００８に規定され、ＳＵＪ３及びＳＵＪ５に代表される軸受鋼や、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３：２０１６に規定されているＳＮＣＭ８１５に代表されるＳＮＣＭ系の肌焼き鋼、が挙げられる。これらの鋼材を用いることで、機械部品は以下のように製造される。
　即ち、上記所定の鋼材に対して熱間加工（例えば、熱間鍛造）を施し、次いで切削加工を施すことにより、所定形状の中間品とする。次に、中間品に熱処理を施し、当該中間品の硬さ及びミクロ組織を、所定の状態に調整し、所望の機械部品を得る。なお、鋼材として軸受鋼を使用する場合は、上記の熱処理は焼入れ焼戻しであるのに対し、鋼材として肌焼き鋼を使用する場合は、上記の熱処理は浸炭処理（浸炭焼入れ及び焼戻し）である。
　機械部品の中でも、特に軸受に関する技術については、例えば、特開平８－４９０５７号公報（特許文献１）、特開２００８－２８０５８３号公報（特許文献２）、及び特開２００８－２５７９３号公報（特許文献３）に開示されている。
　特許文献１には、多量のＶを含有する鋼材に対して浸炭処理又は浸炭窒化処理を施し、表層にＶ炭化物を析出させることで、優れた耐摩耗特性を有する転がり軸受が得られることが開示されている。
　しかしながら、特許文献１の鋼材には、Ｃｒが０．５０％以上含有されているため、ＶやＭｏの添加量によっては、浸炭時にＣｒを主成分とする粗大なＭ７Ｃ３等の炭化物が生成し、軸受部材の耐摩耗性が十分に得られないおそれがある。
　特許文献２には、軸受における水素脆化による剥離寿命の低下に着眼し、Ｖ系炭化物を微細分散させ、水素トラップサイトの効果を高めることにより、面疲労強度の高い軸受を得ることのできる、肌焼き鋼が開示されている。
　しかしながら、特許文献２の肌焼き鋼では、浸炭により炭化物が生成されるが、この炭化物は微細であって、かつ少量である。このため、耐摩耗性を向上させるために十分な炭化物の面積率を確保できていないことから、軸受の耐摩耗性や転動疲労特性については改良の余地がある。
　特許文献３には、粒径が１０μｍ以下の微細な炭化物を７％以上１５％以下の面積率で分散させることで、耐摩耗性や耐剥離性を向上させた転がり軸受を得ることのできる、軸受用鋼が開示されている。
　しかしながら、特許文献３の軸受用鋼は、高価なＮｉを０．５％以上含有するだけでなく、浸炭後に再加熱焼入れ焼戻しが必要であり、製造コストが嵩むおそれがある。
　特許文献４には、疲労強度、特に転動疲労寿命を改善することを課題として、表面部のＣ、Ｎ量を重量比で０．０５≦Ｃ≦１．０％、かつ、０．８％＜Ｎ≦－１．３２５Ｃ（％）＋２．５％を満足するように含有される、マルテンサイトとオーステナイトを主体とする組織から構成される鋼部品が開示されている。
　特許文献５には、表面硬化処理後に行われる焼入れ開始温度ＴＡを以下のように制限することによって、寸法精度の高い肌焼き機械部品を得ることを開示する。
　Ｔ１≦ＴＡ≦Ｔ２
　Ｔ１＝７８８－１１７×［Ｃ］＋２９×［Ｓｉ］－１４×［Ｍｎ］
　Ｔ１＝９００－３８７×［Ｃ］＋６３×［Ｓｉ］－１８×［Ｍｎ］
　しかし、特許文献４、５のいずれも、炭化物の面積率を確保する必要性を示唆していない。特許文献４に開示された鋼部品及び特許文献５に開示された肌焼用鋼は、耐摩耗性について改良の余地がある。
特開平８－４９０５７号公報 特開２００８－２８０５８３号公報 特開２００８－２５７９３号公報 特開平７－１３８６９６号公報 特開平９－１３７２６６号公報
　近年、衝撃が加わり、潤滑性に乏しく、かつ、面圧の高い、過酷な環境下で使用される軸受の長寿命化が望まれている。このため、上記の環境下で好適に使用すべく、耐摩耗性、及び耐表面起点剥離性に優れた軸受の開発が望まれている。従来、耐表面起点剥離性を高めるために、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３：２０１６のＳＣＭ及びＳＮＣＭに代表される肌焼鋼や、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素を適正化した肌焼鋼に、浸炭処理、浸炭窒化処理を施し、残留オーステナイトを増加させる方法が採用されてきた。しかしながら、残留オーステナイトは軟質な組織であるため、残留オーステナイト量が増加すれば、耐摩耗性が低下する。このため、耐表面起点剥離性のみならず、耐摩耗性にも優れた軸受の開発が要請されるに至っている。
　本発明は、上記事項に鑑みてなされたものであって、耐摩耗性、及び耐表面起点剥離性のいずれについても優れた軸受を得るのに適する鋼、及び当該鋼を用いた軸受を提供することを目的としている。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した。その結果、本発明者らは、所定の化学組成を採用することに加えて、特にＭｏ含有量とＶ含有量との関係に着目すれば、浸炭焼き入れのみで、所定サイズのアスペクト比が２．０以下の炭化物を分散させ、ひいては耐摩耗性、及び耐表面起点剥離性、のいずれについても優れた軸受を提供することができる、との知見を得た。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示すとおりである。
　[１]質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０～３．００％、
　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．７０～３．００％、
　Ｖ：０．４０～１．００％、及び
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
　前記不純物中、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０３００％以下、及びＯ：０．００１５％以下にそれぞれ制限され、
　式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有することを特徴とする、鋼。
　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
　[２]質量％で、Ｓｉ：０．５０％以下であることを特徴とする、上記[１]に記載の鋼。
　[３]質量％で、Ｓｉ：０．５０％～３．００％であることを特徴とする、上記[１]に記載の鋼。
　[４] 質量％で、
　Ｃｒ：０～０．５０％未満、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～０．５０％、及び
　ＲＥＭ：０～０．０２０％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[１]～[３]のうちいずれかに記載の鋼。
　[５]表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０～３．００％、
　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．７０～３．００％、
　Ｖ：０．４０～１．００％、及び
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
　前記不純物中、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０３００％以下、及びＯ：０．００１５％以下にそれぞれ制限され、
　前記化学組成は、式（１）及び式（２）満たし、
　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
　表面から深さ方向に０．２０ｍｍの位置で、Ｃ含有量が質量％で０．７０％～１．５０％であり、且つＣ以外の成分の含有量は表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域における当該成分の含有量の範囲内であり、
　表面から深さ方向に０．２０ｍｍの位置の金属組織において、
　残留オーステナイトの面積率が１５％以下であり、
　アスペクト比が２．０以下であって且つ円相当径が２０～２００ｎｍである析出物の面積率が３．０％以上であり、
　残部が焼戻しマルテンサイト組織であり、
　前記析出物の面積率が３．０％～１０．０％であり、
　表面から０～０．２０ｍｍ深さ領域である表層において、旧オーステナイト粒界の結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１０番以上であり、ビッカース硬さが７００ＨＶ以上である、ことを特徴とする軸受。
　[６]質量％で、Ｓｉ：０．５０％以下であることを特徴とする、上記 [５]に記載の軸受。
　[７]質量％で、Ｓｉ：０．５０％～３．００％であることを特徴とする、上記[５]に記載の軸受。
　[８]表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域について、質量％で、
　Ｃｒ：０～０．５０％未満、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～０．５０％、及び
　ＲＥＭ：０～０．０２０％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[５]～[７]に記載の軸受。
　本発明に係る鋼では、各種元素の成分組成、及び特にＭｏ含有量とＶ含有量との関係について好適化を図っている。その結果、本発明に係る鋼を用いて得られた軸受によれば、耐摩耗性、及び耐表面起点剥離性、のいずれについても優れた性能を実現することができる。
図１は、中間品（円筒型試験片）についての、一部断面を示す側面図及び横断面図である。 図２は、本発明例についての、浸炭焼入れ及び焼戻しのヒートパターンを示す図である。 図３は、浸炭焼入れ、焼戻しを施した機械部品（円筒型試験片）についての、一部断面を示す側面図及び横断面図である。 表３の発明例の表層硬さ（ＨＶ）及び耐表面起点剥離性との関係を示すグラフである。 表６の発明例の表層硬さ（ＨＶ）及び耐表面起点剥離性との関係を示すグラフである。
　以下、本発明に至る本発明者らの知見、並びに本実施形態の鋼、軸受、及び軸受の製造方法について詳細に説明する。なお、以下では、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　＜本発明者らの知見＞
　本発明者らは、耐表面起点剥離性のみならず、耐摩耗性にも優れた軸受について、鋭意検討した。即ち、本発明者らは、耐表面起点剥離性を十分に担保することを前提に、鋼の成分、特に、Ｃ、Ｍｏ、Ｖが鋼の耐摩耗性に及ぼす影響について調査した。ここで、耐摩耗性は主に鋼材の表層硬さと析出物の分散状況に基づく性能であり、また耐摩耗性が良好であれば軸受の転動疲労特性を高めることができるため、本発明者らは、上述した鋼の成分が、硬さ、析出物の分散状況、耐摩耗性、及び転動疲労特性に及ぼす影響について調査、検討した。その結果、本発明者らは以下の知見を得た。
　前記析出物を分析した結果、前記析出物のうち、耐摩耗性及び転動疲労特性の向上に寄与する析出物は、セメンタイトよりも硬質であって、アスペクト比が２．０以下のＦＣＣ構造を有する炭化物であった。更に、鋼の抽出残差を利用して前記硬質な炭化物の成分を分析したところ、金属元素を含有する炭化物（以下、「ＭＣ炭化物」という。）であった。
　即ち、鋼材の耐摩耗性を高めるためには、鋼材に対して浸炭焼入れ、焼戻し等の表面硬化処理を施し、鋼材の表層に、硬質で微細なＦＣＣ構造の前記ＭＣ炭化物を分散させることが有利である。ここで、記号Ｍは金属元素を意味する（以下同様）。
　炭化物及び炭窒化物といった析出物を微細分散させるためには、析出物の核（析出核）の生成サイトを増加させることが有効である。Ｖ及びＭｏを複合して含有すれば、浸炭加熱時にオーステナイト粒内に多数のＭＣ炭化物が析出し、これらが浸炭中に成長することで、必要なサイズ及び面積率の炭化物を得ることができる。
　浸炭処理によってＭＣ炭化物を析出させる場合、鋼材の化学組成によっては、ＭＣ炭化物だけでなくＭ２Ｃ炭化物も析出する場合がある。Ｍ２Ｃ炭化物はＭＣ炭化物よりも軟質であるため、鋼の耐摩耗性を向上させる効果が少ない。そのため、Ｍ２Ｃ炭化物の析出を抑制する必要がある。
　ＭＣ炭化物中のＭは、主としてＭｏ及びＶである。また、ＭｏおよびＶの一方が、他方により置換され、ＭＣ炭化物にはＭｏとＶの両者が複合的に含まれる。本発明者らは、固溶限という観点では、Ｍｏの方がＶよりも溶けやすいが、Ｍｏ添加量を過剰にするとＭ２Ｃ炭化物が析出することを見出した。このような知見から、本発明者らは、Ｍ２Ｃ炭化物を析出させずにＭＣ炭化物を析出させるようにＶと複合析出可能にするＭｏの上限が存在すると考えた。
　本発明者らは、鋼の化学組成が１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０を満たせば、耐摩耗性を劣化させるＭ２Ｃ炭化物を浸炭時に生成させることなく、軸受中にＭＣ炭化物を面積分率で３．０％以上微細に分散させ、転動疲労特性及び耐摩耗性を高めることができることを見出した。また、浸炭時に十分な量のＭＣ炭化物を確保するためには、Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０を満たすことが必要であることを見出した。
　より具体的には、軸受の表層にＭＣ炭化物を十分に分散させるためには、１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０の比率で、ＭｏとＶを鋼材成分として含有させ、かつＭｏ／１．４＋Ｖ≧１．０、好ましくはＭｏ／１．４＋Ｖ≧１．５、さらに好ましくはＭｏ／１．４＋Ｖ≧２．０を満足させるように、ＭｏとＶの含有量を調整することが肝要である。
　＜鋼＞
　まず、本実施形態の鋼について詳述する。
　［化学組成］
　（必須元素）
　Ｃ：０．１５～０．４５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める効果、および鋼の組織を制御する効果を有し、鉄鋼分野において重要な元素である。Ｃ含有量が低い場合（すなわち、Ｃ含有量が０．１５％未満の場合）、軸受となった場合の内部硬さが不十分となり、軸受として十分な強度が得られない。Ｃ含有量が過度に高い場合（すなわち、Ｃ含有量が０．４５％を超える場合）、熱間加工後（浸炭処理前）においても粗大な炭化物及び炭窒化物（以下、「炭窒化物等」と称する場合がある）が残存することにより、浸炭処理時の微細なＭＣ炭化物形成が阻害され、浸炭部品の耐表面起点剥離性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
　Ｓｉ：０～３．００％
　Ｓｉは鋼の強度を高める。Ｓｉはさらに、浸炭部品の耐表面起点剥離性を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、母材の硬さが高くなりすぎ、切削時の工具寿命が低下する。本発明においてＳｉは必ずしも含有しなくてもよいが、脱酸元素として製造工程において添加されるため、Ｓｉを除去するための経済的負担を考慮すると、Ｓｉ含有量の下限は０．０１％に、さらには０．０５％としてもよい。
　浸炭方法としてガス浸炭を採用する場合、Ｓｉの含有量が０．５０％を超える水準であると、Ｓｉがガス中の酸素と反応して表層における粒界酸化が進行し、粒界剥離しやすくなり、耐摩耗性が不十分となる。そのため、浸炭方法としてガス浸炭を行う場合には、Ｓｉの含有量を０．５０％以下に制限する。
　浸炭方法として真空浸炭を適用する場合には、表層における粒界酸化が起こらないため、Ｓｉの含有量が０．５０％以上の鋼を採用することができる。特に、Ｓｉを添加することにより、鋼の強度を高めて耐表面起点剥離性（疲労強度）を高めることができる。一方、真空浸炭を適用する場合であっても、Ｓｉ含有量が高すぎれば、表層に微細な粒界酸化が発生し、剥離寿命が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。すなわち、真空浸炭を適用する場合には、Ｓｉの範囲は０．５０～３．００％であることが好ましい。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは２．５０％、より好ましくは２．００％、さらに好ましくは１．５０％にするとよい。また、良好な冷間加工性を考慮するのであれば、Ｓｉ含有量の上限は１．００％にするとよい。
　Ｍｎ：０．２０～１．５０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、さらに、浸炭部品の転動疲労特性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、母材の硬さが高くなりすぎ、切削時の工具寿命が低下する。また、Ｍｎ含有量が高すぎれば、焼入れ時の焼割れの要因となりうる。従って、Ｍｎ含有量は０．２０～１．５０％とした。なお、Ｍｎの好ましい下限は、０．３０％であり、さらに好ましい下限は０．４０％である。Ｍｎの好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　Ｍｏ：０．７０～３．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に、鋼の焼入性を高める。Ｍｏはさらに、Ｖ及びＣｒと複合して含有されることにより、浸炭処理時に微細なＭＣ炭化物の生成を促進し、浸炭部品の耐摩耗性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、ＭＣ炭化物より耐摩耗特性の劣るＭ２Ｃ炭化物の析出が促進されるだけでなく、鋼の熱間加工性及び切削性が低下し、しかも製造コストも嵩む。従って、Ｍｏ含有量は０．７０～３．００％とした。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、より好ましい上限は２．００％である。
　Ｖ：０．４０～１．００％
　バナジウム（Ｖ）は、Ｃｒ及びＭｏと同様に、鋼の焼入性を高める。Ｖはさらに、Ｃと結合して微細なＭＣ炭化物を生成する。本実施形態では、ＶとＭｏが複合して含有されることにより、浸炭処理時に、微細な析出物が多数生成し、浸炭部品の耐摩耗性が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、熱間加工後においても未固溶の粗大な炭化物等が残存し、浸炭部品の転動疲労特性が低下する。さらに、鋼の熱間加工性及び切削性も低下する。従って、Ｖ含有量は０．４０～１．００％とした。Ｖ含有量の好ましい下限は０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する効果を有する元素であり、脱酸工程にて用いられる。脱酸工程でＡｌが用いられた鋼は、通常、Ａｌを０．００５％以上含有する。Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が鋼中に残存して、浸炭部品の転動疲労特性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４８％である。ここでいうＡｌ含有量は、鋼において固溶の形態で含まれるＡｌ、および非固溶の形態で含まれるＡｌの両方を含む全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ　Ａｌ）の含有量を意味する。
　（残部）
　本実施形態の鋼の化学組成において、残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、当該鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。主な不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏが挙げられるが、これに限定されず、他の元素も不純物として含有されうる。
　Ｐ：０．０１５％以下
　リン（Ｐ）は、結晶粒界に偏析して浸炭部品の靭性を低下する。従って、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　硫黄（Ｓ）は、鋼中で硫化物を生成して浸炭部品の転動疲労特性を低下させる。従って、Ｓ含有量は０．００５％以下である。耐表面起点剥離性を高めるためのＳ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましい上限は０．００３％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｎ：０．０３００％以下
　窒素（Ｎ）は、鋼中に固溶して鋼の熱間加工性を低下する。従って、Ｎ含有量は０．０３００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
　酸素（Ｏ）は、鋼中の他の元素と結合して酸化物を生成し、鋼材の強度を低下する。Ｏはさらに、酸化物を生成するとともに、ＭｎＳの粗大化を促進して、軸受の転動疲労特性を低下させる。従って、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　（任意選択元素）
　本実施形態の鋼においては、以下の任意選択元素（Ｃｒ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｗ、ＲＥＭ）を含ませることができる。これらの元素は、単独で採用することは勿論、その組み合わせを採用することもできる。もっとも、これらの元素をいずれも含有しなくとも本発明の目的は達成できる。
　Ｃｒ：０～０．５０％未満
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性を高める元素であり、必要に応じて０％以上含有しても良いが、過大に含有した場合には、浸炭時にオーステナイト粒界に粗大なＭ７Ｃ３（記号Ｍは金属元素を示す）炭化物を形成してＭＣ炭化物の生成を阻害する。また、ＣｒはＳｉと同様に、浸炭時に、鋼材の表層に酸化層を形成する元素である。従って、Ｃｒ量の上限を０．５０％未満とした。Ｃｒは０．０５％を下限として含有しても良い。Ｃｒによる効果を得るためのより好ましい下限は０．０７％、更に好ましい下限は０．１０％である。Ｃｒ量のより好ましい上限は０．４０％、Ｃｒ量の更に好ましい上限は０．３０％である。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、残留オーステナイト量が増加し、焼入れ硬さが低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、焼入れ性への寄与と添加量のバランスを考慮すれば、さらに好ましい上限は０．１０％である。
　Ｂ：０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、軸受の強度を高める。Ｂはさらに、焼入れ時にオーステナイト粒界にＰ及びＳが偏析するのを抑制する。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、Ｂ窒化物（ＢＮ）が生成して鋼の靭性が低下する。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲で含有しても良い。Ｂによる効果を得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣ及びＮと結合して炭化物、窒化物、及び炭窒化物を生成する。これらの析出物は結晶粒を微細化し、析出強化によって軸受の強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０％以上０．１００％以下の範囲で含有しても良い。Ｎｂによる効果を得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％である。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂと同様、炭化物、窒化物、及び炭窒化物を生成して結晶粒を微細化し、軸受の強度を高める。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。従って、Ｔｉによる効果を得るためのＴｉ含有量は０．００５％以上０．１００％である。Ｔｉによる効果を得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。
　Ｃｕ：０～０．３０％
　銅（Ｃｕ）は、耐食性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、圧延時の熱間延性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は０．０５％以上０．３０％以下の範囲で含有しても良い。Ｃｕによる効果を得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２０％である。
　Ｗ：０～０．５０％
　Ｗは、鋼の耐食性を向上させる元素であり、含有してもよい。しかし、Ｍ２Ｃ形成元素であり、高価な元素でもあるので、０．５０％以下にするとよい。好ましくは０．３０％以下にするとよい。Ｗを添加する場合、その効果を得るため０．０１％以上添加するとよく、更に好ましくは０．０５％以上にするとよい。
　ＲＥＭ：０～０．０２０％
　希土類元素（ＲＥＭ）は、ＭｎＳなどの硫化物の微細分散を促進する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が増加し疲労特性が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は０％以上０．０２０％以下の範囲で含有しても良い。ＲＥＭによる効果を得るためのＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１０％である。
　（Ｍｏ含有量とＶ含有量との関係）
　次に、本実施形態の鋼における、Ｍｏ含有量とＶ含有量との関係について詳述する。
　本実施形態の鋼の化学組成は、式（１）を満たす。
　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明では、鋼がＭｏとＶとの両方を包含することにより、浸炭処理の際に表層に微細なＭＣ炭化物を生成している。Ｍｏ／Ｖが１．２未満では、ＭｏとＶとの複合効果が不十分となるため、浸炭処理時に微細なＭＣ炭化物の生成が促進されず、浸炭部品の耐摩耗性を高めることができない。これに対し、Ｍｏ／Ｖが３．０を超えると、ＭＣ炭化物ではなく、Ｍｏを主体とするＭ２Ｃ炭化物の生成が促進されることにより、鋼材の表層に、硬質で微細なＦＣＣ構造のＭＣ炭化物を分散させることができない。従って、Ｍｏ／Ｖ比は、式（１）の範囲に規定した。好ましくは、１．５≦Ｍｏ／Ｖの範囲である。また、好ましくは、Ｍｏ／Ｖ≦２．５の範囲である。
　次に、本実施形態の鋼の化学組成は、さらに、式（２）を満たす。
　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　　　・・・（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　浸炭によって鋼材表面から導入されたＣが、浸炭加熱時に析出したＭＣ炭化物を成長させることにより、必要な面積率のＭＣ炭化物が得られる。原子量を考慮すると、ＭＣ炭化物の形成において、ＶとＭｏ／１．４との使用量は等価である。これらの和である式（２）が１．０未満であると、ＭＣ炭化物の生成が十分ではなく、浸炭で導入されたＣが、Ｍ７Ｃ３炭化物やセメンタイトなど、転動疲労特性や摩耗特性に劣る炭化物の形成に消費される。従って、式（２）の範囲に規定した。好ましくは、Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧２．０の範囲である。
　以上に示すとおり、本実施形態の鋼は、Ｃｒ含有量を下げてＭ７Ｃ３化合物の析出を抑制し、またＶ及びＭｏ含有量を所定の配分に制御することでＭＣ炭化物を旧オーステナイト結晶粒内に均一に分散させるように成分調整がされている。従って、本実施形態の鋼は、軸受に好適に用いることができ、本実施形態の鋼を用いることにより、優れた耐表面起点剥離性を有する軸受を製造することができるのみならず、特にＭｏ含有量とＶ含有量との関係について好適化を図ることにより、耐摩耗性にも優れた軸受を得ることができる。
　＜軸受の製造方法＞
　次に、以上に示した鋼を用いて製造した軸受の製造方法を詳述する。
　（鋼材を製造する工程）
　上述の化学組成を有し、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。或いは、上記溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。次に、鋳片又はインゴットを熱間加工して、鋼片（ビレット）を製造する。例えば、分塊圧延により鋳片又はインゴットを鋼片にすることができる。鋼片又は鋳片を熱間加工して、棒鋼又は線材等の鋼材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造（熱間鍛伸等）でもよい。必要に応じて、熱間圧延前の鋼片又は鋳片に対して均熱拡散処理を施してもよい。また、必要に応じて、製造された鋼材に対して、焼準処理や球状化焼鈍処理を施してもよい。以上の工程により、鋼材を得ることができる。
　（軸受形状にする工程）
　上述した鋼材を、所定の形状に加工して中間品を製造する。加工方法としては、例えば、熱間鍛造や機械加工（切削加工等）が挙げられる。しかしながら、これらの加工方法に限られず、所定形状の中間品が得られる方法であれば、いかなる加工方法を採用することもできる。
　（浸炭焼入れ・焼戻しを行う工程）
　次に中間品に対して浸炭焼入れ及び焼戻しを施す。
　浸炭条件は特に限定しない。特に、Ｓｉ含有量が少ない場合（Ｓｉ含有量が０．５０％以下の場合）、ガス浸炭でも真空浸炭でも適用することができる。Ｓｉを多く含有している場合（Ｓｉ含有量が０．５０％以上の場合）、表面酸化膜形成による耐表面起点剥離性の劣化が懸念されるので、真空浸炭を適用することが必要となる。
　真空浸炭処理は拡散現象を利用する処理であり、アセチレン、プロパン及びエチレン等の炭化水素ガスを用いる。浸炭温度が８５０℃未満では、機械部品中に十分な炭素を拡散させるために長時間の加熱処理を要し、コストが嵩む。一方、浸炭温度が１１００℃を超えると、著しい粗粒化や混粒化を招来する。そのため、浸炭は８５０～１１００℃の温度域で行う。コストの低廉化や、粗粒化の抑制及び混流化の抑制をさらに高いレベルで実現させるためには、浸炭温度を９００～１０５０℃の温度域で行うことが好ましい。
　ガス浸炭であれば、浸炭性ガス雰囲気中に中間品を配置し、浸炭処理温度８５０～１１００℃で浸炭処理を施す。浸炭処理温度が低すぎれば、Ｃの拡散速度が遅くなる。この場合、所定の熱処理性状を得るために必要な浸炭処理時間が長くなり、生産コストが嵩む。一方、浸炭処理温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れひずみが生ずる。従って、浸炭処理温度は８５０～１１００℃である。より好ましい浸炭処理温度は９００～９７０℃である。
　中間品を加熱保持して浸炭処理を施した後、急冷して、焼入れを行う。その後、浸炭焼入れされた中間品を１３０～２００℃の温度範囲内で所定時間保持して、焼戻しを行う。
　焼入れ温度が低すぎれば、鋼中に十分なＣを固溶させることができず、またフェライト相など、軟質層が生成する可能性があり、マルテンサイトを十分に確保できないため、軸受の内部硬さが低下する。このため、焼入れ温度は８５０℃以上である。より好ましい焼入れ温度は８７０℃以上である。
　また、焼戻し温度が低すぎれば、十分な靭性が得られない。一方、焼戻し温度が高すぎれば、表面硬さが低下し、中間品の耐摩耗性が低下する。従って、焼戻し温度は１３０～２００℃である。より好ましい焼戻し温度は１５０～１８０℃である。
　ここで、浸炭された軸受（浸炭軸受）の表層（表面から０．２０ｍｍまでの深さ領域）におけるＣ濃度（表層Ｃ濃度）、及び表面硬さの調整方法について詳述する。
　表層Ｃ濃度は、ガス浸炭においては、浸炭焼入れ時の雰囲気中のカーボンポテンシャルを制御することにより調整することができる。一例として、浸炭焼入れのカーボンポテンシャル、加熱温度、及び浸炭処理時間によって調整することができる。カーボンポテンシャルが高く、加熱温度が高く、浸炭処理時間が長いほど、表層Ｃ濃度が高くなる。
　真空浸炭においては、アセチレンの濃度や温度を制御することにより表層Ｃ濃度を調整することができる。
　表面硬さは、主に表層Ｃ濃度に依存する。具体的には、表層Ｃ濃度が高くなれば、表面硬さも高くなる。しかしながら、表層Ｃ濃度が高すぎれば、残留オーステナイトの発生に伴う表面硬さの低下や、粗大な炭化物の発生に伴う耐表面剥離性の悪化などにつながる。
　＜軸受＞
　このようにして製造された軸受の物性について、以下に詳述する。
　（表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域における化学組成）
　本実施形態にかかる軸受は、前述した本実施形態にかかる鋼を浸炭焼入れおよび焼戻し処理を経て製造される。表面付近の化学組成は浸炭処理の影響によって変化するが、浸炭処理による影響のない領域、具体的には表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域においては化学組成に変化はない。すなわち、表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域における化学組成は、前述した本実施形態にかかる鋼と実質的に同一である。
　（表層Ｃ濃度：０．７０％～１．５０％）
　本実施形態の軸受における表層Ｃ濃度（即ち、軸受の表面から深さ方向に０．２０ｍｍの位置におけるＣ含有量の平均値）は、０．７０～１．５０％である。表層Ｃ濃度が低すぎれば、表面硬さが低くなりすぎ、耐摩耗性が低下する。一方、表層Ｃ濃度が高すぎれば、残留オーステナイト量が多くなって表面硬さが低下して耐摩耗性を損ない、または粗大な炭化物等が発生するため、耐表面起点剥離性が低下する。
　表層濃度の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。表層Ｃ濃度の好ましい上限は１．２０％である。
　表層Ｃ濃度は、例えば、日本電子製のＪＸＡ－８２３０等の電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用い、浸炭軸受の任意の表面位置から０．２０ｍｍ深さ位置において測定されたＣ濃度の値（質量％）と定義する。
　なお、表層の化学組成において、Ｃ以外の成分の含有量は、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域における当該成分の含有量の範囲内である。これは、浸炭処理によって表層にＣが侵入した場合であっても、浸炭前から表層に存在する各元素も依然として浸炭前の含有量とほぼ等量で含有されるからである。
　（表層のビッカース硬さ：７００ＨＶ以上）
　本実施形態の軸受における表層のビッカース硬さは７００ＨＶ以上である。表層のビッカース硬さが７００ＨＶ未満であれば、優れた耐摩耗性が得られず、さらに、転動疲労寿命も低下するおそれがある。これに対し、表層のビッカース硬さが１０００ＨＶを超えれば、微小な亀裂が発生した場合に亀裂の進展感受性が高まり、耐表面起点剥離性がかえって低下することが懸念されるため、１０００ＨＶ以下が望ましい。表層のビッカース硬さの好ましい下限値は、７５０ＨＶである。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じた方法で、浸炭された鋼部品の表面に対して垂直な断面を観察面とする試料を用い、前記鋼部品の表面から０．０５ｍｍ、０．１０ｍｍ、０．１５ｍｍ、０．２０ｍｍ深さの硬さを、荷重２．９４Ｎにてそれぞれ測定する。そしてこれらの４点の平均値を表層の硬さとする。
　（内部のビッカース硬さ：２００ＨＶ以上）
　本実施形態の軸受における内部（即ち、表面から１．５０ｍｍの深さ）のビッカース硬さは２００ＨＶ以上であると良い。内部のビッカース硬さが２００ＨＶ未満であれば、部品としての強度が得られず、さらに、疲労特性も低下するおそれがある。これに対し、内部のビッカース硬さが４００ＨＶを超えれば、部品成型時の加工性が低下することが懸念されるため、４００ＨＶ以下が望ましい。内部のビッカース硬さの好ましい下限値は、２５０ＨＶである。
　浸炭された軸受における内部のビッカース硬さを、当該部品の任意の表面位置から深さ１．５０ｍｍの位置において、前記ＪＩＳに準拠して、荷重１ｋｇにて４点を測定する。内部硬さは、その平均値と定義する。
　（表層の金属組織）
　本実施形態の軸受における表層の金属組織（即ち、軸受の表面から０．２０ｍｍの深さ位置における組織）は、残留オーステナイトと、アスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍの析出物とを含有し、残部の金属組織が焼戻しマルテンサイトである。なお、前記アスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍの析出物は、実質的にはＭＣ炭化物である。
　本実施形態にかかる軸受は、上述したように、浸炭焼き入れを経て製造されるため、表層の金属組織は、残留オーステナイトおよび析出物を除いた領域において焼戻しマルテンサイト組織となる。
　焼入れ焼戻しによって形成される金属組織においては、微量ながら、非・焼戻しマルテンサイトが含有されることがある。たとえば、焼入れ焼戻し処理によって形成される金属組織には、焼入れによって発生した残留オーステナイトのほかに、残留オーステナイトが焼戻しで分解されて形成されるフェライトまたはセメンタイト組織も微量に含まれることがある。これらは、焼戻しマルテンサイトから分離して判別することが難しい。仮に判別できた場合、パーライト、フェライト、セメンタイトが少量（具体的には、面積率で１０％以下）含まれるとしても本発明の目的は達成できる。すなわち、本発明においては、「焼戻しマルテンサイト組織」とは、主体が焼戻しマルテンサイトであり、パーライト、フェライト、セメンタイトの面積率の総和が１０％以下である金属組織を指す。
　表層の組織観察は、浸炭された軸受から、その表面に垂直な断面を観察できるように観察面を切り出し、以下のように観察する。即ち、浸炭された軸受から、前記軸受の表面に垂直な断面を切り出し、前記断面を鏡面研磨後、ナイタール溶液（硝酸３ｇをエタノール１００ｍｌで溶解し、必要に応じて界面活性剤を加えた溶液）を用いて、５～３０秒腐食し、次いで水洗する。その後、１視野として７０μｍ×５０μｍである画像を、前記表面から０．２０ｍｍ深さの位置において、前記表面に対して平行に０．０５ｍｍ間隔で１０視野を観察する。観察には、倍率を１００００倍に設定した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。測定に用いるＳＥＭとしては、例えば、日本電子製のＪＳＭ－７１００Ｆを用いることができる。
　各視野において電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を用いて解析を行い、観測したＥＢＳＤパターンに基づいて、結晶構造がＦＣＣである領域（すなわち、残留オーステナイト又はＭＣ炭化物のうち少なくともいずれかの領域）を特定することができる。後述する実施例において、このようなＦＣＣ構造の領域のうち、後述する円相当径が２０～２００ｎｍかつアスペクト比が２．０以下の析出物以外の領域を残留オーステナイトとみなして、その面積率を測定したところ、いずれも１５％以下であった。また、発明例においては、いずれも残留オーステナイトの面積率は１０％以上であった。
（表層における、円相当径が２０～２００ｎｍで、アスペクト比が２．０以下の析出物）
　前述した化学組成を有する鋼を浸炭処理した場合に析出する析出物としては、ＭＣ炭化物のほかに、セメンタイトおよびＭ７Ｃ３が考えられる。ＭＣ炭化物は、浸炭処理の際に球状に成長し、円相当径が２０～２００ｎｍ、かつアスペクト比が２．０以下の析出物となる。セメンタイトは析出する際に旧オーステナイト粒界に沿って細長い形状で析出するためにアスペクト比が高く、具体的にはアスペクト比が２．０を超える粒として析出する。Ｍ７Ｃ３は析出する際に板状の形状で析出するため、同様にアスペクト比が２．０を超える形状で析出する。したがって、本実施形態においては、粒径が２０～２００ｎｍで、アスペクト比が２．０以下の析出物をＭＣ炭化物とみなして計測する。
　実際に、本実施形態にかかる軸受における、円相当径が２０～２００ｎｍで、アスペクト比が２．０以下の析出物を同定した。上記所定の試料において、上記表面に対して垂直な断面を切り出した後、鏡面研磨を施し、硝酸とアルコールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対し硝酸１．５ｍｌ）に５秒浸漬させた後、水洗し、当該軸受の表面から０．２０ｍｍ深さの位置の断面を観察した。観察には、倍率３００００倍に設定したＳＥＭを用い、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を採用する。そして、ＥＢＳＤによって、ＳＥＭ倍率を３００００倍に設定して、当該軸受の表面から０．２０ｍｍ深さにおいて、前記表面に対して平行に０．０５ｍｍ間隔で、１視野として２５μｍ×２０μｍ、計１０視野を測定した。各視野において、ＦＣＣ構造であり、且つＶ、Ｍｏを含有する析出物をＭＣ炭化物と同定した。ＥＢＳＤとしては、ＴＳＬ製カメラ（ＤｉｇｉｖｉｅｗIV）や、ＯＩＭ－Ｄａｔａｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ（ＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ７．１）を用いた。その結果、本実施形態の軸受においては、円相当径が２０～２００ｎｍかつアスペクト比が２．０以下の析出物は、その９５％以上がＭＣ炭化物であった。
（表層におけるＭＣ炭化物の面積率及び円相当径）
　ＭＣ炭化物の面積率は、観察視野の総面積に対する、ＭＣ炭化物の総面積を百分率で表示した数値である。ここで、ＭＣ炭化物の面積率を求める際に含める析出物は、長径／短径で定義されるアスペクト比が２．０以下の析出物であって、円相当径が２０～２００ｎｍの析出物とする。尚、実際のＭＣ炭化物のアスペクト比は、ほとんどが１．５以下であった。なお、ここでいう円相当径とは、測定された粒子の面積換算の円相当径である。すなわち、本発明における円相当径とは、測定された粒子の投影面積と等しい面積をもつ円の直径であり、具体的には以下の式によって導出する。
　円相当径＝２×√｛（当該粒子の面積）÷π｝
　ＭＣ炭化物として同定された炭化物の面積率は、複数個所（少なくとも１０箇所）を測定した平均値である。ＭＣ炭化物であると同定された析出物の面積率及び円相当径は、画像解析ソフト、例えばＩｍａｇｅＪ（National Institutes of Health製）を用いて測定することができる。
　本実施形態に係る成分範囲において、ＭＣ炭化物の面積率が、３．０％以上であるときに、表層において微細なＭＣ炭化物を十分確保でき、その結果として軸受の耐摩耗性及び耐表面起点剥離性を両立することができた。ＭＣ炭化物の面積率が３．０％未満となった場合には、軸受の耐摩耗性が不十分となった。これは、他組織に比べて硬質であるＭＣ炭化物の量が不十分であったためであると考えられる。ＭＣ炭化物の面積率には特段上限は設定しないが、非金属析出物の割合が過多となった場合には、軸受の靱性が低下する可能性はある。本発明者の知見では、本開示の製法によってＭＣ炭化物の面積率を１０％程度まで高めることができ、また、１０．０％以下の範囲内では、軸受として問題なく使用することができた。
　（表層における旧オーステナイト結晶粒度）
　本実施形態の軸受の表層における旧オーステナイトの結晶粒度は、ＪＩＳ粒度番号で１０番以上である。旧オーステナイトの結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１０番未満であると、疲労特性は低下する。旧オーステナイトの結晶粒度の好ましい範囲は、ＪＩＳ粒度番号で１１番以上である。
　前記旧オーステナイトの結晶粒度は、以下のように測定される。まず、軸受表面と垂直な断面であって、表面から０．２０ｍｍ深さまで表面研磨し、硝酸とアルコールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対し硝酸１．５ｍｌ）に５分間浸漬させた後、水洗し、旧オーステナイト粒界を現出させ、当該断面の表面から０．２０ｍｍ深さまでの範囲を連続して１０００倍の光学顕微鏡で撮影する。そして、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に記載の切断法で粒度番号を求める。
　以上に示した本実施形態の軸受は、その製造段階で、所定の化学組成及び所定の浸炭焼入れ・焼戻し条件を採用することで、表層Ｃ濃度、表層のビッカース硬さ、内部のビッカース硬さ、表層の組織、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、及び旧オーステナイトの結晶粒度を、いずれも、所望の範囲とすることができる。これにより、本実施形態の軸受によれば、耐摩耗性、及び耐表面起点剥離性、のいずれについても優れた性能を実現することができる。
　次に、実施例に基づいて、本発明をより具体的に説明するが、以下の実施例は本発明を限定するものではない。
〔実施例１〕
＜軸受の製造＞
[中間品の作製]
　表１－１、表１－２に示す種々の化学組成（残部はＦｅ及び不純物）を有する溶鋼（鋼Ｎｏ.Ａ１～ＡＴ１）を、２ｔ真空溶解炉を用いて製造した。なお、表１－１、表１－２中、「-」印は元素が意図的に含有されなかった（つまり、含有量は不純物レベルであって、実質０％である）ことを示す。また、表１－１、表１－２中、式（１）、式（２）とは、下記の不等式をいい、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、各溶鋼を鋳造、鍛造して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形断面を有する鋼片を製造した。さらに、鋼片を熱間圧延して、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。
　次いで、各棒鋼（直径６０ｍｍ）の一部を切断し、切断部分に対して熱間鍛伸を施して、直径３０ｍｍの棒鋼を製造した。製造された棒鋼（直径３０ｍｍ）に対して焼準処理を実施した。具体的には、棒鋼（直径３０ｍｍ）を、９２０℃で１時間保持した後、空冷した。
　最後に、各棒鋼（直径３０ｍｍ）から、図１に示す円筒型試験片の中間品を切削加工により作製した。図１中の数値は、中間品の各部位の寸法（ｍｍ）及び角度を示す。
 [軸受１の作製]
　次に、円筒型試験片の各中間品（表２の製造Ｎｏ．１０１～１４１）に対して、浸炭焼入れ、焼き戻しを順次施し、円筒型試験片を得た。浸炭焼入れ、焼戻しの各条件（浸炭方法、浸炭処理温度、浸炭処理時間、使用ガス、ガス流量、焼入れ温度、及び焼き戻し温度）については、表２に示すとおりとした。図２に、各発明例についての、浸炭焼入れ及び焼戻しのヒートパターンを示す。なお、図２及び表２中、Ｓ１、Ｓ２は、それぞれ、浸炭期、拡散期を示すものである。
　その後、浸炭軸受に対して、仕上げ加工（切削加工）を施して、図３に示す形状の軸受１（円筒型試験片）とした。図３中の数値は、軸受の各部位の寸法（ｍｍ）及び角度を示す。この軸受１（円筒型試験片）は、円筒型の転動体を想定したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜軸受１（円筒型試験片）の性能評価＞
　このようにして得られた表２の製造Ｎｏ．１０１～１４１の軸受１（円筒型試験片）の各々について、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、耐摩耗性、表層硬さ、内部硬さ、及び表層Ｃ濃度についての評価を行った。
　[表層（表面から０．２０ｍｍまでの深さ領域）におけるＭＣ炭化物の面積率]
　円筒型試験片を軸方向に垂直に切断し、埋め込み研磨を行い、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにて、表面から０．２０ｍｍの深さの位置において倍率３００００倍で前記研磨された切断面の１０視野を測定し、アスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍである析出物を測定した。このように測定された析出物をＭＣ炭化物とみなし、前記析出物の面積率（％）を、画像解析ソフトによって測定した。その結果を表３の「ＭＣ炭化物面積率 (％)」に示す。
　[表層における金属組織]
　円筒型試験片を、軸方向と垂直な断面を観察できるように切り出し、前記断面を鏡面研磨後、ナイタール溶液（硝酸３ｇをエタノール１００ｍｌで溶解し、必要に応じて界面活性剤を加えた溶液）を用いて、５～３０秒腐食し、次いで水洗し、光学顕微鏡によって観察した。その結果、表面から０．２０ｍｍ深さの位置における金属組織は、いずれも焼入れ焼戻し組織（ＭＣ炭化物以外の領域は、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイト組織からなる組織）であることを確認した。
　さらに、各視野においてＥＢＳＤ解析を行い、残留オーステナイトである領域を特定し、その面積率を測定した。前記領域の観察は、倍率１００００倍に設定したＳＥＭを用い、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により行った。ＥＢＳＤによって、ＳＥＭ倍率を１００００倍に設定して、表面から０．２０ｍｍ深さの組織を、０．０５ｍｍ間隔で１０視野を測定し、残留オーステナイトを含むＦＣＣ構造を同定し、そこからアスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍである領域を除外して、残留オーステナイトの面積率を求めた。残留オーステナイトの面積率は、１０視野の平均値とした。残留オーステナイトの面積率を表３の「旧オーステナイト結晶粒度」に示す。
　[旧オーステナイトの結晶粒度]
　円筒型試験片を、その長尺方向と垂直な断面を観察するように切り出し、前記断面を鏡面研磨後、ピクリン酸とエタノールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇ）に５分浸漬させ、旧オーステナイト粒界を現出させた後、最表面を含むよう、光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に規定されている切断法により旧オーステナイト結晶粒度を算出した。その結果を表３に併記する。
　[耐摩耗性]
　円筒型試験片を用いて２円筒転がり摩耗試験を行った。試験において、円筒型試験片（図３に示す軸受１）とともに、直径１５０ｍｍ、厚み１８．０ｍｍの円板状の大型円筒試験片を準備した。なお、大型円筒試験片の素材は、ＪＩＳ　Ｇ４８０５：２００８に規定された高炭素クロム軸受鋼材ＳＵＪ２に相当するものであった。そして、大型円筒試験片の円周面を前記円筒型試験片の試験部（図３に示されるφ２６．０ｍｍの円筒部分）の円周面に接触させ、摩耗試験を行った。
　摩耗試験の条件は次のとおりとした。即ち、潤滑環境下での円筒型試験片と大型円筒試験片との面圧を２．５ＧＰａとし、円筒型試験片の回転数を１５００ｒｐｍとし、滑り率を４０％とし、繰り返し数を２．０×１０７回とした。
　摩耗試験後、円筒型試験片の試験部の摺動部分の平均摩耗深さを測定した。具体的には、円筒型試験片の円周方向に対して９０°ピッチとなるよう、円筒型試験片の軸方向に平行なラインを４本、φ２６部分の一方の端部から、他方の端部まで設定した。この各ラインは、摺動部分以外の領域（以下、未摺動部分という）のうち一方から始まり、摺動部分を通過し、他方の未摺動部分まで到達する。この各ラインにおける粗さプロファイルを測定した。この４箇所での粗さプロファイルの最大深さ（すなわち、未摺動部分を基点とした場合の、摺動部分で最も深い地点の深さ）を摩耗深さと定義し、これら４箇所の摩耗深さの平均を、平均摩耗深さ（μｍ）と定義した。そして、平均摩耗深さが１０μｍ以下であれば、耐摩耗性が良好であると判断した。一方、平均摩耗深さが１０μｍ超であれば、耐摩耗性が不良と判断した。その結果を表３に併記する。
　［表層硬さ］
　摩耗試験後の円筒型試験片の試験部の表面のうち、摺動部分以外の領域（以下、未摺動部分という）において、表層硬さを測定した。具体的には、未摺動部分を、軸方向に対して垂直に切断して観察面を形成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じた方法で、表面から０．０５ｍｍ、０．１０ｍｍ、０．１５ｍｍ、０．２０ｍｍ深さの硬さを、試験力２．９４Ｎにてそれぞれ測定した。得られた４点のビッカース硬度の値の平均を、表層硬さと定義した。その結果を表３に併記する。
　［内部硬さ］
　摩耗試験後の円筒型試験片の未摺動部分において、円周方向に対して９０°ピッチで４箇所の測定位置を特定した。特定された４箇所の測定位置において、表面から１．５０ｍｍ深さの位置において、荷重１ｋｇでビッカース硬さ試験を実施した。各測定箇所のビッカース硬さの平均を、内部硬さと定義した。その結果を表３に併記する。
　［表層Ｃ濃度］
　円筒型試験片の試験部の未摺動部分を軸方向に対して垂直に切断し、未摺動部を含む切断面を含む試験片を採取し、切断面に対して埋め込み研磨仕上げを行った。その後、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、未摺動部分の表面から０．２０ｍｍ深さまで、５μｍピッチでＣ濃度を測定した。測定された値の平均値を、表層Ｃ濃度（質量％）と定義した。その結果を表３に併記する。
　＜軸受２（転動疲労試験片）の性能評価＞
　［耐表面起点剥離性］
　上述した各棒鋼（直径６０ｍｍ）のうち、円筒型試験片の中間品の作製に使用しなかった部分を用いて、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の粗試験片をスライスして採取した。粗試験片の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。
　粗試験片に対して、円筒型試験片を製造した場合と同じ条件（表２による）で、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施して、浸炭軸受を模擬した試験片を製造した。得られた試験片の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。この軸受２（転動疲労試験片）は、挟持体を想定したものである。
　次いで、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、転動疲労試験を実施した。試験時における最大接触面圧を５．２ＧＰａとし、繰り返し速度を１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用する鋼球として、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。
　転動疲労試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ１０寿命を「耐表面起点剥離性」と定義した。Ｌ１０寿命が４５．０×１０５以上であれば、表面起点剥離寿命に優れると判断した。一方、Ｌ１０寿命が４５．０×１０５未満であれば、表面起点剥離寿命が短いと判断した。その結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～３から明らかなように、その製造段階で、所定の化学組成及び所定の浸炭焼入れ・焼戻し条件を採用した各発明例については、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、表層硬さ、及び表層Ｃ濃度のいずれについても本発明に規定される範囲内となった。また、各発明例においては、耐摩耗性および耐表面起点剥離性の両面において優れた性能を実現されていることが判る。また、図４に示すように、発明例は、表層硬さ（ＨＶ）の増加とともに耐表面起点剥離性も向上する傾向がある。
　これに対し、その製造段階で、所定の化学組成及び所定の浸炭焼入れ・焼戻し条件の少なくともいずれかを採用しなかった各比較例については、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、表層硬さ、及び表層Ｃ濃度の少なくともいずれかについて、本発明の要件を充足しない。その結果、耐摩耗性または耐表面起点剥離性のいずれかの点において、優れた性能を実現することができていないことが判る。
　製造Ｎｏ．１２２においては、母材のＣ含有量が低く、かつ表層Ｃ濃度が不十分となったため、内部硬さが不十分となり、耐表面起点剥離性において本発明にくらべて劣位となった。製造Ｎｏ．１２３においては、母材のＣ含有量が過剰であったため、表層においてＭＣ炭化物以外に粗大な炭化物が生成し、耐表面起点剥離性が低下している。製造Ｎｏ．１２４は、Ｍｎ含有量が低すぎたため、表層硬さが不十分であり、浸炭部品の転動疲労特性の向上効果が得られず、耐表面起点剥離性が不十分である。
　製造Ｎｏ．１２５、１２７～１２９は、Ｍｏ／Ｖの値、および他の化学元素の含有量が本発明の要件を満たさない例である。いずれも耐表面起点剥離性が不十分であり、製造Ｎｏ．１２７、１２９は、耐摩耗性も不十分である。
　製造Ｎｏ．１３５は、ＭｏおよびＶは個別には本発明の要件を充足するが、Ｍｏ／Ｖの値が本発明の規定よりも小さかった例である。Ｍｏに比してＶの割合が多かったため、ＭＣ炭化物の析出が本発明ほど促進されず、ＭＣ炭化物の面積率が不十分となり、耐表面起点剥離性が不十分となったと考えられる。
　製造Ｎｏ．１３６は、ＭｏおよびＶは個別には本発明の要件を充足するが、Ｍｏ／Ｖの値が本発明の規定よりも大きかった例である。Ｖに比してＭｏの割合が多かったため、ＭＣ炭化物だけではなくＭ２Ｃ炭化物が析出し、その結果として耐表面起点剥離性が不十分となったと考えられる。すなわち、表３の上では「ＭＣ炭化物の面積率」とされている値は、実際にはＭ２Ｃ炭化物の面積率も包含するものであり、真のＭＣ炭化物の面積率は不十分となっていると考えられる。
　製造Ｎｏ．１２６は、Ｓ含有量が過剰であったために、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ．１３０は、Ａｌ含有量が過剰であったために、浸炭部品の転動疲労特性が低下した。これは、粗大な酸化物系介在物が鋼中に残存したことに起因する。製造Ｎｏ.１３１は真空浸炭処理が行われているが、Ｃｒ及びＶの含有量が過剰であるため、浸炭部品の転動疲労特性が低下している。これは、未固溶の粗大な炭化物等が鋼中に残存していることに起因する。製造Ｎｏ．１３２はＮを過剰に含有するため、熱間加工性が低下した例である。
　製造Ｎｏ.１３３及び１４１は、Ｃｒ含有量が過剰であったために、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ.１３４及び１３７は、（Ｖ＋Ｍｏ／１．４）の値が１．０未満の例であり、これらの製造例は、ＭＣ炭化物の生成が不十分であった。そのため、耐表面起点剥離性が劣位である。
　製造Ｎｏ.１３８は、Ｍｏ含有量が不十分であったために、ＭＣ炭化物を十分に得ることができず、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ．１３９はＶ含有量が不十分である例であり、その結果、ＭＣ炭化物を十分に得られなかった例である。製造Ｎｏ.１４０はＶ含有量が過剰である例である。これらの製造例のＶ含有量は適切な範囲内にないため、耐表面起点剥離性が劣位になった。
〔実施例２〕
＜軸受の製造＞
[中間品の作製]
　表４－１及び表４－２に示す種々の化学組成を有する溶鋼（鋼Ｎｏ.Ａ２～ＡＳ２）を、２ｔ真空溶解炉を用いて製造した。なお、表４－２中、「－」印は元素が意図的に含有されなかった（つまり、含有量は不純物レベルであって、実質０％である）ことを示す。また、表４－２中、式（１）、式（２）とは、下記の不等式をいい、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　次に、各溶鋼を鋳造、鍛造して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形断面を有する鋼片を製造した。さらに、鋼片を熱間圧延して、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。
　次いで、各棒鋼（直径６０ｍｍ）の一部を切断し、切断部分に対して熱間鍛伸を施して、直径３０ｍｍの棒鋼を製造した。製造された棒鋼（直径３０ｍｍ）に対して焼準処理を実施した。具体的には、棒鋼（直径３０ｍｍ）を、９２０℃で１時間保持した後、空冷した。
　最後に、各棒鋼（直径３０ｍｍ）から、図１に示す円筒型試験片の中間品を切削加工により作製した。図１中の数値は、中間品の各部位の寸法（ｍｍ）及び角度を示す。
 [軸受１の作製]
　次に、円筒型試験片の各中間品（表５の製造Ｎｏ．２０１～２３９）に対して、浸炭焼入れ、焼き戻しを順次施し、円筒型試験片を得た。浸炭焼入れ、焼戻しの各条件（浸炭方法、浸炭処理温度、浸炭処理時間、使用ガス、ガス流量、焼入れ温度、及び焼き戻し温度）については、表５に示すとおりとした。図２に、各発明例についての、浸炭焼入れ及び焼戻しのヒートパターンを示す。なお、図２及び表５中、Ｓ１、Ｓ２は、それぞれ、浸炭期、拡散期を示すものである。
　その後、浸炭軸受に対して、仕上げ加工（切削加工）を施して、図３に示す形状の軸受１（円筒型試験片）とした。図３中の数値は、軸受の各部位の寸法（ｍｍ）及び角度を示す。この軸受１（円筒型試験片）は、円筒型の転動体を想定したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　＜軸受１（円筒型試験片）の性能評価＞
　このようにして得られた表５の製造Ｎｏ．２０１～２３９の軸受１（円筒型試験片）のそれぞれについて、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、耐摩耗性、表層硬さ、内部硬さ、及び表層Ｃ濃度についての評価を行った。
　[表層（表面から０．２０ｍｍまでの深さ領域）におけるＭＣ炭化物の面積率]
　円筒型試験片を軸方向に垂直に切断し、埋め込み研磨を行い、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにて、表面から０．２０ｍｍの深さの位置において倍率３００００倍で前記研磨された切断面の１０視野を測定し、アスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍである析出物を測定した。このように測定された析出物をＭＣ炭化物とみなし、前記析出物の面積率（％）を画像解析ソフトによって測定した。その結果を表６の「ＭＣ炭化物面積率 (％)」に示す。
　[表層における金属組織]
　円筒型試験片を、軸方向と垂直な断面を観察できるように切り出し、前記断面を鏡面研磨後、ナイタール溶液（硝酸３ｇをエタノール１００ｍｌで溶解し、必要に応じて界面活性剤を加えた溶液）を用いて、５～３０秒腐食し、次いで水洗し、光学顕微鏡によって観察した。その結果、表面から０．２０ｍｍ深さの位置における金属組織は、いずれも焼入れ焼戻し組織（ＭＣ炭化物以外の領域は、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトからなる組織）であることを確認した。
　さらに、各視野においてＥＢＳＤ解析を行い、残留オーステナイトである領域を特定し、その面積率を測定した。前記領域の観察は、倍率１００００倍に設定したＳＥＭを用い、ＥＢＳＤにより行った。ＥＢＳＤによって、ＳＥＭ倍率を１００００倍に設定して、表面から０．２０ｍｍ深さの組織を、０．０５ｍｍ間隔で１０視野を測定し、残留オーステナイトを含むＦＣＣ構造を同定し、そこからアスペクト比が２．０以下かつ円相当径が２０～２００ｎｍである領域を除外して、残留オーステナイトの面積率を求めた。残留オーステナイトの面積率は、１０視野の平均値とした。残留オーステナイトの面積率を表６の「旧オーステナイト結晶粒度」に示す。
　[旧オーステナイトの結晶粒度]
　円筒型試験片を、その長尺方向と垂直な断面を観察するように切り出し、前記断面を鏡面研磨後、ピクリン酸とエタノールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇ）に５分浸漬させ、旧オーステナイト粒界を現出させた後、最表面を含むよう、光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に規定されている切断法により旧オーステナイト結晶粒度を算出した。その結果を表６に併記する。
　[耐摩耗性]
　円筒型試験片を用いて２円筒転がり摩耗試験を行った。試験において、円筒型試験片（図３に示す軸受１）とともに、直径１５０ｍｍ、厚み１８．０ｍｍの円板状の大型円筒試験片を準備した。なお、大型円筒試験片の素材は、ＪＩＳ　Ｇ４８０５：２００８に規定された高炭素クロム軸受鋼材ＳＵＪ２に相当するものであった。そして、大型円筒試験片の円周面を前記円筒型試験片の試験部（図３に示されるφ２６．０ｍｍの円筒部分）の円周面に接触させ、摩耗試験を行った。
　摩耗試験の条件は次のとおりとした。即ち、潤滑環境下での円筒型試験片と大型円筒試験片との面圧を２．５ＧＰａとし、円筒型試験片の回転数を１５００ｒｐｍとし、滑り率を４０％とし、繰り返し数を２．０×１０７回とした。
　摩耗試験後、円筒型試験片の試験部の摺動部分の平均摩耗深さを測定した。具体的には、円筒型試験片の円周方向に対して９０°ピッチとなるよう、円筒型試験片の軸方向に平行なラインを４本、φ２６部分の一方の端部から、他方の端部まで設定した。この各ラインは、一方の未摺動部分から始まり、摺動部分を通過し、他方の未摺動部分まで到達する。この各ラインにおける粗さプロファイルを測定した。この４箇所での粗さプロファイルの最大深さ（すなわち、未摺動部分を基点とした場合の、摺動部分で最も深い地点の深さ）を摩耗深さと定義し、これら４箇所の摩耗深さの平均を、平均摩耗深さ（μｍ）と定義した。そして、平均摩耗深さが１０μｍ以下であれば、耐摩耗性が良好であると判断した。一方、平均摩耗深さが１０μｍ超であれば、耐摩耗性が不良と判断した。その結果を表６に併記する。
　［表層硬さ］
　摩耗試験後の円筒型試験片の試験部の表面のうち、摺動部分以外の領域（以下、未摺動部分という）において、表層硬さを測定した。具体的には、未摺動部分を用い、軸方向に垂直な面で切断することによって観察面を形成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準じた方法で、表面から０．０５ｍｍ、０．１０ｍｍ、０．１５ｍｍ、０．２０ｍｍ深さの硬さを、試験力２．９４Ｎにてそれぞれ測定した。得られた４点のビッカース硬度の値の平均を、表層硬さと定義した。
　［内部硬さ］
　摩耗試験後の円筒型試験片の未摺動部分において、円周方向に対して９０°ピッチで４箇所の測定位置を特定した。特定された４箇所の測定位置において、表面から深さ１．５０ｍｍの位置において、荷重１ｋｇでビッカース硬さ試験を実施した。各測定箇所のビッカース硬さの平均を、内部硬さと定義した。その結果を表６に併記する。
　［表層Ｃ濃度］
　円筒型試験片の試験部の未摺動部分を軸方向に対して垂直に切断し、未摺動部を含む切断面を含む試験片を採取し、切断面に対して埋め込み研磨仕上げを行った。その後、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、未摺動部分の表面から０．２０ｍｍの深さまで、５μｍピッチでＣ濃度を測定した。測定された値の平均値を、表層Ｃ濃度（質量％）と定義した。その結果を表６に併記する。
　＜軸受２（転動疲労試験片）の性能評価＞
　［耐表面起点剥離性］
　上述した各棒鋼（直径６０ｍｍ）のうち、円筒型試験片の中間品の作製に使用しなかった部分を用いて、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の粗試験片をスライスして採取した。粗試験片の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。
　粗試験片に対して、円筒型試験片を製造した場合と同じ条件（表５による）で、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施して、浸炭軸受を模擬した試験片を製造した。得られた試験片の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。この軸受２（転動疲労試験片）は、挟持体を想定したものである。
　次いで、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、転動疲労試験を実施した。試験時における最大接触面圧を５．２ＧＰａとし、繰り返し速度を１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用する鋼球として、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。
　転動疲労試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ１０寿命を「耐表面起点剥離性」と定義した。Ｌ１０寿命が６０．０×１０５以上であれば、耐表面起点剥離性に優れると判断した。一方、Ｌ１０寿命が６０．０×１０５未満であれば、耐表面起点剥離性が短いと判断した。その結果を表６に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表４～６から明らかなように、その製造段階で、所定の化学組成及び所定の真空浸炭焼入れ・焼戻し条件を採用した各発明例については、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、表層硬さ、及び表層Ｃ濃度のいずれについても本発明に規定される範囲内となった。また、各発明例においては、耐摩耗性および耐表面起点剥離性の両面において、優れた性能を実現されていることが判る。また、図５に示すように、発明例は、表層硬さ（ＨＶ）の増加とともに耐表面起点剥離性も向上する傾向がある。
　これに対し、その製造段階で、所定の化学組成及び所定の真空浸炭焼入れ・焼戻し条件の少なくともいずれかを採用しなかった各比較例については、表層におけるＭＣ炭化物の面積率、表層における組織、旧オーステナイトの結晶粒度、表層硬さ、及び表層Ｃ濃度の少なくともいずれかについて、本発明の要件を充足しない。その結果、耐摩耗性または耐表面起点剥離性のいずれかの点において、優れた性能を実現することができていないことが判る。
　製造Ｎｏ．２２１においては、母材のＣ含有量が低く、かつ表層Ｃ濃度が不十分となったため、内部硬さが不十分となり、耐表面基点剥離性において本発明にくらべて劣位となった。製造Ｎｏ．２２２においては、母材のＣ含有量が過剰であったため、表層においてＭＣ炭化物以外に粗大な炭化物が生成し、耐表面起点剥離性が低下している。製造Ｎｏ．２２３は、（Ｖ＋Ｍｏ／１．４）の値が１．０未満の例であり、ＭＣ炭化物の生成が不十分であった。そのため、耐表面起点剥離性が劣位である。製造Ｎｏ．２２４は、Ｍｎ含有量が低すぎたため、表層硬さが不十分であり、浸炭部品の転動疲労特性の向上効果が得られず、耐表面起点剥離性が不十分である。製造Ｎｏ.２２５は、Ｍｎ含有量が過多であり、耐表面起点剥離性が不十分になった。製造Ｎｏ．２２６は、Ｓ含有量が過剰であったために、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ．２３６は、Ｖ含有量が少なかったため、十分なＭＣ炭化物を得ることができず、耐表面起点剥離性、耐摩耗性とも劣位となった。
　製造Ｎｏ．２２７～２２９は、Ｍｏ／Ｖの値、および他の化学元素の含有量が本発明の要件を満たさない例である。いずれも耐表面起点剥離性が不十分であり、製造Ｎｏ．２２７、２２９、２３６は、耐摩耗性も不十分である。
　製造Ｎｏ．２３０は、ＭｏおよびＶは個別には本発明の要件を充足するが、Ｍｏ／Ｖの値が本発明の規定よりも大きかった例である。Ｖに比してＭｏの割合が多かったため、ＭＣ炭化物だけではなくＭ２Ｃ炭化物が析出し、その結果として耐表面起点剥離性が不十分となったと考えられる。すなわち、表６の上では「ＭＣ炭化物の面積率」とされている値は、実際にはＭ２Ｃ炭化物の面積率も包含すると考えられる。
　製造Ｎｏ．２３４は、ＭｏおよびＶは個別には本発明の要件を充足するが、Ｍｏ／Ｖの値が本発明の規定よりも小さかった例である。Ｍｏに比してＶの割合が多かったため、ＭＣ炭化物の析出が本発明ほど促進されず、ＭＣ炭化物の面積率が不十分となり、耐表面起点剥離性が不十分となったと考えられる。
　製造Ｎｏ.２３１及び２３３は、Ｃｒ含有量が過剰であったために、表層においてＭ７Ｃ３炭化物が生成し、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ．２３２はＮを過剰に含有するため、熱間加工性が低下した例である。
　製造Ｎｏ.２３５は、Ｍｏ含有量が不十分であったために、十分なＭＣ炭化物を得ることができず、耐表面起点剥離性が低下した。製造Ｎｏ．２３７はＶ含有量が過剰であるため、耐表面起点剥離性が劣位になった。
　製造Ｎｏ．２３８は、Ｃｒ含有量が過剰であるため、浸炭部品の転動疲労特性が低下している。これは、未固溶の粗大な炭化物等（Ｍ７Ｃ３炭化物等）が鋼中に残存し、ＭＣ炭化物の生成が阻害されたことに起因する。製造Ｎｏ.２３９は、Ｓｉ含有量が過剰であるため、表層に微細な粒界酸化が発生して、浸炭部品の転動疲労特性が発明例に比べて劣位になった。
　なお、ここまで開示した実施例１および実施例２においては、円筒型の転動体および挟持体を念頭に試験片を作成して評価した。しかしながら、本発明にかかる軸受は、転動体の形状を円筒形に限定しない。たとえば、転動体の形状が球形であっても、本発明にかかる鋼を素材とし、本開示の熱処理によって制作された軸受は、本発明による効果を享受することができる。
　本発明は、耐摩耗性及び耐表面起点剥離性に関して優れた軸受を得るのに適する鋼、及び当該鋼を用いた軸受を提供することができる。このため、本発明は、広範な機械部品に適用することができるため、有望である。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０～３．００％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．７０～３．００％、
    　Ｖ：０．４０～１．００％、及び
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　前記不純物中、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０３００％以下、及びＯ：０．００１５％以下にそれぞれ制限され、
    　式（１）及び式（２）満たす化学組成を有することを特徴とする、鋼。
    　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
    　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
  2. 　質量％で、Ｓｉ：０．５０％以下であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
  3. 　質量％で、Ｓｉ：０．５０％～３．００％であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
  4. 　質量％で、
    　Ｃｒ：０～０．５０％未満、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、及び
    　ＲＥＭ：０～０．０２０％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１～３のうちいずれか１項に記載の鋼。
  5. 　表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０～３．００％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．７０～３．００％、
    　Ｖ：０．４０～１．００％、及び
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　前記不純物中、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０３００％以下、及びＯ：０．００１５％以下にそれぞれ制限され、
    　前記化学組成は、式（１）及び式（２）満たし、
    　　１．２≦Ｍｏ／Ｖ≦３．０　・・・（１）
    　　Ｍｏ／１．４＋Ｖ≧１．０　・・・（２）
    　表面から深さ方向に０．２０ｍｍの位置で、Ｃ含有量が質量％で０．７０％～１．５０％であり、且つＣ以外の成分の含有量は表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域における当該成分の含有量の範囲内であり、
    　表面から深さ方向に０．２０ｍｍの位置の金属組織において、
    　残留オーステナイトの面積率が１５％以下であり、
    　アスペクト比が２．０以下であって且つ円相当径が２０～２００ｎｍである析出物の面積率が３．０％以上であり、
    　残部が焼戻しマルテンサイト組織であり、
    　表面から０～０．２０ｍｍ深さ領域である表層において、旧オーステナイト粒界の結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１０番以上であり、ビッカース硬さが７００ＨＶ以上である、ことを特徴とする軸受。
  6. 　質量％で、Ｓｉ：０．５０％以下であることを特徴とする、請求項５に記載の軸受。
  7. 　質量％で、Ｓｉ：０．５０％～３．００％であることを特徴とする、請求項５に記載の軸受。
  8. 　表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域について、質量％で、
    　Ｃｒ：０～０．５０％未満、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、及び
    　ＲＥＭ：０～０．０２０％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項５～７のうちいずれか１項に記載の軸受。
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