JP2019196540A

JP2019196540A - 水素侵入環境下の転がり疲れ寿命に優れる軸受用鋼

Info

Publication number: JP2019196540A
Application number: JP2018092633A
Authority: JP
Inventors: 武士金下; Takeshi Kaneshita; 藤松　威史; Takeshi Fujimatsu; 威史藤松
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2018-05-11
Filing date: 2018-05-11
Publication date: 2019-11-14
Anticipated expiration: 2038-05-11
Also published as: JP7057715B2

Abstract

【課題】水素起因の転がり疲れによるはく離寿命に優れる軸受用鋼を提供すること【解決手段】質量％でＣ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜１．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００〜３．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、下記の式（１）で求められるＭｓが該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下で３００μｍの深さ位置では２２０℃以下、下記の式（２）で求められるＭｄが該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１1０℃以下で３００μｍの深さ位置では２５０℃以下、該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％でレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上の、水素侵入環境下のはく離寿命に優れる軸受用鋼。Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ—８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）【選択図】なし

Description

本発明は、鋼材中に水素が侵入することで水素を起因とする転がり疲れによる組織変化が発生する環境において、はく離寿命に優れる軸受用鋼に関する。

自動車用の電装用軸受等において、水素を起因とする転がり疲れによる組織変化が発生し、やがて白色組織変化を伴いながら大きなき裂に成長して、早期破損を起こすことが問題となっている。また、その他、たとえば海上風車用軸受等の潤滑油の分解等を介して水素が発生し、侵入するような軸受用途に対しても、同様の早期破損が懸念されている。これらの組織変化を伴う早期はく離は、軸受の小型・軽量化にともなう荷重増大や、伝達効率向上のための低粘度潤滑油の使用が進むなか、いっそう顕在化する可能性が高く、その対策の実施が強く求められている。

そこで、これらの水素を起因としたはく離の対策として、潤滑油側での水素の発生および鋼中への水素の侵入の防止などの鋼材以外の観点からの方策が採られている。しかしながら、これらの方策のみでは不十分な場合や適用が困難な場合があり、軸受の素材となる鋼材についても対策が求められている。

このような状況に対して、軸受の転がり環境における潤滑油分解による水素発生および水素侵入による早期はく離に対し、鋼材側での対策として、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂといった炭化物生成元素を添加することで、炭化物に水素をトラップさせることによって、鋼材の長寿命化を図る技術がある（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、これらの元素の添加は素材コストの増加をもたらす。また、これらの炭化物形成元素の添加自体が応力集中源となる大型の炭化物を生じさせる可能性が高く、水素が炭化物周囲に局在化して早期破損の原因となりうるため、この方策のみでは長寿命化に対して限界がある。

また、本願出願人は、Ｃｒを２．３０％以上含有するなどする、規定された成分範囲の鋼成分からなる鋼に対し、さらに浸炭焼入焼戻し後のまたは浸炭窒化焼入焼戻し後の鋼の最表面から１００〜３００μｍの母相成分中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの合計を３．０％以上とし、さらに残留オーステナイト（以下「残留γ」という。）の量を２０〜５０ｖｏｌ％として、その残部の組織がマルテンサイト組織であることを特徴とする耐白色組織変化はく離寿命に優れる軸受用鋼を提案している（特許文献２参照。）。

この文献では、水素が侵入し、水素を起因とした白色組織変化が起こる環境においても、白色組織変化を抑制しうる軸受用鋼が提案されている。しかしながら、この技術においては、残留γ量のみが注目されているにすぎず、残留γの量を制御する以外の事項、たとえば残留γの分散状態や、あるいはマルテンサイト組織の形態を任意に制御することは試みられていなかった。たとえば、マルテンサイトの形態としては、ラス形態、レンズ状形態、薄板状形態といったものが知られているところ、その制御の必要性については考慮されていなかった。そこで、この文献においては、はく離寿命改善のために少なくとも２．３０％以上のＣｒの添加が必要となっており、コスト面などに課題が残っていた。

特開２００８−２８０５８３号公報特開２０１７−０５３００２号公報

本発明が解決しようとする課題は、転がり疲れにおいて、水素起因による転がり疲れによって、組織変化が発生し、その組織変化の発達によって白色組織変化を伴った大型のき裂を形成し、早期はく離が生じるという課題に対し、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織の構成相である残留γとマルテンサイトについて、その形態・サイズ・体積分率・構成相の分散状態（相の位置関係）を制御することにより、はく離寿命の延長が可能な軸受用鋼を提供することである。

さて、発明者らは、さらなる鋭意検討のもと、水素起因の転がり疲れによる組織変化の発達を抑制することによって、はく離寿命が向上することを見出した。そして、はく離寿命向上のためには、従来提案されていた残留γ量を増量する対策のみでは不十分であり、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織の構成相である残留γとマルテンサイトについて、その形態・サイズ・体積分率・分散状態（両構成相の位置関係）について適正に制御することが重要であることを見出した。

発明者らは、水素が侵入し、水素を起因とした転がり疲れが起こる環境において、まず組織変化が発生し、それらが発達して白色組織変化を伴った大型のき裂を形成し、早期破損が発生すると推定している。
この組織変化は疲労の初期の段階において、針状を呈する形状で出現し、その長さは数μｍ以下程度と微細である。その発生箇所は、これまでラス状マルテンサイト組織のブロック界面や旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）と考えられてきた。この針状を呈する組織変化は、転がり疲れが進行していく過程でき裂化し、そのき裂の伝ぱやき裂同士の連結によって成長していくことで白色組織変化を伴いながら大型のき裂に成長し、はく離をもたらすとみている。つまり、針状を呈する組織変化の制御が長寿命化の鍵と考えられる。

そこで、この転がり疲れの初期段階における針状を呈する組織変化の挙動に注目し、鋭意研究を行った。発明者らは、肌焼鋼をスラスト型の転がり疲れ試験片形状に加工した後に浸炭焼入焼戻しを行い、一定量以上の残留γ量を確保しつつ、マルテンサイト組織の形態がラス状マルテンサイト組織ではなく、レンズ状マルテンサイト組織主体になるようにミクロ組織を制御した。

続いて、試験片に水素チャージを行ってから、転がり疲れ試験を実施し、水素影響下の転がり疲れにおける針状を呈する組織変化の発生箇所とミクロ組織との関係を調べた。その結果、レンズ状マルテンサイト組織とした場合、針状を呈する組織変化がレンズ状マルテンサイト組織における特有の結晶面において発生して、その長さが短くなりやすいために、伝ぱ段階に移行し難いことを突き止めた。

さらに、針状を呈する組織の先端部分は、レンズ状マルテンサイトに隣接して存在する微細かつ塊状の残留γ内で留まっていることを見出した。つまり、残留γの分散状態の制御を通じて、き裂が大きく成長しないように留めることが可能であることを見出した。

これらの結果をもとに、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織の構成相としての残留γとマルテンサイトについて、その形態・サイズ・体積分率・ミクロ組織の構成相の分散状態（相の位置関係）を制御することにより、はく離寿命の延長が可能な軸受用鋼のはく離寿命の延長が可能なことを見出して本発明に至った。

そこで、上記の課題を解決するための本発明の第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜１．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００〜３．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｓの範囲が２２０℃以下であること、
下記の式（２）で求められるオーステナイト組織（γ組織）の安定度の指標Ｍｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１１０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下であること
さらに該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であること、
を特徴とする、水素侵入環境下のはく離寿命に優れる軸受用鋼である。

Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）

Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）

ここで、式（１）ならびに（２）の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量をゼロとして値を求める。

本発明の第２の手段では、上記の第１の手段の化学成分に加えて、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１０〜４．００％、Ｍｏ％：０．０３〜１．００％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％から選択した１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｓの範囲が２２０℃以下であること、
下記の式（２）で求められるγ組織の安定度の指標Ｍｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１１０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であること、
を特徴とする、水素侵入環境下のはく離寿命に優れる軸受用鋼である。

Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）

Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）

ここで、式（１）ならびに（２）の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量をゼロとして値を求める。

上記の手段とすることで、本発明の軸受用鋼およびこの鋼からなる軸受部品は、浸炭焼入焼戻し後または浸炭窒化焼入焼戻し後の鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｓの範囲が２２０℃以下であること、また当該鋼のγ組織の安定度の指標としてＭｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１１０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下であること、さらに該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であることとすることができる。

そこで、本発明の手段によると、水素が侵入しやすい環境下において、代表的な軸受用素材であるＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に対して３倍以上の疲労寿命を有し、水素環境下での寿命特性に優れることから、部品の長寿命化に効果を奏するものとなる。

このことは、使用中に鋼中に水素が侵入し、水素を起因とする転がり疲れによる組織変化が発生する実際の使用環境を模擬して、陰極チャージ法により試験水素を添加した後に、最大接触面圧５．３ＧＰａでスラスト型転動疲労試験機を用いて、はく離までの寿命を評価した場合においても確認できるところであり、代表的な軸受用素材であるＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に対して３倍以上の疲労寿命を有し、水素環境下での寿命特性に優れることから、部品の長寿命化に効果を奏することがわかる。

浸炭焼入れのパターンの一例を示す図である。

本発明を実施するための形態について説明するのに先立ち、本発明の各手段に記載の軸受用鋼の化学成分について、その成分範囲の限定理由ならびに当該鋼の各種の限定理由について以下に説明する。なお、化学成分の％は質量％であり、残留γ量、およびレンズ状マルテンサイトの体積分率の％はｖｏｌ％である。

（Ｃ：０．１３〜０．３５％）
Ｃは、鋼製部品を焼入れしたときの芯部の焼入れ性、あるいは鋼製部品の鍛造性や機械加工性に影響する元素である。Ｃは０．１３％未満では十分な芯部の硬さが得られずに強度が低下するので、Ｃは０．１３％以上の添加が必要である。一方、Ｃは０．３５％より多く添加すると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害する。そこで、Ｃは０．１３〜０．３５％とし、好ましくは、０．１５〜０．３０％とする。

（Ｓｉ：０．２０〜１．１５％）
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、さらに、高温環境での鋼素材の強度を高め、組織変化の抑制、転動疲労寿命の向上につながる元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．２０％以上の添加が必要である。また、Ｓｉは、γ組織の安定度の指標であるＭｄを低下させることで、残留γの安定度を高める。
一方、Ｓｉは１．１５％より多くなると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害し、また、浸炭阻害を起こし、浸炭または浸炭窒化しても十分な材料強度が得られない。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．１５％とし、好ましくは０．２５〜０．８０％とし、より好ましくは０．２５〜０．６５％とする。

（Ｍｎ：０．２０〜１．８０％）
Ｍｎは、焼入れ性の確保に必要な元素であると同時に、γ安定化元素であるため、鋼素材を浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際、残留γ量を増加させ、水素に起因した組織変化の抑制に寄与する元素である。また、Ｍｎは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｍｎは、γ組織の安定度の指標であるＭｄを低下させることで、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るには、Ｍｎは０．２０％以上の添加が必要である。
一方、Ｍｎは１．８０％より多くなると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害し、また、Ｓと結合してＭｎＳとなることで、水素を起因とした組織変化の起点として作用する。
そこで、Ｍｎは０．２０〜１．８０％とし、好ましくは、０．４５〜１．６０％とし、さらに好ましくは、０．６５〜１．２５％とする。

（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、０．０３０％より多く含有されると、鋼素材を脆化させ、疲労強度を低下させる元素である。そこで、Ｐは０．０３０％以下に制限する。

（Ｓ：０．０３０％以下）
Ｓは、０．０３０％より多く含有されると、鋼素材の冷間加工性を阻害し、疲労強度を低下させる元素である。そこで、Ｓは０．０３０％以下に制限する。

（Ｃｒ：１．００〜３．５０％）
Ｃｒは、焼入れ性の確保に必要な元素であり、鋼素材を浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際に、残留γ量を増加させ、水素を起因とした組織変化の抑制に寄与する元素である。また、Ｃｒはマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらにＣｒは、γ組織の安定度の指標であるＭｄを低下させることで、残留γの安定度を高める。また、Ｃｒは微細で均質な残留γを形成するのに有効であり、水素を起因とした組織変化の抑制効果をさらに高める。これらの効果を得るには、Ｃｒは１．００％以上の添加が必要である。
一方、Ｃｒは過剰になると浸炭または浸炭窒化時に、鋼材最表面で酸化物を形成することで浸炭阻害を引き起こし、強度劣化につながる元素である。また、Ｃｒは浸炭時に粗大炭化物を形成し、粗大炭化物の周囲において水素を起因とした白色組織変化の起点ともなるので、Ｃｒは３．５０％以下とする必要がある。
そこで、Ｃｒは１．００〜３．５０％とし、好ましくは１．１０〜３．２０％とし、より好ましくは１．３０〜２．２５％とする。

（Ｎｉ：０．１０〜４．００％）
Ｎｉは、添加により鋼の焼入れ性を高める元素であると同時に、γ安定化元素であるため、鋼素材の浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際に残留γ量の増加をもたらす。また、Ｎｉは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｎｉは、γ組織の安定度の指標であるＭｄを低下させることで、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るには、Ｎｉは０．１０％以上の添加が必要である。
一方、Ｎｉは過剰に添加すると、素材コストが大きく増加するので、４．００％を上限として添加するのが良い。
そこで、Ｎｉは０．１０〜４．００％とする。望ましくは、Ｎｉは０．２５〜２．５０％とする。

（Ｍｏ：０．０３〜１．００％）
Ｍｏは、添加により鋼材の焼入性を高める元素であり、鋼材を浸炭または浸炭窒化した際に、残留γ量を増加し、組織を均質化し、残留γを均質に分布させるのに有効である。また、Ｍｏは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｍｏは、γ組織の安定度の指標であるＭｄを低下させることで、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏは０．０３％以上が必要である。
一方、Ｍｏは過剰に添加すると素材コストが大きく増加し、また、組織を均質化する組織変化の抑制の効果は１．００％で飽和するので、Ｍｏは１．００％以下の添加とする。
そこで、Ｍｏは０．０３〜１．００％とし、好ましくは、０．１０〜０．６５％とする。

（Ｖ：０．０１〜０．３０％）
Ｖは、結晶粒を微細化し、粒界における平均水素濃度を低減することで水素を起因とした組織変化を抑制し、また、浸炭または浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物や炭窒化物を形成することで、水素トラップとして機能して組織変化の抑制に有効な元素であり、十分な効果を得るには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると粗大な炭化物や炭窒化物が生成して、水素起因の組織変化のサイトとなり、かえって寿命に悪影響を及ぼすので、Ｖは０．３０％以下とする。そこで、Ｖは０．０１〜０．３０％とする。

（Ｎｂ：０．０１〜０．２０％）
Ｎｂは、結晶粒を微細化し、粒界における平均水素濃度を低減することで水素を起因とした組織変化を抑制する。また、浸炭または浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物や炭窒化物を形成することで水素トラップとして機能し、組織変化の抑制に有効である。これらの十分な効果を得るためには、Ｎｂは０．０１％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると粗大な炭化物や炭窒化物が生成して、水素起因の組織変化のサイトとなり、かえって寿命に悪影響を及ぼすので、Ｎｂの添加は０．２０％以下とする。そこで、Ｎｂは０．０１〜０．２０％とする。

（Ｔｉ：０．０１〜０．２０％）
Ｔｉは、結晶粒を微細化し、粒界における水素濃度を低減することで水素を起因とした白色組織変化を抑制する。また、Ｔｉは浸炭または浸炭窒化時にサブミクロンオーダーの炭化物を形成することで、水素トラップとして機能し、白色組織変化の抑制に有効である。これらの効果を十分に得るためには、Ｔｉは０．０１％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると粗大な炭化物が生成して、水素起因の組織変化のサイトとなり、かえって寿命に悪影響を及ぼすので、Ｔｉの添加は０．２０％以下とする。そこで、Ｔｉは０．０１〜０．２０％とする。

（浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの範囲を評価する理由）
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００〜３００μｍの範囲では、軸受の使用環境における転がり疲れによって比較的高い繰り返しのせん断応力を受ける。この領域に水素が侵入すると、転がり疲れの作用と相まって針状を呈する組織変化が生じる。そこで、この深さ領域における組織変化の発達を抑制することが重要である。そのために本発明では、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００〜３００μｍの範囲内において、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ、γ組織の安定度の指標Ｍｄ、残留γの量およびサイズ、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率、を規定するものとしている。

（浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを１４０℃以下、最表面から３００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを２２０℃以下とすること）
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しにおいて、マルテンサイトの形態をレンズ状マルテンサイト主体に制御することにより、水素侵入環境下でのはく離寿命を向上させることができる。そのためには、浸炭焼入焼戻しされた状態または浸炭窒化焼入焼戻しされた状態の鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを１４０℃以下とし、鋼の最表面から３００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを２２０℃以下とすると良い。他方、それぞれの深さ位置について規定したＭｓ点を上回る場合、レンズ状マルテンサイトの所要量を確保しにくくなることから、剥離寿命の向上が難しくなる。

（浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量：２５〜５０ｖｏｌ％）
残留γは水素のトラップサイトとして機能することで水素の局所的な濃化を抑制し、また、鋼中の水素の拡散速度を遅くする効果があり、水素を起因とした組織変化の抑制に有効である。さらに、レンズ状マルテンサイトの周囲に隣接するように残留γを生成させておくことによって、レンズ状マルテンサイトの内部で水素侵入環境下の転がり疲れによって生成する針状を呈する組織がき裂化した後の伸長や連結を抑制し、その後の白色組織変化を伴った大型のき裂への成長、ひいては早期はく離の抑制に有効に作用する。これらの効果を得るために、残留γ量は２５ｖｏｌ％以上が必要である。
一方、残留γ量が５０ｖｏｌ％より多いと、転がり疲れ部品として必要な鋼の硬さが得られず、また使用中の寸法安定性を悪化させる。そのため残留γ量は５０ｖｏｌ％以下とする。
そこで、浸炭窒化焼入焼戻し後の該鋼の最表面から１００〜３００μｍの範囲における残留γ量は２５〜５０ｖｏｌ％とし、より望ましくは、残留γは３０〜５０ｖｏｌ％とし、さらに望ましくは、残留γは３５〜５０ｖｏｌ％とする。
なお、円相当直径が０．２〜５μｍの残留γを、レンズ状マルテンサイトの周囲に隣接して分散させるのが良い。

また、残留γが水素侵入環境下での転がり疲れの過程で分解しやすいと、寿命に悪影響を及ぼすことから、残留γが安定に存在することが良く、そのためにγ組織の安定度の指標であるＭｄについても規定しておくとよい。

（浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイトの量：３０ｖｏｌ％以上）
転がり疲れにおいて、水素起因による白色組織変化を伴った早期はく離に至る過程は、針状を呈する初期き裂が形成され、さらにその伝ぱや連結によって大型の内部き裂を形成することにより引き起される。
マルテンサイトの形態をレンズ状マルテンサイト組織主体に制御することで、ラス状マルテンサイト組織を主体とする場合に比べて、マルテンサイト内部に生じる針状を呈する組織変化の長さを短くすることが可能となり、組織変化に起因するはく離寿命を向上させることができる。その効果を得るには、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率を３０ｖｏｌ％以上とするのが良い。
なお、このときのレンズ状マルテンサイトの厚みとしては、０．２〜２．５μｍとしておくのが望ましい。

（浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるγ組織の安定度の指標となるＭｄを１１０℃以下、最表面から３００μｍの深さ位置におけるＭｄを２５０℃以下とすること）
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しにおいて、残留γを第二相として、適切な量を析出させつつ、なおかつ残留γを水素侵入環境下での転がり疲れにおいて安定に残存させて、レンズ状マルテンサイト組織と隣接するように維持することにより、水素侵入環境下でのはく離寿命を向上させることができる。そのためには、浸炭焼入焼戻しされた状態または浸炭窒化焼入焼戻しされた状態の鋼において、γ組織の安定度の指標Ｍｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１1０℃以下とし、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下とするのが良い。他方、それぞれの深さ位置について規定したにＭｄを上回る場合、安定な残留γの所要量を確保しにくくなることから、剥離寿命に劣ることとなる。

次いで、発明の実施の形態を説明する。
表１に示す化学組成からなる本発明の成分を満たす実施例鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｋの試料、および本発明で規定する条件の一部を満たさない比較例鋼Ｎｏ．Ｌ、Ｍの試料を、それぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した。
なお、比較例鋼Ｎｏ．ＬはＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材であるＳＵＪ２であり、比較例鋼Ｎｏ．ＭはＪＩＳ規定のクロム鋼鋼材であるＳＣｒ４２０である。

これらの鋼のうち比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２を除いた鋼は、１２５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸して、９００℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行った。
また、比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２は、１１５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸して、９００℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行ってから、さらに８００℃で球状化焼鈍を実施した。
その後、比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２を除く全ての鋼を、外径６０ｍｍ、内計２０ｍｍ、厚さ８．３ｍｍのスラスト型転動疲労試験片に粗加工した。比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２については、外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ６．０ｍｍのスラスト型転動疲労試験片に粗加工した。
なお、実施の形態はこの試験片の形状に限らないので、たとえば、軸受等の部品形状の鋼に浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しを施して本発明にいう特性を備えたものであれば本発明にいう鋼に属する。

続いて、実施例鋼Ｎｏ．Ｅ、Ｎｏ．Ｆ、および比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２を除く、実施例鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｄ、Ｇ〜Ｋおよび比較例鋼Ｎｏ．Ｍについて、スラスト型転動疲労試験片を、図１に示す浸炭焼入れパターンの条件（浸炭温度：９３０℃、狙いのカーボンポテンシャル＝０．９０％）でガス浸炭焼入れを実施した後に、１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。これらは表２に記載の通り、加工Ｎｏ．１〜４、加工Ｎｏ．７〜１１および加工Ｎｏ．１３とした。

続いて、実施例鋼Ｎｏ．Ｅ、Ｎｏ．Ｆについて、スラスト型転動疲労試験片を、図１に示す浸炭焼入れパターンの条件（浸炭温度：９３０℃、狙いのカーボンポテンシャル＝１．１０％）でガス浸炭焼入れを実施した後に、１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。これらは表２に記載の通り、加工Ｎｏ．５、６とした。

また、比較例鋼Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２については、浸炭は行わず８４０℃で３０分保持して油冷を行い、焼入れした後に、１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。これを表２に記載の通り、加工Ｎｏ．１２とした。

なお、実施例鋼Ｎｏ．Ｄ、Ｆに示す鋼を同様の工程で、試験片の粗加工まで実施した後に、図１と同様の浸炭焼入れパターンの条件（浸炭温度：９３０℃、狙いのカーボンポテンシャル＝０．９０％）でガス浸炭焼入れを実施した後に、残留γ量の減少を目的に、液体窒素によるサブゼロ処理を実施し、その後、１８０℃で９０分保持して空冷して焼戻し処理を実施して比較例鋼の加工Ｎｏ．１４、１５とした。

なお、図１に示した浸炭焼入れパターンは一例であり、これ以外の浸炭焼入れパターンや浸炭窒化焼入れパターンにより、本発明の範囲を満たすようにしてもよい。また、浸炭あるいは浸炭窒化後に２次焼入れを行うことについても、本発明の範囲を満たすように条件を選定して実行してもよい。

以上の熱処理を行った後に、比較例鋼の加工Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２を除く、全ての試験片については、試験面を０．１５ｍｍ研磨し、さらに反対側を研磨することで高さを８．０ｍｍに仕上げた。比較例鋼の加工Ｎｏ．ＬのＳＵＪ２については、試験面を０．２０ｍｍ研磨し、さらに反対側を研磨することで高さを５．６ｍｍに仕上げた。また、これらの試験面は、バフ研磨にて鏡面仕上げとした。

上記で作製したスラスト型転動疲労試験片を使用し、水素侵入環境下のはく離寿命を測定するために、表３に示す条件で、陰極チャージ法にて試験片に水素添加した後に、最大接触面圧は５．３ＧＰａ、転動体は３／８インチ鋼球を三球使用し、潤滑はＩＳＯＶＧ１０の油浴潤滑とした条件下でのスラスト型転動疲労試験を行って、はく離までの転動疲労寿命（サイクル数、ここではL₅₀寿命で評価。）を評価した。また、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓの計算のために、浸炭焼入焼戻し後に仕上げ研磨されたスラスト型転動疲労試験片の断面深さ方向にＥＰＭＡ測定を行って、浸炭鋼の表面から１００μｍ、３００μｍの位置の炭素濃度値を求め、下記の（式１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓをそれぞれ算出した。

Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）

同様に、下記の式（２）で求められるγ組織の安定度の指標Ｍｄをそれぞれ算出した。

Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）

ここで、式（１）ならびに（２）の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量をゼロとして値を求めた。

続いて、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率の測定について説明する。レンズ状マルテンサイト組織の体積分率は、スラスト型転動疲労試験片の最表面から１００μｍもしくは、３００μｍの位置の深さ位置について鏡面研磨およびナイタール腐食ののちにＳＥＭ写真を撮影し、それを用いてポイントカウンティング法によって求めた。また、同様にスラスト型転動疲労試験片を用いて最表面から１００μｍもしくは、３００μｍの位置の深さとなるまで電解研磨を実施した後に、Ｘ線回折法を用いて残留γ量の測定を行った。

なお、試験片の最表面から所定の深さ位置（１００μｍ〜３００μｍの範囲内）における残留γの大きさ（円相当直径）や、レンズ状マルテンサイト組織の厚みを測定する場合は、所定の深さ位置において、表面の加工変質層、およびひずみが極力無くなるまで研磨し、そののち研磨まま、あるいは必要に応じて化学腐食を行った状態としてから、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）観察像を取得してから求める方法やＳＥＭ観察による写真から求める方法や、それらを組み合わせた方法によって求めることができる。
なお、円相当直径とは、求められた投影面積について、この面積に相当する規則的形状である円形を幾何学的に求めて換算した径をいう。

表２に、各加工Ｎｏ．について、本発明で規定した事項に関する各種測定結果ならびにはく離寿命の評価結果を示す。表２において、本発明に規定する範囲を満足する実施例である加工Ｎｏ．１〜１１は、本発明に規定する範囲を満たさない比較例である加工Ｎｏ．１２〜１５に対して、水素侵入環境下におけるはく離寿命に優れていることが明らかである。
また、比較例のうち、加工Ｎｏ.１３の試料Ｎｏ．Ｍは成分範囲が本発明の規定する範囲を満足するものの浸炭焼入焼戻し後の炭素濃度に応じたＭｓ、Ｍｄが請求範囲を満たさないため、L₅₀寿命に劣っている。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｓｉ：０．２０〜１．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００〜３．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｓの範囲が２２０℃以下であること、
下記の式（２）で求められるγ組織の安定度の指標Ｍｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１1０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であること、
を特徴とする、水素侵入環境下のはく離寿命に優れる軸受用鋼。

Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）

Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）

ここで、式（１）ならびに（２）の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量をゼロとして値を求める。
請求項１の化学成分に加えて、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１０〜４．００％、Ｍｏ％：０．０３〜１．００％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％から選択した１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｓの範囲が２２０℃以下であること、
下記の式（２）で求められるγ組織の安定度の指標Ｍｄの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１１０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から３００μｍの深さ位置ではＭｄの範囲が２５０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍ〜３００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であること、
を特徴とする、水素侵入環境下のはく離寿命に優れる軸受用鋼。

Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・（１）

Ｍｄ（℃）＝５５１−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ−２９Ｎｉ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ・・・（２）

ここで、式（１）ならびに（２）の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量をゼロとして値を求める。