JP7379955B2 - 浸炭窒化用鋼及び浸炭窒化部品 - Google Patents

Description

本発明は、浸炭窒化用鋼及び浸炭窒化部品に関し、さらに詳しくは、浸炭窒化処理、焼き入れ、サブゼロ処理、及び焼き戻しを施すことにより得られる浸炭窒化部品であって、水素脆性型の面疲労剥離に対する耐性の高いものを製造することが可能な浸炭窒化用鋼、及びこれを用いた浸炭窒化部品に関する。

自動車や産業機械に用いられるある種の部品は、使用中に面疲労負荷を受ける。このような「面疲労負荷を受ける部品」としては、例えば、歯車、連続可変トラスミッション（ＣＶＴ）の部品、軸受部品などがある。近年、自動車や産業機械の高性能化、及び／又は、高速化に伴い、面疲労負荷を受ける部品の使用条件も過酷化している。さらに、面疲労負荷を受ける部品は、潤滑油共存下で使用される場合が多いが、使用される潤滑油の種類も多様化している。そのため、面疲労負荷を受ける部品は、使用条件によっては、従来とは異なる剥離形態による早期剥離を生じる場合がある。

例えば、鋼材のスラスト試験を行った場合、一般に、軌道面に対して３０°又は８０°の方向に伸びる白色型組織変化（「ホワイトバンド」とも呼ばれている）か生成する。ホワイトバンドは、ヘルツ応力場に起因して生成する組織変化であり、通常、粒界とは無関係な特定方向に沿って現れる。

これに対し、自動車のオルタネータ用軸受に対してスラスト試験を行った場合、特定方向に沿って現れる「ホワイトバンド」ではなく、粒界に沿った樹木状の白色型組織変化、及びこれに伴う早期剥離が生じる場合がある。これは、
（ａ）高振動、高荷重、急加減速等の厳しい負荷条件下において油膜厚さが不十分となり、一部で金属接触が生じ、
（ｂ）金属接触が生じた部分で潤滑油が分解し、転動面に水素が発生し、
（ｃ）水素が軸受内部の粒界や応力集中部に侵入し、水素脆性破壊が生じたため、
と考えられている。

従来、オルタネータ用軸受では、潤滑油を変えることにより、この種の早期剥離を防止してきた。しかし、単に潤滑油を変えるだけでは、水素起因の早期剥離を抑制できなくなりつつあり、耐水素脆性に優れた材料開発が求められていた。同様の水素起因の早期剥離現象は、トラクション油を用いるＣＶＴにおいても発生している。

さらに、潤滑油を用いない部品であっても、水素脆性により材料強度が低下する現象は知られている。例えば、ばねやボルト部品では、曝露環境から侵入する拡散性水素であって、水の分解により生成したものが遅れ破壊の原因となっていることが知られている。
この問題を解決するために、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等の微細な炭化物を多数析出させた、ばね・ボルト用鋼が提案されている。この場合、拡散性水素をトラップし、粒界や応力集中部への水素の拡散を抑制する「水素トラップサイト」として働くものは、焼入れ時に固溶させたＶ、Ｔｉ、Ｎｂ等の合金元素を４５０℃以上の高温焼戻しにより整合析出させた、厚さ数ｎｍ程度の微細な炭化物であると考えられている。しかしながら、４５０℃以上の高温焼戻しを行うと、表面硬度が低下してしまうため高い面疲労強度は得られない。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．６～１．３％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：≦１．５％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３％、Ｃｒ：０．３～２．５％、Ｖ：０．０５～２．０％、Ａｌ：≦０．０５０％、Ｏ：≦０．００１５％、Ｔｉ：≦０．００３％、Ｎ：≦０．０１５％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、且つ
（ｂ）焼入れ焼戻し処理後の表面硬さがＨＲＣ５８以上で、
（ｃ）最大径５００ｎｍ以下の微細なＶ系炭化物が分散析出している
軸受鋼が開示されている。

同文献には、
（Ａ）上記組成を有する軸受鋼を焼入れし、１６０～２５０℃で焼戻しすると、鋼中に微細なＶ系炭化物を多数析出させることができる点、及び、
（Ｂ）整合析出したＶ系炭化物は水素をトラップする作用があるため、鋼中に微細なＶ系炭化物を多数析出させると、水素脆性剥離が抑制される点
が記載されている。

特許文献２には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３～２．５％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｖ：０．１～２．０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｖ＋Ｍｏ：０．４～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する、浸炭焼入れ焼戻し処理された鋼であって、
（ｂ）焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が０．６～１．２％で、
（ｃ）表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、且つ
（ｄ）表層に分散析出するＶ系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なＶ系炭化物の個数割合が８０％以上である
肌焼き鋼が開示されている。

同文献には、
（Ａ）初期炭素量を０．４％以下に抑えると、溶解や鋳造過程における粗大なＶ系炭化物の生成が抑制される点、
（Ｂ）Ｍｏにより粒界強度が向上し、水素脆性型転動疲労破壊の特徴である粒界破壊を抑制することができる点、及び、
（Ｃ）ＶとＭｏは、それぞれ単独添加でも耐水素脆性を改善するが、十分な効果を得るためには両者を適正に複合添加することが必要である点、
が記載されている。

特許文献３には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．１０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：４．００～８．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：５．００～８．１０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化処理及び焼入れ焼戻し処理された浸炭窒化軸受部品であって、
（ｂ）前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０～２．００％、表層Ｎ濃度が０．０５～１．５０％、及び表層Ｃ＋Ｎ濃度が１．１０～３．００％であり、かつ
（ｃ）表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
（ｄ）表層に分散析出した窒化物のうち粒径２μｍ以上の粗大な窒化物の個数が１０³個／ｍｍ²以下である
浸炭窒化軸受部品が開示されている。

同文献には、
（Ａ）水素脆性剥離寿命をさらに長寿命化するためには、微細な水素トラップサイトを増やす必要がある点、
（Ｂ）Ｍｎ系窒化物であるＭｎＳｉＮ₂は水素トラップサイトとして機能するが、窒化物を生成させるためには、相対的に多量のＮが必要となる点、
（Ｃ）Ｃｒ系窒化物であるＣｒＮは、Ｍｎ系窒化物よりも少ないＮ量で窒化物が生成するので、Ｃｒ量を増加させると、浸炭窒化時に多量の窒化物を生成させることができる点
が記載されている。

特許文献４には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０～３．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０～４．００％、残部Ｆｅ及び不可避的成分の組成を有する、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理された鋼であって、
（ｂ）焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が０．８０～１．５０質量％、表層Ｎ濃度が０．１０～１．００質量％で、
（ｃ）表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
（ｄ）表層に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＭｎ窒化物合計の全窒化物に対する個数割合が７０％以上で且つ個数が１０⁴個／ｍｍ²以上である
水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化鋼が開示されている。

同文献には、
（Ａ）水素脆性型の転動疲労において長寿命を得るための表層Ｃ濃度，表層Ｎ濃度にはそれぞれ適正条件がある点、及び、
（Ｂ）水素脆性型の面疲労寿命を改善するためには、浸炭窒化処理において１μｍ以上の粗大な窒化物生成を抑制し、微細窒化物を多数分布させることが必要である点
が記載されている。

さらに、特許文献５には、
（ａ）質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．３５～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．５０～２．５０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｍｎ／Ｓｉ：２．００以上、Ｍｎ＋Ｃｒ：２．５０～４．００％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる、浸炭窒化焼入れ焼戻し処理された浸炭窒化鋼であって、
（ｂ）前記焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が質量％で、０．８０～１．５０％、表層Ｎ濃度が０．１０～１．００％、及び
（ｃ）表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
（ｄ）表層に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物及びＳｉ窒化物の個数が１０⁵個／ｍｍ²以上である
水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化鋼が開示されている。

同文献には、Ｃｒよりも多くの点で有利なＳｉを有効に活用することによって、過酷化しつつある環境下においても面疲労強度を十分に確保し得る浸炭窒化鋼を安価に提供することができる点が記載されている。

鋼中に析出させた微細な窒化物は、いずれも水素トラップサイトとして機能する。このような微細な窒化物を部材の表面近傍に析出させると、水素脆性型の面疲労剥離を抑制することができる。特に、浸炭窒化処理は、高温焼戻しをしなくても微細な窒化物を析出させることができるので、部材の表面硬度を低下させるおそれが少ない。そのため、浸炭窒化処理は、面疲労負荷を受ける部品の表面処理法として好適である。

しかしながら、面疲労負荷を受ける部品の高速回転化及び高負荷化、使用条件の過酷化、並びに、潤滑油の多様化により、面疲労剥離が発生する部品や環境条件が増加する傾向にある。このため、水素脆性型の面疲労破壊を未だ完全には防止することはできておらず、水素脆性型の面疲労強度により優れた材料の開発が求められていた。

特開２００６－２１３９８１号公報 特開２００８－２８０５８３号公報 特開２０１６－１５１０５７号公報 特開２０１１－２２５９３６号公報 特開２０１５－０９４０２１号公報

本発明が解決しようとする課題は、浸炭窒化処理、焼き入れ、サブゼロ処理、及び焼き戻しを施すことにより得られる浸炭窒化部品であって、水素脆性型の面疲労剥離に対する耐性の高いものを製造することが可能な浸炭窒化用鋼を提供することにある。
本発明が解決しようとする他の課題は、このような浸炭窒化用鋼を用いた浸炭窒化部品を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明に係る浸炭窒化用鋼は、
０．１０≦Ｃ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．２５≦Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．３０≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
８．００＜Ｃｒ≦１１．０６ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．００１５ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０２５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。

本発明に係る浸炭窒化部品は、以下の構成を備えている。
（１）前記浸炭窒化部品は、本発明に係る浸炭窒化用鋼からなる。
（２）前記浸炭窒化部品は、
表層Ｃ濃度が０．６０ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下であり、
表層Ｎ濃度が０．０５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％以下であり、
表層硬さが７００Ｈｖ以上９００Ｈｖ以下であり、
表層の微細窒化物の個数密度が１０⁴個／ｍｍ²以上１０⁷個／ｍｍ²以下である。
但し、前記「微細窒化物」とは、粒径が１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満である窒化物をいう。

Ｃｒ及びＭｎを含む浸炭窒化用鋼において、Ｃｒ量を８ｍａｓｓ％超１２ｍａｓｓ％以下とし、所定の条件下において熱処理（浸炭窒化処理、焼入れ、サブゼロ処理、及び焼戻し）を行うと、鋼中に微細な窒化物を多量に析出させることができる。析出した微細な窒化物は水素トラップサイトとして機能する。
このような浸炭窒化用鋼を用いて製造された浸炭窒化部品は、水素脆性型の面疲労剥離に対する耐性が高い。特に、表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度、表層硬さ、及び表層の微細窒化物の個数密度が所定の範囲となるように、熱処理条件を最適化すると、水素脆性型の面疲労剥離に対して高い耐性を示す浸炭窒化部品が得られる。

熱処理条件の模式図である。 水素チャージスラスト試験機の模式図である。 ２円筒ころがり疲労試験機の模式図である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 浸炭窒化用鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る浸炭窒化用鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。

（１） ０．１０≦Ｃ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｃは、本発明に係る浸炭窒化用鋼を用いて転がり軸受を作製した場合において、軸受の心部強度を確保するために必須の元素である。所定の熱処理後硬さを維持するためには、Ｃ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃ含有量が過剰になると、鍛造や旋削加工時の製造性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。

（２） ０．０５≦Ｓｉ≦１．００ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、鋼を製造する際に脱酸剤として用いられる。また、Ｓｉは、鋼の強度を向上させるため、及び、転動疲労による組織変化を抑制し、転動疲労寿命を向上させるために添加される元素でもある。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋼の靱性が低下し、熱間加工性が低下し、あるいは、水素脆性感受性が高くなる。その結果、水素脆性型の転動疲労寿命が低下する。従って、Ｓｉ含有量は、１．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。

（３） ０．１０≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、本発明において重要な添加元素である。Ｍｎは、浸炭窒化により窒化物を形成する。Ｍｎ系窒化物は、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善する作用がある。また、Ｍｎは、鋼を製造する際に脱酸材として用いられる元素であると共に、焼入れ性を改善する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、被削性が大幅に低下する。従って、Ｍｎ含有量は、１．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。

（４） Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％：
Ｐは、鋼のオーステナイト粒界に偏析し、靱性や転動疲労寿命の低下を招く。特に、Ｐは、水素脆性型転動疲労の特徴である粒界強度を大きく低下させる。従って、Ｐ含有量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５ｍａｓｓ％以下である。

（５） Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％：
Ｓは、鋼の切削加工性を向上させる作用がある。しかし、Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。また、Ｓは、鋼中で非金属介在物を形成し、靱性、転動寿命、及び、水素脆性型転動疲労強度を低下させる。従って、Ｓ含有量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは、０．０１５ｍａｓｓ％以下である。

（６） ８．００＜Ｃｒ≦１２．００ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、本発明において重要な添加元素である。Ｃｒは、浸炭窒化により窒化物を形成する。Ｃｒ系窒化物は、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善する作用がある。また、Ｃｒは、焼入れ性の改善による硬さの確保、及び、寿命改善のために添加される元素でもある。所定量の窒化物を形成するためには、Ｃｒ含有量は、８．００ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、９．００ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、浸炭性が劣化し、粗大な窒化物が生成しやすくなる。粗大な窒化物は、転動疲労寿命を低下させる原因となる。従って、Ｃｒ含有量は、１２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、１１．００ｍａｓｓ％以下である。

（７） Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、鋼の製造時に脱酸剤として使用される。Ａｌは、硬質の非金属介在物を生成し、転動疲労寿命を低下させる。従って、Ａｌ含有量は、０．０５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
一方、Ａｌ含有量を必要以上に低減するのは、製造コストの増加を招く。従って、Ａｌ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。

（８） Ｏ≦０．００１５ｍａｓｓ％：
Ｏは、鋼中に酸化物系の非金属介在物を形成する。非金属介在物は、疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させる。従って、Ｏ含有量は、０．００１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．００１２ｍａｓｓ％以下である。

（９） Ｎ≦０．０２５ｍａｓｓ％：
Ｎは、鋼中に窒化物系の非金属介在物を形成する。非金属介在物は、疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させる。従って、Ｎ含有量は、０．０２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以下である。

［１．２． 副構成元素］
本発明に係る浸炭窒化用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。

（１０） ０．１０≦Ｍｏ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、粒界破壊を抑制することにより、水素脆性型の面疲労強度を向上させる作用がある。また、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を改善すると共に、炭化物中に固溶することにより焼戻し時の硬さの低下を抑制する作用がある元素でもある。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、鋼材のコストが上昇するだけでなく、熱間加工性や切削性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下である。

（１１） Ｎｉ＜０．５ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、転動疲労過程での組織変化を抑制し、転動疲労寿命を向上させる作用がある。また、Ｎｉは、靱性及び耐食性の改善にも効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。尚、Ｎｉ≦０．１２ｍａｓｓ％は、原材料から入ってくる不可避的不純物である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイトを生成し、所定の硬さが得られなくなる。また、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材コストも上昇する。従って、Ｎｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．４ｍａｓｓ％以下である。

（１２） Ｎｂ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、鋼中に微細な炭化物を生成させる。微細なＮｂ系炭化物は、水素トラップサイトとして有効に働き、水素脆性型の面疲労強度を改善する。また、Ｎｂは、結晶粒の粗大化を抑制する作用もある。結晶粒の微細化は、耐水素脆性の改善に有効である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、その効果が飽和する。従って、Ｎｂ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。

（１３） Ｔｉ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、鋼中に微細な炭化物を生成させる。微細なＴｉ系炭化物は、水素トラップサイトとして有効に働き、水素脆性型の面疲労強度を改善する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上である。
しかし、Ｔｉ含有量が過剰になると、鋼中に窒化物系の非金属介在物を形成する。非金属介在物は、疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。

［２． 浸炭窒化部品］
本発明に係る浸炭窒化部品は、以下の構成を備えている。
（１）前記浸炭窒化部品は、本発明に係る浸炭窒化用鋼からなる。
（２）前記浸炭窒化部品は、
表層Ｃ濃度が０．６０ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下であり、
表層Ｎ濃度が０．０５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％以下であり、
表層硬さが７００Ｈｖ以上９００Ｈｖ以下であり、
表層の微細窒化物の個数密度が１０⁴個／ｍｍ²以上１０⁷個／ｍｍ²以下である。

［２．１． 用途］
本発明に係る浸炭窒化用鋼は、面疲労負荷を受ける部品であって、浸炭窒化処理した状態で使用されるもの（以下、これを「浸炭窒化部品」ともいう）の素材として用いることができる。このような浸炭窒化部品としては、例えば、歯車、連続可変トラスミッション（ＣＶＴ）の部品、軸受部品などがある。

［２．２． 浸炭窒化用鋼］
本発明に係る浸炭窒化部品は、
（ａ）本発明に係る浸炭窒化用鋼に対して加工を施し、所定の形状を有する部品とし、
（ｂ）加工された部品に対して浸炭窒化処理し、
（ｃ）浸炭窒化処理された部品に対して焼入れ（２次焼入れ）を行い、
（ｄ）焼き入れ（２次焼き入れ）された部品に対して、さらにサブゼロ処理を行い、
（ｅ）焼入れ（２次焼入れ）及びサブゼロ処理された部品に対して焼戻しを行う
ことにより得られる。
浸炭窒化用鋼の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。また、浸炭窒化部品の製造方法の詳細については、後述する。

［２．３． 表層Ｃ濃度］
「表層Ｃ濃度」とは、浸炭窒化部品（すなわち、少なくとも浸炭窒化、焼入れ、サブゼロ処理、及び、焼戻しが行われた部品）の表層領域（最表面から深さ１０μｍの位置まで領域）においてＥＰＭＡ分析を行った時の、Ｃ濃度の最大値（ピーク値）を言う。
「最表面」とは、最終製品の表面をいう。例えば、焼戻し後に部品表面の研削仕上げを行った場合、「最表面」とは、研削により露出させた面をいう。

表層のＣは、部品（例えば、転がり軸受）の表層の硬さを確保するために必須の元素である。所定の熱処理後硬さを維持するためには、表層Ｃ濃度は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。表層Ｃ濃度は、好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％以上である。
一方、表層Ｃ濃度が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が低下する。従って、表層Ｃ濃度は、２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。表層Ｃ濃度は、好ましくは、１．５０ｍａｓｓ％以下である。

［２．４． 表層Ｎ濃度］
「表層Ｎ濃度」とは、浸炭窒化部品（すなわち、少なくとも浸炭窒化、焼入れ、サブゼロ処理、及び、焼戻しが行われた部品）の表層領域（最表面から深さ１０μｍの位置までの領域）においてＥＰＭＡ分析を行った時の、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）を言う。
「最表面」とは、最終製品の表面をいう。例えば、焼戻し後に部品表面の研削仕上げを行った場合、「最表面」とは、研削により露出させた面をいう。

表層のＮは、鋼の軟化抵抗性を改善することにより、転動寿命を向上させる。また、表層に生成した微細な窒化物は、水素トラップサイトとして働き、耐水素脆性を改善する。このような効果を得るためには、表層Ｎ濃度は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。表層Ｎ濃度は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
一方、表層Ｎ濃度が過剰になると、残留オーステナイトが生成し、表面硬さが低下する。従って、表層Ｎ濃度は、１．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。表層Ｎ濃度は、好ましくは、０．６０ｍａｓｓ％以下である。

［２．５． 表層硬さ］
「表層硬さ」とは、浸炭窒化部品（すなわち、少なくとも浸炭窒化、焼入れ、サブゼロ処理、及び、焼戻しが行われた部品）の最表面から深さ０．０５ｍｍ±０．０２５ｍｍの位置にある任意の３箇所おいて測定されたビッカース硬さの平均値をいう。
「最表面」とは、最終製品の表面をいう。例えば、焼戻し後に部品表面の研削仕上げを行った場合、「最表面」とは、研削により露出させた面をいう。

焼戻し後の表層硬さと転動疲労寿命には相関が認められ、表層硬さが高いほど転動疲労寿命は長くなる傾向がある。焼戻し後の表層硬さが低くなりすぎると、急激に疲労寿命が低下し、寿命のバラツキも大きくなる。従って、表層硬さは、７００Ｈｖ以上である必要がある。表層硬さは、好ましくは、７２０Ｈｖ以上である。
一方、表層硬さが高くなりすぎると、水素脆性に対する感受性が高くなり、水素脆性型の転動疲労寿命が低下する。従って、表層硬さは、９００Ｈｖ以下である必要がある。表層硬さは、好ましくは、８００Ｈｖ以下である。

［２．６． 表層の微細窒化物の個数密度］
「表層の微細窒化物の個数密度」とは、浸炭窒化部品（すなわち、少なくとも浸炭窒化、焼入れ、サブゼロ処理、及び、焼戻しが行われた部品）の表層領域（最表面から深さ２０μｍの位置までの領域）に分散析出した窒化物であって、粒径が１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満であるものの単位面積当たりの個数をいう。
「最表面」とは、最終製品の表面をいう。例えば、焼戻し後に部品表面の研削仕上げを行った場合、「最表面」とは、研削により露出させた面をいう。
表層の微細窒化物の個数密度は、具体的には、
（ａ）ＦＥ－ＥＰＭＡを用いて、試料断面の表層領域に含まれる窒化物の元素マッピングを行い、
（ｂ）表層領域から約１００μｍ²の観察領域を無作為に抽出し、観察領域内に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の微細窒化物の個数を同定し、
（ｃ）同定された微細窒化物の個数を観察領域の面積で除す
ことにより得られる。

浸炭窒化用鋼に対して浸炭窒化処理を施すと、表層に種々の窒化物が生成する。これらの窒化物の内、水素トラップサイトとして有効なものは、Ｃｒ系窒化物であるＣｒＮと、Ｓｉ系窒化物であるＭｎＳｉＮ₂である。鋼中に析出したこれらの微細な窒化物は、水素をトラップし、水素脆性型の面疲労剥離を抑制する作用がある。このような効果を得るためには、表層に微細窒化物を多数析出させる必要がある。

窒化物の析出量そのものが少ない場合、あるいは、多量の窒化物が生成しているが、粒径が３００ｎｍ以上である粗大な窒化物が多い場合のいずれも、水素トラップによる水素脆性型面疲労強度の改善効果が急速に低下する。従って、表層の微細窒化物の個数密度は、１０⁴個／ｍｍ²以上である必要がある。個数密度は、好ましくは、１０⁵個／ｍｍ²以上である。

一方、微細窒化物の個数密度が過剰になると、靱性が低下するため、水素脆性型の転動疲労寿命が低下する場合がある。従って、表層の微細窒化物の個数密度は、１０⁷個／ｍｍ²以下である必要がある。個数密度は、好ましくは、１０⁶個／ｍｍ²以下である。

［２．７． 水素チャージ転動寿命］
「水素チャージ転動寿命（Ｌ₁₀寿命）」とは、所定の条件下で水素チャージスラスト試験を行った時の、累積破損確率が１０％となる時の負荷回数をいう。
水素チャージ転動疲労寿命Ｌ₁₀は、具体的には、
（ａ）所定の条件下で熱処理された転動疲労試験片を作製し、
（ｂ）転動試験片に対して水素チャージを行い、
（ｃ）水素チャージされた約１０個の転動試験片に対して、同一条件下でスラスト試験を行い、
（ｄ）破壊（表面剥離）が生じるまでの試験片の負荷回数をワイブル分布で近似し、累積破損確率が１０％となる時の負荷回数を算出する
ことにより得られる。

浸炭窒化用鋼の組成、及び熱処理条件を最適化すると、Ｌ₁₀寿命は、３０．０×１０⁶回以上となる。組成及び熱処理条件をさらに最適化すると、Ｌ₁₀寿命は、３５．０×１０⁶回以上、あるいは、４０．０×１０⁶回以上となる。

［２．８． ２円筒試験平均寿命］
「２円筒試験平均寿命」とは、所定の条件下で２円筒ころがり疲労試験を行った時の、破壊（表面剥離）が生じるまでの負荷回数の平均値をいう。
２円筒試験平均寿命は、具体的には、
（ａ）所定の条件下で熱処理された円筒試験片を作製し、
（ｂ）４個の円筒試験片に対して、水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じる条件下で２円筒ころがり疲労試験を行い、
（ｃ）破壊（表面剥離）が生じるまでの試験片の負荷回数の平均値を算出する
ことにより得られる。

浸炭窒化用鋼の組成、及び熱処理条件を最適化すると、２円筒試験平均寿命は、２０．０×１０⁶回以上となる。組成及び熱処理条件をさらに最適化すると、２円筒試験平均寿命は、２５．０×１０⁶回以上、あるいは、３０．０×１０⁶回以上となる。

［３． 浸炭窒化部品の製造方法］
本発明に係る浸炭窒化部品は、
（ａ）本発明に係る浸炭窒化用鋼に対して加工を施し、所定の形状を有する部品とし、
（ｂ）加工された部品に対して浸炭窒化処理し、
（ｃ）浸炭窒化処理された部品に対して焼入れ（２次焼入れ）を行い、
（ｄ）焼き入れ（２次焼き入れ）された部品に対して、さらにサブゼロ処理を行い、
（ｅ）焼入れ（２次焼入れ）及びサブゼロ処理された部品に対して焼戻しを行う
ことにより得られる。

［３．１． 加工工程］
まず、本発明に係る浸炭窒化用鋼に対して加工（熱間加工、及び／又は、冷間加工）を施し、所定の形状を有する部品とする（加工工程）。加工の方法及び加工条件は、所定の形状を有する部品が得られる限りにおいて特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法及び加工条件を選択することができる。

［３．２． 浸炭窒化処理工程］
次に、加工された部品に対して浸炭窒化処理を行う（浸炭窒化処理工程）。浸炭窒化処理の条件は、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。

［３．２．１． 処理ガス］
浸炭窒化処理用のガスには、浸炭性ガスにアンモニアを添加したものが用いられる。浸炭窒化処理は、一般に、
（ａ）処理時間を短縮するために、カーボンポテンシャル（ＣＰ）の高い処理ガスを使用して浸炭窒化を行い、内部へのＣ及びＮの拡散を速める段階（浸炭期）と、
（ｂ）カーボンポテンシャル（ＣＰ）の低いガスを使用して、表面付近のＣ量及びＮ量を正常な範囲にする段階（拡散期）
の２段階に分けて行われる。

処理ガス中のアンモニア濃度及びＣＰは、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な値を選択するのが好ましい。
例えば、浸炭期の場合、アンモニア濃度は、２．０％以上４．０％以下が好ましい。また、ＣＰは、１．０％以上１．２％以下が好ましい。
拡散期の場合、アンモニア濃度は、２．０％以上４．０％以下が好ましい。また、ＣＰは、０．９５％以上１．１５％以下が好ましい。

［３．２．２． 処理温度］
浸炭窒化処理の温度は、目的に応じて最適な温度を選択する。一般に、処理温度が低すぎると、所定量のＣ及びＮを実用的な時間内に拡散させることができなくなる。従って、処理温度は、８５０℃以上が好ましい。
一方、処理温度が高くなりすぎると、アンモニアの分解により窒化不足となる。従って、処理温度は、９００℃以下が好ましい。

［３．２．３． 処理時間］
処理時間は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な処理時間を選択する。最適な処理時間は、ガス組成や処理温度により異なるが、浸炭期の処理時間は、通常、３．０時間～６．０時間である。また、拡散期の処理時間は、通常、０．５時間～１．０時間である。

［３．２．４． 冷却方法］
浸炭窒化処理終了後、部品を冷却する。この時、部品を急冷（１次焼入れ）しても良く、あるいは、徐冷しても良い。部品の疲労強度を高めるため、及び、処理時間を短縮するためには、浸炭窒化処理後に急冷するのが好ましい。この場合、冷却速度（すなわち、冷却に用いる冷媒、及び冷却方法）は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な冷却速度を選択することができる。
なお、浸炭窒化処理後に急冷した場合において、長時間放置すると、部品に置き割れが生じることがある。そのため、急冷を行った場合において、次工程に供するまでに長時間を要する時には、急冷後に焼戻しを行うのが好ましい。

［３．３． 焼入れ工程］
次に、浸炭窒化処理された部品に対して、焼入れ（２次焼入れ）を行う（焼入れ工程）。焼入れ条件は、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。

［３．３．１． 焼入れ温度］
浸炭窒化処理の温度が高くなりすぎると、アンモニアが分解して窒化不足となる。そのため、浸炭窒化処理の温度は、高々９００℃である。
一方、８ｍａｓｓ％以上のＣｒを含むＣｒ添加鋼を９００℃で浸炭窒化処理すると、炭化物形成が促進され、母相中のＣ濃度が低下する。そのため、浸炭窒化処理温度から急冷（１次焼入れ）を行っても、十分な表層硬さが得られないことが多い。このような場合、浸炭窒化処理後に急冷（１次焼入れ）を行ったか否かに関わらず、浸炭窒化処理後に、浸炭窒化処理温度より高温からの焼入れ（２次焼入れ）を行うのが好ましい。

焼入れ温度は、目的に応じて最適な温度を選択する。一般に、焼入れ温度が低すぎると、十分な表層硬さが得られない。従って、焼入れ温度は、９５０℃以上が好ましい。焼入れ温度は、好ましくは、１０５０℃以上である。
一方、焼入れ温度が高すぎると、結晶粒が粗大化することにより、転動疲労寿命が低下する。従って、焼入れ温度は、１１００℃以下が好ましい。

［３．３．２． 冷却条件］
焼入れ温度に所定時間保持した後、部品を適当な冷媒を用いて急冷する。焼入れ時の冷却速度は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な冷却速度を選択することができる。

［３．３．３． 冷媒］
焼入れ時の冷媒は、上述した冷却速度が得られるものである限りにおいて、特に限定されない。冷媒としては、例えば、
（ａ）水、油などの液体、
（ｂ）窒素ガス、アルゴンガスなどの気体、
などがある。

［３．４． サブゼロ処理工程］
オーステナイト中に固溶しているＣｒ等の合金元素の濃度、Ｃ濃度、及び／又は、Ｎ濃度が高くなると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍ_s点）が低下する。そのため、焼入れ後の残留オーステナイト量が増加し、表層硬さが不足する場合がある。このような場合、焼入れ後、さらにサブゼロ処理を行い、残留オーステナイトを分解させるのが好ましい（サブゼロ処理工程）。
サブゼロ処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。サブゼロ処理は、通常、－６０℃～－８０℃で１時間～２時間行うのが好ましい。

［３．５． 焼戻し工程］
次に、焼入れ（２次焼入れ）及びサブゼロ処理された部品に対して焼戻しを行う（焼戻し工程）。焼戻しは、靱性を回復させるために行う。焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。焼戻しは、通常、１５０℃～２５０℃で、１時間～２時間行うのが好ましい。
焼戻し後、必要に応じて、部品表面の仕上げ加工を行っても良い。

［４． 作用］
Ｃｒ及びＭｎを含む浸炭窒化用鋼において、Ｃｒ量を８ｍａｓｓ％超１２ｍａｓｓ％以下とし、所定の条件下において熱処理（浸炭窒化処理、焼入れ、サブゼロ処理、及び焼戻し）を行うと、鋼中に微細な窒化物を多量に析出させることができる。析出した微細な窒化物は水素トラップサイトとして機能する。
このような浸炭窒化用鋼を用いて製造された浸炭窒化部品は、水素脆性型の面疲労剥離に対する耐性が高い。特に、表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度、表層硬さ、及び表層の微細窒化物の個数が所定の範囲となるように、浸炭窒化条件を最適化すると、水素脆性型の面疲労剥離に対して高い耐性を示す浸炭窒化部品が得られる。

（実施例１～７、比較例１～２）
［１． 試料の作製］
［１．１． 棒鋼の作製］
表１に示す化学成分の鋼１５０ｋｇを真空溶解で溶製した。次いで、得られた鋳塊から熱間鍛造により、直径６５ｍｍ又は直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。
次に、得られた棒鋼に対して、
（ａ）９２０℃で２時間保持し、空冷する焼ならし処理、及び、
（ｂ）７６０℃で３時間保持し、－１５℃／ｈで６５０℃まで冷却し、その後空冷する球状化焼き鈍し処理を行った。

［１．２． 熱処理］
図１に、熱処理条件の模式図を示す。まず、棒鋼から所定の寸法の試験片を削り出し、浸炭窒化処理を行った。浸炭窒化処理温度は９００℃とし、アンモニア濃度は４％とした。浸炭期のカーボンポテンシャル（ＣＰ）は１．１％とし、処理時間は６ｈとした。また、拡散期のカーボンポテンシャル（ＣＰ）は０．９５％とし、処理時間は０．５ｈとした。浸炭窒化処理終了後、試験片を１１０℃のオイルバスに投入し、１次焼入れを行った。

次に、浸炭窒化処理後の試験片に対し、２次焼入れを行った。２次焼入れは、試験片を９５０℃に加熱された溶融塩中に３０分間浸漬した後、８０℃のオイルバスに投入することにより行った。引き続き、試験片のサブゼロ処理（－７５℃×６０分間保持、空冷）、及び焼戻し（２００℃×６０分間、空冷）を行った。

［２． 試験方法］
［２．１． 表層硬さ］
直径２８ｍｍの棒鋼から直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を削り出し、図１に示す熱処理（浸炭窒化処理、焼入れ、サブゼロ処理、及び焼戻し）を行った。熱処理後、試験片の外周を深さ０．１５ｍｍ研削仕上げした後、これを樹脂に埋め込み、試験片の縦断面を研磨仕上げした。試験片の最表面から深さ０．０５ｍｍ±０．０２５ｍｍの位置にある任意の３箇所においてビッカース硬さを測定し、その平均値（表層硬さ）を算出した。

［２．２． 表層Ｃ濃度及び表層Ｎ濃度］
表層硬さの測定に用いた試験片と同じ試験片を用いて、表層Ｃ濃度及び表層Ｎ濃度を測定した。最表面から深さ１０μｍの位置までの表層領域について、Ｃ、Ｎ濃度分布をＥＰＭＡで分析した。表層領域中のＣ、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）を求めた。

［２．３． 表層の微細窒化物の個数密度］
表層硬さの測定に用いた試験片と同じ試験片を用いて、表層の微細窒化物の個数密度を測定した。ＦＥ－ＥＰＭＡを用いて、表層領域の窒化物の元素マッピングを行った。約１００μｍ²の領域に存在する１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定した。これを観察領域の面積で除すことで、個数密度を算出した。

［２．４． 水素チャージ転動寿命（Ｌ₁₀寿命）］
［２．４．１． 試験片の作製］
直径６５ｍｍの棒鋼から、外径６３ｍｍ、内径２８．７ｍｍ、高さ９，０ｍｍの転動疲労試験片を粗加工した。これを、図１に示す条件下で熱処理（浸炭窒化処理、焼入れ、サブゼロ処理、及び焼戻し）を行った。熱処理後、試験片の端面を０．１ｍｍ研削した後、バフ仕上げにより高さ８．８ｍｍの試験片を作製した。

［２．４．２． 水素チャージ］
試験片を電解液に浸漬し、電流密度：０．２ｍＡ／ｃｍ²で２４時間の陰極チャージを行った。電解液には、３％塩化ナトリウム溶液１Ｌ中に３ｇのチオシアン酸アンモニウムを溶解させたものを用いた。

［２．４．３． 転動疲労試験（水素チャージスラスト試験）］
水素チャージ後、表面をバフ研磨し、３０分以内に転動疲労試験を開始した。図２に、水素チャージスラスト試験機の模式図を示す。円板型の試験片１２を取り付けた油浴１４に潤滑油１６を注入した。テーブル１６を押し上げ、保持器に支持された鋼球１８をスラスト軸受２０で受けることで所定面圧を負荷した。その状態でモータからの動力を伝達する軸２２を回転させた。

面圧は５．５ＧＰａとした。潤滑油１６にはタービン＃６８を用い、油浴１４に給油した。相手材である鋼球１８には、３個の３／８インチＳＵＪ２ボールを用いた。負荷速度は、１８００ｒｐｍとした。同一条件で１０点の試験を行い、破壊（表面剥離）が生じるまでの試験片の負荷回数をワイブル分布で近似した。さらに、累積破損確率が１０％となるＬ₁₀寿命を求めた。

［２．４． ２円筒試験平均寿命］
［２．４．１． 試験片の作製］
直径２８ｍｍの棒鋼から、試験面直径２６ｍｍの円筒試験片を作製した。これを、図１に示す条件下で熱処理（浸炭窒化処理、焼入れ、サブゼロ処理、及び焼戻し）を行った。

［２．４．２． ２円筒ころがり疲労試験］
得られた試験片を用いて、２円筒ころがり疲労試験を行った。図３に、２円筒ころがり疲労試験機の模式図を示す。円筒形状の試験片３２に対して、相手円筒３４を所定の面圧Ｐで押し付けた。その状態でモータ３６により軸３８を介して、試験片３２を回転させた。これと同時に、モータ３６の回転をすべり率変更歯車４０、４２を介して軸４４に伝達し、相手円筒３４を回転させた。

相手円筒３４には、ＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材からなり、軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有し、直径が１３０ｍｍであるものを用いた。
試験条件は、水素脆性型の面疲労剥離を再現する条件で行った。すなわち、水素脆性を生じる潤滑油を用い、水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じる試験条件（油温：９０℃、すべり率：－６０％、面圧：３ＧＰａ、回転数：１５００ｒｐｍ）で試験を行った。ここで、「すべり率」とは、試験片３２の周速（ｖ₁）に対する試験片３２の周速（ｖ₁）と相手円筒３４の周速（ｖ₂）の差の比率（＝(ｖ₁－ｖ₂)／ｖ₁）をいう。試験は、同一条件で４点行い、その平均を求めた。

［３． 結果］
表２に、結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
（１）実施例１～７、及び、比較例１は、いずれも表層硬さが７００Ｈｖ以上であり、かつ、表層の微細窒化物の個数密度が１０⁵個／ｍｍ²以上であった。また、実施例１～７は、いずれも表層Ｃ濃度が０．６～２．０％の範囲内であり、かつ、表層Ｎ濃度が０．０５～１．００％の範囲内であった。

（２）実施例１～７のＬ₁₀寿命は、３４．４～４２．５×１０⁶回であった。一方、比較例１～２のＬ₁₀寿命は、６．９～１０．５×１０⁶回であり、いずれも水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じた。比較例１～２のＬ₁₀寿命が短いのは、表層Ｎ濃度が低く、表層の微細窒化物の個数密度が少ないためと考えられる。

（３）実施例１～７の２円筒試験平均寿命は、２４．０～３６．２×１０⁶回であった。一方、比較例１～２の２円筒試験平均寿命は、７．２～９．０×１０⁶回であり、いずれも水素脆性により寿命が低下した。比較例１～２の平均寿命が低いのは、表層Ｎ濃度が低く、表層の微細窒化物の個数密度が少ないためと考えられる。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る浸炭窒化用鋼は、歯車、連続可変トラスミッション（ＣＶＴ）の部品、軸受部品などに用いることができる。

Claims (5)

1. ０．１０≦Ｃ≦０．５０ｍａｓｓ％、
   ０．２５≦Ｓｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
   ０．３０≦Ｍｎ≦１．００ｍａｓｓ％、
   Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
   Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、
   ８．００＜Ｃｒ≦１１．０６ｍａｓｓ％、
   Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
   Ｏ≦０．００１５ｍａｓｓ％、及び、
   Ｎ≦０．０２５ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる浸炭窒化用鋼。
2. ０．１０≦Ｍｏ≦０．５０ｍａｓｓ％、
   Ｎｉ＜０．５ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
   Ｔｉ≦０．５ｍａｓｓ％
   からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１に記載の浸炭窒化用鋼。
3. 以下の構成を備えた浸炭窒化部品。
   （１）前記浸炭窒化部品は、請求項１又は２に記載の浸炭窒化用鋼からなる。
   （２）前記浸炭窒化部品は、
   表層Ｃ濃度が０．６０ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下であり、
   表層Ｎ濃度が０．０５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％以下であり、
   表層硬さが７００Ｈｖ以上９００Ｈｖ以下であり、
   表層の微細窒化物の個数密度が１０⁴個／ｍｍ²以上１０⁷個／ｍｍ²以下である。
   但し、前記「微細窒化物」とは、粒径が１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満である窒化物をいう。
4. 水素チャージ転動寿命Ｌ₁₀が３０．０×１０⁶回以上である請求項３に記載の浸炭窒化部品。
5. ２円筒試験平均寿命が２０．０×１０⁶回以上である請求項３又は４に記載の浸炭窒化部品。

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