WO2020138458A1 - 浸炭窒化軸受部品 - Google Patents

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WO2020138458A1
WO2020138458A1 PCT/JP2019/051525 JP2019051525W WO2020138458A1 WO 2020138458 A1 WO2020138458 A1 WO 2020138458A1 JP 2019051525 W JP2019051525 W JP 2019051525W WO 2020138458 A1 WO2020138458 A1 WO 2020138458A1
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carbonitrided
less
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根石　豊
山下　朋広
大輔 平上
鈴木　崇久
達也 小山
佐田　隆
康平 金谷
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日本製鉄株式会社
株式会社ジェイテクト
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    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively

Definitions

  • the present disclosure relates to a bearing component, and more particularly to a carbonitrided bearing component that is a carbonitrided bearing component.
  • Bearings are usually manufactured by the following method. Hot forging and/or cutting is performed on the steel material to produce an intermediate product having a desired shape.
  • the intermediate product is heat-treated to adjust the hardness and microstructure of the steel material.
  • the heat treatment is, for example, quenching and tempering, carburizing treatment, or carbonitriding treatment.
  • the carbonitriding treatment means a treatment for performing carbonitriding quenching and tempering.
  • a carbonitriding layer is formed on the surface layer of the steel material and the surface layer of the steel material is hardened.
  • a bearing component that has been carbonitrided is referred to as a carbonitrided bearing component.
  • Patent Document 1 JP-A-8-49057
  • Patent Document 2 JP-A-11-12684
  • Patent Document 3 International Publication No. 2016/017162
  • At least one of the bearing ring and the rolling element has C: 0.1 to 0.7% by weight, Cr: 0.5 to 3.0% by weight, and Mn: 0.3. Up to 1.2% by weight, Si: 0.3 to 1.5% by weight, Mo: 3% by weight or less of a medium low carbon low alloy steel containing V: 0.8 to 2.0% by weight. Use as material. Carburizing or carbonitriding treatment is applied at the time of heat treatment of the product formed by using the material, the carbon concentration of the product surface is 0.8 to 1.5% by weight and the V/C concentration ratio of the surface is 1 to 2.5. Try to satisfy the relationship. Patent Document 1 describes that this rolling bearing can deposit V carbide on the surface to enhance wear resistance.
  • Patent Document 2 In the case-hardening steel for cold forging disclosed in Patent Document 2, the area ratio of ferrite+pearlite is 75% or more, the average particle diameter of ferrite is 40 ⁇ m or less, and the average particle diameter of pearlite is 30 ⁇ m or less. .. Patent Document 2 describes that the case hardened steel for cold forging can have improved wear resistance by having the above-described microstructure.
  • the carbonitriding bearing steel disclosed in Patent Document 3 is C: 0.22 to 0.45%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.40 to 1.50%, and P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 0.30 to 2.0%, Mo: 0.10 to 0.35%, V: 0.20 to 0.40%, Al: 0 0.005 to 0.10%, N: 0.030% or less, O: 0.0015% or less, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.10%, and Ti: 0 to 0. It contains 10% and the balance is Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2).
  • the formula (1) is 1.20 ⁇ 0.4Cr+0.4Mo+4.5V ⁇ 2.60
  • the formula (2) is 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20. It is described in Patent Document 3 that this carbonitrided bearing steel is excellent in hardenability, excellent in toughness after heat treatment, excellent in abrasion resistance, and in surface peeling life even if it does not contain Ni.
  • JP-A-8-49057 Japanese Patent Laid-Open No. 11-12684 International Publication No. 2016/017162
  • bearing parts there are medium-sized or large-sized bearing parts used for mining machinery or construction machinery, and small bearing parts used for automobiles.
  • the small bearing component is, for example, a bearing component applied in an engine.
  • Bearing parts for automobiles are often used in an environment where lubricating oil such as engine oil circulates.
  • the viscosity of lubricating oil is reduced to reduce friction resistance and transmission resistance, and the amount of circulating lubricating oil is reduced. Therefore, the lubricating oil in use is decomposed and hydrogen is easily generated.
  • hydrogen When hydrogen is generated in the environment in which the bearing component is used, hydrogen will intrude into the bearing component from the outside. The invaded hydrogen causes a structural change in a part of the microstructure of the bearing component. Structural changes during use of the bearing component reduce the debonding life of the bearing component.
  • hydrogen generation environment an environment in which hydrogen that causes a structural change is generated is referred to as “hydrogen generation environment”.
  • Patent Documents 1 to 3 do not consider the peeling life of carbonitrided bearing parts under a hydrogen generation environment.
  • An object of the present disclosure is to provide a carbonitrided bearing component that is excellent in wear resistance, core toughness, and exfoliation life due to a microstructural change in a hydrogen generation environment.
  • Carbonitrided bearing components include A carbonitriding layer formed on the surface of the carbonitriding bearing component, A core portion inside the carbonitriding layer,
  • the chemical composition of the core is In mass %, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20-0.60%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 0.80 to 1.50%, Mo: 0.17 to 0.30%, V: 0.24 to 0.40%, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0300% or less, O: 0.0015% or less, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0-0.100%, Ti: 0 to 0.100%, Ca: 0 to 0.0010%, and
  • the balance consists of Fe and impurities, Satisfying the formulas (1) to (4),
  • the carbon concentration on the surface of the carbonitrided bearing component is 0.70 to 1.20% by
  • the carbonitrided bearing component according to the present disclosure is excellent in wear resistance, core toughness, and peeling life due to microstructural change in a hydrogen generating environment.
  • FIG. 1 shows a bearing component (comparative example) obtained by quenching and tempering a steel material corresponding to SUJ2 defined in JIS G 4805 (2008), and a core part having the chemical composition of this embodiment and a formula ( It is a figure which shows the exfoliation life (Hr) in the hydrogen generation environment in the carbonitriding bearing component which satisfy
  • FIG. 2 is an image diagram showing an observation example of V-based precipitates in a transmission electron microscope image (TEM image) of a ferrite (001) plane of a thin film sample taken from the core of the carbonitrided bearing component of the present embodiment. is there.
  • TEM image transmission electron microscope image
  • FIG. 3 is a diagram showing heat patterns of quenching and tempering for test pieces for a hardenability evaluation test and a toughness evaluation test in Examples.
  • FIG. 4 is a side view of an intermediate product of a small roller test piece used in the roller pitching test of the example.
  • FIG. 5 is a side view of a small roller test piece used in the roller pitching test of the example.
  • FIG. 6 is a front view of a large roller used in the roller pitching test of the example.
  • the present inventors investigated and examined the wear resistance of carbonitrided bearing parts, the toughness of the core, and the peeling life due to the microstructural change in a hydrogen generating environment.
  • the present inventors examined the chemical composition of the steel material that is the raw material of the carbonitrided bearing part, that is, the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing part, in order to obtain the above-mentioned characteristics.
  • the chemical composition of the core was C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.015% in mass%.
  • S 0.005% or less
  • Cr 0.80 to 1.50%
  • Mo 0.17 to 0.30%
  • V 0.24 to 0.40%
  • Al 0.005 to 0 100%
  • N 0.0300% or less
  • O 0.0015% or less
  • Cu 0 to 0.20%
  • B 0 to 0.0050%
  • Nb 0. ⁇ 0.100%
  • Ca 0 ⁇ 0.0010%
  • carbonitriding is performed on the steel material having a chemical composition with the balance being Fe and impurities.
  • the chemical composition of the core part becomes the above-mentioned chemical composition, and further, in carbonitrided bearing parts, wear resistance, toughness of the core part, and peeling life due to microstructural change under hydrogen generating environment I thought it could be improved.
  • V-carbide having a circle equivalent diameter of 150 nm or less In order to increase the peeling life of carbonitrided bearing parts in a hydrogen generation environment, in the carbonitrided bearing parts, V-carbide having a circle equivalent diameter of 150 nm or less, V-carbonitride having a circle equivalent diameter of 150 nm or less, and circle equivalent It is effective to generate a large number of one or more kinds selected from the group consisting of V-composite carbides having a diameter of 150 nm or less and V-composite carbonitrides having a circle equivalent diameter of 150 nm or less.
  • the V composite carbide means a carbide containing V and Mo.
  • the V composite carbonitride means a carbonitride containing V and Mo.
  • V carbides and V carbonitrides are also referred to as “V carbides and the like”, and V composite carbides and V composite carbonitrides are referred to as “V composite carbides and the like”.
  • V-based precipitate the precipitate containing V is referred to as "V-based precipitate”.
  • the V-based precipitate includes V carbide and the like and V composite carbide and the like.
  • a V-based precipitate having an equivalent circle diameter of 150 nm or less is referred to as "small V-based precipitate”.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle having the same area as the area of V carbide or the like or V composite carbide or the like.
  • the small V-based precipitate traps hydrogen. Furthermore, the small V-based precipitates are small in size, and thus are unlikely to be a starting point of cracking. Therefore, if the small V-based precipitates are sufficiently dispersed in the carbonitrided bearing component, the microstructure does not easily change in the hydrogen generating environment, and as a result, the peeling life of the carbonitrided bearing component in the hydrogen generating environment is increased. be able to.
  • F1 is an index relating to the amount of small V-based precipitates generated that traps hydrogen and increases the peeling life of the carbonitrided bearing component under a hydrogen generation environment.
  • the formation of small V-based precipitates is promoted by containing Cr and Mo as well as V.
  • Cr forms Fe-based carbides such as cementite or Cr carbides in a temperature range lower than the temperature range in which V-based precipitates (V carbides and V composite carbides and the like) are generated.
  • Mo produces Mo carbide (Mo 2 C) in a temperature range lower than the temperature range in which V-based precipitates are produced.
  • Fe-based carbides, Cr-based carbides, and Mo-carbides form a solid solution to form precipitation nucleation sites for V-based precipitates (V carbides and V compound carbides).
  • a V-based precipitate having an equivalent circle diameter of more than 150 nm is also referred to as a “coarse V-based precipitate”. Since the coarse V-based precipitate has a low ability to trap hydrogen, it is likely to cause a structural change. Therefore, the coarse V-based precipitate reduces the peeling life of the carbonitrided bearing component under the hydrogen generation environment.
  • F2 2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V.
  • Each element (C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo and V) in F2 is a main element that enhances the hardenability of steel among the elements in the above chemical composition. Therefore, F2 is an index of the strength of the core of the carbonitrided bearing part and the machinability of the steel material used as the material of the carbonitrided bearing part.
  • F2 is 2.20 or less, even if the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and the formulas (1), (3) and (4) are satisfied, the steel material The hardenability of is not sufficient. Therefore, the strength of the core of the carbonitrided bearing component is not sufficient, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment cannot be sufficiently obtained.
  • F2 is 2.80 or more, the content of each element is within the range of the present embodiment, and the carbonitrided bearing is satisfied even if the formulas (1), (3) and (4) are satisfied.
  • the hardenability of steel, which is the material of the parts becomes excessively high. In this case, there is a possibility that the machinability of the steel material used as the material of the carbonitrided bearing component may not be sufficiently obtained.
  • F2 is higher than 2.20 and lower than 2.80, the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and the formula (1), the formula (3), and the formula (4) (4) is satisfied, the strength of the core of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased, and the peeling life of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased in a hydrogen generating environment. Further, sufficient machinability can be obtained in the steel material that is the material of the carbonitrided bearing component.
  • Mo is an element that promotes the precipitation of small V-based precipitates. Specifically, as described above, when F1 satisfies the formula (1), the total content of V content, Cr content and Mo content necessary for producing small V-based precipitates can be obtained. However, as a result of the study by the present inventors, it was found that the ratio of the V content to the Mo content must be further adjusted in order to sufficiently generate the small V-based precipitates in the carbonitrided bearing component. did. Specifically, if the ratio of the Mo content to the V content is too low, the Mo carbide serving as a precipitation nucleation site is not sufficiently precipitated before the small V-based precipitate is generated. In this case, even if the V content, the Cr content, and the Mo content are within the ranges of the element contents of the present embodiment and the formula (1) is satisfied, a small V-based precipitate is sufficiently formed. do not do.
  • F3 Mo/V.
  • F3 is less than 0.58, even if the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and the formulas (1), (2) and (4) are satisfied, the size is small. V-type precipitates are not sufficiently generated, and coarse V-type precipitates remain excessively in the core of the carbonitrided bearing component. As a result, the peeling life of the carbonitrided bearing component cannot be sufficiently obtained in the hydrogen generating environment.
  • F3 is 0.58 or more and the formula (3) is satisfied, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, and the formula (1), the formula (2), and the formula (4) ) Is satisfied, small V-type precipitates are sufficiently formed. If small V-based precipitates are sufficiently generated in the carbonitrided bearing component, the amount of coarse V-based precipitates in the core is small. As a result, the peeling life of the carbonitrided bearing component becomes sufficiently long under the hydrogen generation environment.
  • F4 (Mo+V+Cr)/(Mn+20P).
  • F4 is 2.40 or more, it is assumed that the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and that the formulas (1) to (3) are satisfied, and the strengthening in the crystal grains is performed. A synergistic effect of the mechanism, the grain boundary strengthening mechanism, and the hydrogen invasion suppressing mechanism can be obtained, and the peeling life of the carbonitrided bearing component under a hydrogen generating environment can be sufficiently obtained.
  • the total area of the V-based precipitates in the core of the carburized steel part is The area ratio of the coarse V-based precipitate is 15.0% or less.
  • the area ratio of the coarse V-based precipitates to the total area of the V-based precipitates is referred to as "coarse V-based precipitate area ratio RA".
  • FIG. 1 shows a bearing component (comparative example) obtained by quenching and tempering a steel material corresponding to SUJ2 defined in JIS G 4805 (2008), and the above chemical composition, and the formula (1) to the formula It is a figure which shows the peeling life in a hydrogen generation environment in the carbonitriding bearing component (Example of this invention) which satisfy
  • the peeling life test under a hydrogen generating environment was carried out by the method described in Examples below.
  • the vertical axis of FIG. 1 represents the ratio of the peeling life of each inventive example to the peeling life of the comparative example (hereinafter referred to as the peeling life ratio) when the peeling life of the comparative example is defined as 1.0 (reference). Show.
  • the exfoliation life of a bearing component of a conventional chemical composition (comparative example) under the hydrogen generation environment exceeds 2.0 times the exfoliation life of the example of the present invention under the hydrogen evolution environment. Therefore, the peeling life in a hydrogen generating environment is significantly improved compared to the conventional bearing parts.
  • the carbonitrided bearing component according to the present embodiment completed based on the above findings has the following configuration.
  • Carbonitrided bearing parts A carbonitriding layer formed on the surface of the carbonitriding bearing component, A core portion inside the carbonitriding layer,
  • the chemical composition of the core is In mass %, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20-0.60%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 0.80 to 1.50%, Mo: 0.17 to 0.30%, V: 0.24 to 0.40%, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0300% or less, O: 0.0015% or less, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0-0.100%, Ti: 0 to 0.100%, Ca: 0 to 0.0010%, and
  • the balance consists of Fe and impurities, Satisfying the formulas (1) to (4),
  • the carbon concentration on the surface of the carbonitrided bearing component is 0.70 to 1.20% by mass
  • the carbonitrided bearing component according to [1] The chemical composition of the core is Cu: 0.01 to 0.20%, Ni: 0.01 to 0.20%, B: 0.0001 to 0.0050%, Nb: 0.005 to 0.100%, and Ti: 0.005 to 0.100%, containing one element or two or more elements selected from the group consisting of: Carbonitrided bearing parts.
  • the chemical composition of the core is Ca: contains 0.0001 to 0.0010%, Carbonitrided bearing parts.
  • the carbonitrided bearing component of the present embodiment means a carbonitrided bearing component.
  • the carbonitriding treatment means a treatment for performing carbonitriding quenching and tempering.
  • Bearing parts mean parts of rolling bearings.
  • the bearing component is, for example, a bearing ring, a bearing washer, a rolling element, or the like.
  • the bearing ring may be an inner ring or an outer ring, and the bearing washer may be an axial bearing washer, a housing bearing washer, a central bearing washer, or a centering housing bearing washer.
  • the bearing ring and the bearing washer are not particularly limited as long as they are members having a raceway surface.
  • the rolling elements may be balls or rollers.
  • the rollers are, for example, cylindrical rollers, rod rollers, needle rollers, tapered rollers, convex rollers and the like.
  • the carbonitrided bearing component includes a carbonitriding layer formed by carbonitriding a steel material that is a raw material of the carbonitriding bearing component, and a core portion inside the carbonitriding layer.
  • the depth of the carbonitriding layer is not particularly limited, but the depth from the surface of the carbonitriding layer is, for example, 0.2 mm to 5.0 mm.
  • the chemical composition of the core is the same as the chemical composition of the steel material that is the raw material for the carbonitrided bearing component. It is well known to those skilled in the art that the carbonitrided layer and the core can be distinguished by performing a well-known microstructure observation.
  • the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing component contains the following elements.
  • the chemical composition described below corresponds to the chemical composition of the steel material that is the raw material of the carbonitrided bearing component.
  • C 0.15 to 0.45% Carbon (C) enhances the hardenability of steel. Therefore, the strength of the core and the toughness of the core of the carbonitrided bearing component are increased. C further forms fine carbides and carbonitrides by carbonitriding to enhance the wear resistance of carbonitrided bearing components. Furthermore, C mainly forms small V carbides and small V composite carbides during carbonitriding. Small V carbides and small V composite carbides trap hydrogen in steel during use of carburized steel parts in a hydrogen generating environment. Therefore, the small V carbide and the small V composite carbide increase the peeling life of the carbonitrided bearing component under the hydrogen generating environment.
  • the C content is less than 0.15%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements in the chemical composition is within the range of this embodiment.
  • the C content exceeds 0.45%, even if the content of other elements in the chemical composition is within the range of the present embodiment, in the manufacturing process of the steel material that is the raw material of the carbonitrided bearing component, V Carbides, etc. and V-composite carbides, etc. remain as a solid solution. The remaining V carbides and V composite carbides do not form a solid solution sufficiently in the manufacturing process of carbonitrided bearing parts.
  • the V carbides and V composite carbides and the like remaining in the steel material grow during the manufacturing process of the carbonitrided bearing component and remain as coarse V carbides and V composite carbides and the like in the carbonitrided bearing component.
  • coarse V carbides and coarse V composite carbides in the carbonitrided bearing part have a low ability to trap hydrogen, which causes a structural change.
  • the coarse V carbide and the like and the coarse V composite carbide and the like in the carbonitrided bearing component also become a starting point of cracking. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is shortened. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.16%, more preferably 0.17%, and further preferably 0.18%.
  • the preferable upper limit of the C content is 0.40%, more preferably 0.35%, and further preferably 0.32%.
  • Si Silicon (Si) is inevitably contained. That is, the Si content is more than 0%. Si enhances the hardenability of the steel material that is the material of the carbonitrided bearing component, and further solid-dissolves in the ferrite of the steel material to strengthen the ferrite. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. However, if the Si content exceeds 0.50%, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the hardness of the steel material as the material of the carbonitrided bearing component becomes too high, and Machinability is reduced. Therefore, the Si content is 0.50% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.01%, more preferably 0.02%, and further preferably 0.05%.
  • the preferable upper limit of the Si content is 0.40%, more preferably 0.35%, further preferably 0.32%, and further preferably 0.30%.
  • Mn 0.20-0.60%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel materials. As a result, the strength of the core of the carbonitrided bearing component is increased, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is increased. If the Mn content is less than 0.20%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.60%, the hardness of the steel material that is the raw material of the carbonitrided bearing component becomes too high, and the content of the steel material is Machinability is reduced.
  • the Mn content is 0.20 to 0.60%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.22%, more preferably 0.24%, and further preferably 0.26%.
  • the preferable upper limit of the Mn content is 0.55%, more preferably 0.50%, and further preferably 0.45%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and reduces the grain boundary strength. If the P content exceeds 0.015%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, P is excessively segregated at the grain boundaries to lower the grain boundary strength. As a result, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is reduced. Therefore, the P content is 0.015% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.013%, more preferably 0.010%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, excessive reduction of P content raises manufacturing cost. Therefore, in consideration of normal industrial production, the lower limit of the P content is preferably 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • S 0.005% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity. That is, the S content is more than 0%. S produces sulfide-based inclusions. Coarse sulfide-based inclusions are likely to be the starting point of cracking during the use of carbonitrided bearing parts in a hydrogen generating environment. If the S content exceeds 0.005%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the sulfide-based inclusions become coarse, and the carbonitrided bearing component peels off in a hydrogen generating environment. The life is shortened. Therefore, the S content is 0.005% or less.
  • the preferable upper limit of the S content is 0.004%, and more preferably 0.003%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, excessive reduction of S content raises manufacturing cost. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the S content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. Cr is further contained in combination with V and Mo to promote generation of small V-based precipitates (V carbide and the like and V composite carbide and the like) during carbonitriding. As a result, not only the wear resistance of the carbonitrided bearing component but also the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is increased. If the Cr content is less than 0.80%, the above effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Cr content is 0.80 to 1.50%.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.85%, more preferably 0.88%, and further preferably 0.90%.
  • the preferable upper limit of the Cr content is 1.45%, more preferably 1.40%, and further preferably 1.35%.
  • Mo 0.17 to 0.30% Molybdenum (Mo), like Cr, enhances the hardenability of steel materials. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. Mo is further contained in combination with V and Cr to promote the formation of small V-based precipitates during carbonitriding. As a result, not only the wear resistance of the carbonitrided bearing component but also the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is increased. If the Mo content is less than 0.17%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.30%, the strength of the steel material, which is the material of the carbonitrided bearing component, becomes too high.
  • the Mo content is 0.17 to 0.30%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.18%, more preferably 0.19%, and further preferably 0.20%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 0.29%, more preferably 0.28%, and further preferably 0.27%.
  • V 0.24 to 0.40% Vanadium (V) produces small V-based precipitates having an equivalent circle diameter of 150 nm or less in the process of manufacturing carbonitrided bearing components.
  • the small V-based precipitate traps hydrogen that has entered the carbonitrided bearing component during use of the carbonitrided bearing component in a hydrogen environment.
  • the equivalent circle diameter of small V-based precipitates in carbonitrided bearing parts is as small as 150 nm or less. Therefore, even if the small V-based precipitate traps hydrogen, it does not easily become the starting point of the microstructural change. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is increased.
  • V further enhances the wear resistance of carbonitrided bearing components by forming small V-based precipitates in the process of manufacturing carbonitrided bearing components. If the V content is less than 0.24%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the V content exceeds 0.40%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, in the manufacturing process of the steel material, V-based precipitates (V carbide and the like and V composite carbide and the like) ) Remains as a solid solution. The remaining V-based precipitates did not form a solid solution sufficiently in the carbonitriding bearing part manufacturing process, and grew during the carbonitriding bearing part manufacturing process to become coarse V-based precipitates having an equivalent circle diameter of more than 150 nm.
  • Coarse V-based precipitates reduce the toughness of the core of carbonitrided bearing components. Furthermore, the coarse V-based precipitates in carbonitrided bearing components have a low ability to trap hydrogen. Therefore, the coarse V-carbide and the coarse V-composite carbide are likely to cause a structural change during the use of the carbonitrided bearing component under the hydrogen generation environment.
  • the coarse V-based precipitate also serves as a starting point of cracking. Therefore, the coarse V-based precipitate reduces the peeling life of the carbonitrided bearing component under a hydrogen generating environment. Therefore, the V content is 0.24 to 0.40%.
  • the preferable lower limit of the V content is 0.25%, more preferably 0.26%, and further preferably 0.27%.
  • the preferable upper limit of the V content is 0.39%, more preferably 0.38%, and further preferably 0.36%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, coarse oxide-based inclusions are generated even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Coarse oxide-based inclusions are the starting point for fatigue failure of carbonitrided bearing parts under hydrogen generation environment. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is shortened. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.008%, more preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.070%, further preferably 0.060%.
  • the Al content as used herein means the content of total Al (Total Al).
  • N 0.0300% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content is more than 0%. N forms a solid solution in the steel material and reduces the hot workability of the steel material. If the N content exceeds 0.0300%, the hot workability of the steel material is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.0300% or less.
  • the preferable upper limit of the N content is 0.0250%, more preferably 0.0200%, further preferably 0.0150%, further preferably 0.0130%.
  • the N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of N content raises manufacturing costs. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the N content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0002%.
  • Oxygen (O) is an impurity that is inevitably contained. That is, the O content is more than 0%. O combines with other elements in the steel to form coarse oxide-based inclusions. Coarse oxide-based inclusions are the starting point for fatigue failure of carbonitrided bearing parts under hydrogen generation environment. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is shortened. When the O content exceeds 0.0015%, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is significantly reduced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the O content is 0.0015% or less.
  • the preferable upper limit of the O content is 0.0013%, and more preferably 0.0012%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of O content raises manufacturing cost. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0002%.
  • the balance of the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing component according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment when industrially manufacturing a steel material that is a raw material of a carbonitrided bearing component, and the steel material of the present embodiment.
  • Carbo-nitrided bearing product means that it is permissible as long as it does not adversely affect it.
  • the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing component of the present embodiment further contains, in place of part of Fe, one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, B, Nb, and Ti. May be. These elements are optional elements, and all increase the strength of the carbonitrided bearing component.
  • Cu 0 to 0.20%
  • Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of the steel material. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.20%, the strength of the steel material excessively increases and the machinability of the steel material deteriorates even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.20%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, further preferably 0.03%, further preferably 0.05%. Is.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.18%, more preferably 0.16%, and further preferably 0.15%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel material. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.20%, the strength of the steel material excessively increases and the machinability of the steel material deteriorates even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Ni content is 0 to 0.20%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, further preferably 0.03%, further preferably 0.05%. Is.
  • the preferable upper limit of the Ni content is 0.18%, more preferably 0.16%, and further preferably 0.15%.
  • B 0 to 0.0050%
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, B enhances the hardenability of the steel material. This increases the strength of the core of the carbonitrided bearing component. B further suppresses P from segregating at the grain boundaries. If B is contained in even a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.0050%, B nitride (BN) is generated and the toughness of the core portion of the carbonitrided bearing component is reduced. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • the preferable lower limit of the B content is more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, further preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%. Is.
  • the preferable upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%, and further preferably 0.0020%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb combines with C and N in steel to form carbides, nitrides, and carbonitrides. These precipitates enhance the strength of carbonitrided bearing parts by precipitation strengthening. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.100%, the toughness of the core portion of the carbonitrided bearing component decreases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is more than 0%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.070%, further preferably 0.050%, further preferably 0.040%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When included, Ti forms carbides, nitrides, and carbonitrides similar to Nb, increasing the strength of carbonitrided bearing components. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content exceeds 0.100%, the toughness of the core portion of the carbonitrided bearing component decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Ti content is more than 0%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.080%, more preferably 0.070%, further preferably 0.050%, further preferably 0.040%.
  • the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing component of the present embodiment may further contain Ca instead of part of Fe.
  • Ca 0 to 0.0010%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca forms a solid solution with the inclusions in the steel material to make the sulfide fine and spherical. In this case, the hot workability of the steel material is enhanced. If Ca is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.0010%, coarse oxide inclusions are formed in the steel material. During the use of carbonitrided bearing parts in a hydrogen generation environment, if coarse oxide-based inclusions trap hydrogen, a microstructure change easily occurs. The occurrence of structural change shortens the peeling life of carbonitrided bearing parts.
  • the Ca content is 0 to 0.0010%.
  • the preferable lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, and further preferably 0.0003%.
  • the preferable upper limit of the Ca content is 0.0009%, more preferably 0.0008%.
  • F1 is an index related to the generation of small V-based precipitates (V carbides and V compound carbides) that trap hydrogen and increase the peeling life of carbonitrided bearing components under a hydrogen generating environment.
  • V carbides and V compound carbides small V-based precipitates
  • the formation of small V-based precipitates having an equivalent circle diameter of 150 nm or less is promoted by containing not only V but also Cr and Mo.
  • Cr forms Fe-based carbides such as cementite or Cr carbides in a temperature range lower than the temperature range in which V-based precipitates are formed.
  • Mo produces Mo carbide (Mo 2 C) in a temperature range lower than the temperature range in which V-based precipitates are produced.
  • Fe-based carbides, Cr-based carbides, and Mo-carbides form a solid solution to serve as precipitation nucleation sites for V-based precipitates.
  • the equivalent circle diameter is Coarse V-based precipitates with a size of more than 150 nm are formed.
  • the V-based precipitate does not sufficiently form a solid solution and remains in the steel material. Therefore, in the manufacturing process of carbonitrided bearing parts, the V-based precipitates remaining in the steel material grow to become coarse V-based precipitates. The coarse V-based precipitate has a low ability to trap hydrogen.
  • the coarse V-based precipitate is likely to cause a structural change during the use of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment.
  • the coarse V-based precipitate also serves as a starting point of cracking. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is shortened.
  • the preferable lower limit of F1 is 1.51, more preferably 1.52, further preferably 1.54, further preferably 1.55, and further preferably 1.56.
  • the preferable upper limit of F1 is 2.44, more preferably 2.43, and further preferably 2.42.
  • the value of F1 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F2 is an index of the strength of the core of the carbonitrided bearing component.
  • F2 is higher than 2.20 and lower than 2.80, the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and the formula (1), the formula (3), and the formula (4) (4) is satisfied, the strength of the core of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased, and the peeling life of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased in a hydrogen generating environment. Further, the machinability of the steel material used as the material of the carbonitrided bearing component is enhanced.
  • the preferable lower limit of F2 is 2.23, more preferably 2.25, further preferably 2.30, further preferably 2.35, and further preferably 2.45.
  • the preferable upper limit of F2 is 2.78, more preferably 2.75, further preferably 2.73, and further preferably 2.70.
  • the value of F2 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F3 Mo/V.
  • the V content necessary for producing a small V-based precipitate having an equivalent circle diameter of 150 nm or less is contained.
  • the total content of content, Cr content and Mo content is obtained.
  • the V content relative to the Mo content must be adjusted. Specifically, if the ratio of the Mo content to the V content is too low, the Mo carbide serving as a precipitation nucleation site will not be sufficiently precipitated before the V-based precipitate is formed.
  • F3 is 0.58 or more and the formula (3) is satisfied, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, and the formula (1), the formula (2), and the formula (4) ) Is satisfied, small V-type precipitates are sufficiently generated in the carbonitrided bearing component, and as a result, the area ratio of the coarse V-type precipitates is reduced in the core portion. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in the hydrogen generating environment is sufficiently long.
  • the preferable lower limit of F3 is 0.60, more preferably 0.65, further preferably 0.68, further preferably 0.70, further preferably 0.73, and further preferably It is 0.76.
  • the value of F3 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F4 is 2.40 or more, it is assumed that the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and that the formulas (1) to (3) are satisfied, and the strengthening in the crystal grains is performed. A synergistic effect of the mechanism, the grain boundary strengthening mechanism, and the hydrogen invasion suppressing mechanism can be obtained, and the peeling life of the carbonitrided bearing component under a hydrogen generating environment can be sufficiently obtained.
  • the preferable lower limit of F4 is 2.42, more preferably 2.45, further preferably 2.47, further preferably 2.50, and further preferably 2.52.
  • the value of F4 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • the content of each element in the chemical composition is within the above range, and also satisfies the formulas (1) to (4). Further, in the carbonitrided bearing component of the present embodiment, the area ratio RA of the coarse V-based precipitates having an equivalent circle diameter of more than 150 nm to the total area of the V-based precipitates is 15.0% or less in the core portion.
  • V is almost entirely formed as a precipitate. Therefore, when the coarse V-based precipitate area ratio RA is low, it means that many small V-based precipitates are generated.
  • the coarse V-based precipitate area ratio RA is 15.0% or less in the core portion.
  • small V-based deposits are sufficiently deposited in the carbonitrided bearing component. Therefore, the peeling life of the carbonitrided bearing component in the hydrogen generating environment is sufficiently long.
  • the V-based precipitate is a precipitate containing V.
  • the V-based precipitate is, for example, V carbide, V carbonitride, V composite carbide containing V and Mo, V composite carbonitride containing V and Mo, and the like.
  • the V content in the V-based precipitate is not particularly limited when the mass of the V-based precipitate is 100%, it is, for example, 50% by mass or more.
  • the V-based precipitate is formed in a plate shape along the ⁇ 001 ⁇ plane of ferrite (bcc). Therefore, in a transmission electron microscope image (TEM image) of the ferrite (001) plane, it is observed as a line segment (edge portion) linearly extending in the [100] direction or the [010] direction. Therefore, in the present embodiment, a line segment linearly extending in the [100] orientation or the [010] orientation in a TEM image of the (001) plane of ferrite, which will be described later, is defined as a “V-based precipitate”.
  • the coarse V-based precipitate area ratio RA in the core portion of the carbonitrided bearing component can be obtained by the following method using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • a disk having a thickness of 0.5 mm is sampled from the core of the carbonitrided bearing component. Grinding and polishing are performed from both sides of the disk using emery paper so that the disk has a thickness of 50 ⁇ m.
  • a sample with a diameter of 3 mm is taken from the disc after grinding and polishing. The sample is immersed in a 10% perchloric acid-glacial acetic acid solution and electropolished. Through the above steps, a thin film sample with a thickness of 200 nm or less is manufactured.
  • the Kikuchi pattern is analyzed for the thin film sample to specify the crystal orientation of the thin film sample.
  • the thin film sample is tilted based on the specified crystal orientation, and the thin film sample is arranged so that the (001) plane of ferrite (bcc) can be observed.
  • the observing magnification is 10,000 times and the accelerating voltage is 200 kV, and TEM observation is performed.
  • the area of each visual field is 2.00 ⁇ m ⁇ 2.00 ⁇ m.
  • V-based precipitates are formed in a plate shape along the ⁇ 001 ⁇ plane of ferrite. Therefore, as shown in FIG. 2, the V-based precipitate 10 is observed as a line segment linearly extending in the [100] orientation or the [010] orientation in the TEM image of the (001) plane of the ferrite. In addition, in the TEM image, the V precipitate is observed with a black contrast having a low lightness as compared with the matrix. Therefore, in the TEM image of the (001) plane of the ferrite, the line segment linearly extending in the [100] direction or the [010] direction is regarded as the V-based precipitate 10.
  • the length of each V-based precipitate (line segment) observed in each field of view is regarded as the equivalent circle diameter of the V-based precipitate.
  • a V-based precipitate having a circle equivalent diameter that is, a length of a line segment
  • the total area of V-based precipitates having an equivalent diameter of less than 5 nm is so small that it can be ignored. Therefore, in the present specification, a V-based precipitate having a circle equivalent diameter (line segment) of 5 nm or more is specified. Then, the area of each specified V-based precipitate is obtained.
  • the V-based precipitate is observed as a line segment. Therefore, the square of the line segment length of the V-based precipitate is defined as the area of the V-based precipitate.
  • the microstructure of the core of the carbonitrided bearing component is substantially a martensite structure.
  • the martensite structure here means a structure in which the area ratio of martensite is 90.0% or more.
  • the martensite here includes tempered martensite, bainite, and tempered bainite. Since the carbonitriding layer is formed on the surface layer of the carbonitrided bearing component, it is obvious to those skilled in the art that the core microstructure of the carbonitrided bearing component becomes the above-mentioned martensite structure.
  • phases other than martensite are, for example, ferrite and pearlite.
  • the area ratio (%) of martensite in the microstructure of the core of the carbonitrided bearing component of the present embodiment is measured by the following method.
  • a sample is taken from the core of the carbonitrided bearing part.
  • the observation surface is etched with 2% nitric acid alcohol (nital etchant).
  • the etched observation surface is observed using a 500 ⁇ optical microscope, and a photographic image of arbitrary 20 fields of view is generated. The size of each visual field is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • each phase is specified based on the contrast.
  • the total area ([mu] m 2) of the ferrite in each field and determines the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields is defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • C concentration, N concentration and Rockwell C hardness on the surface of carbonitrided bearing parts The C concentration, N concentration, and Rockwell C hardness HRC on the surface of the carbonitrided bearing component are as follows.
  • the carbon concentration on the surface of the carbonitrided bearing component is 0.70 to 1.20%. If the C concentration on the surface is too low, the surface hardness will be too low, and the wear resistance of the carbonitrided bearing component will be reduced. On the other hand, if the C concentration on the surface is too high, coarse carbonitrides and the like are generated, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is reduced. When the C concentration on the surface is 0.70 to 1.20%, the abrasion resistance and the peeling life in a hydrogen generating environment are excellent.
  • the preferable lower limit of the C concentration on the surface is 0.72%, more preferably 0.75%, further preferably 0.78%, further preferably 0.80%.
  • the preferable upper limit of the C concentration on the surface is 1.10%, more preferably 1.05%, and further preferably 1.00%.
  • the N concentration on the surface of the carbonitrided bearing component is 0.15 to 0.60%. If the N concentration on the surface is too low, the generation of fine carbonitrides is suppressed, so that the wear resistance of the carbonitrided bearing component is reduced. On the other hand, if the N concentration on the surface is too high, an excessive amount of retained austenite is produced. In this case, the hardness of the surface of the carbonitrided bearing component is reduced, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is reduced. When the N concentration on the surface is 0.15 to 0.60%, the carbonitrided bearing component is excellent in wear resistance and peeling life under a hydrogen generating environment.
  • the preferable lower limit of the N concentration on the surface is 0.18%, more preferably 0.20%, further preferably 0.23%, further preferably 0.25%.
  • the preferable upper limit of the N concentration on the surface is 0.58%, more preferably 0.56%, further preferably 0.54%, further preferably 0.50%.
  • the C concentration and N concentration on the surface are measured by the following methods.
  • An electron beam microanalyzer (EPMA) is used to measure the C and N concentrations at an arbitrary surface position of the carbonitrided bearing component up to a depth of 100 ⁇ m at a pitch of 1.0 ⁇ m.
  • the arithmetic mean value of the measured C concentration is defined as the surface C concentration (mass %).
  • the arithmetic mean value of the measured N concentrations is defined as the surface N concentration (mass %).
  • the surface of the carbonitrided bearing component has a Rockwell C hardness HRC of 58 to 65.
  • the Rockwell C hardness HRC of the surface is less than 58, the wear resistance of the carbonitrided bearing component is deteriorated.
  • the Rockwell C hardness of the surface exceeds 65, the generation and propagation of fine cracks are facilitated, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment is shortened.
  • the Rockwell C hardness of the surface is 58 to 65, excellent abrasion resistance and excellent peeling life under hydrogen generating environment can be obtained.
  • the preferable lower limit of the Rockwell C hardness of the surface is 59.
  • the preferable upper limit of the Rockwell C hardness of the surface is 64.
  • the Rockwell C hardness HRC of carbonitrided bearing parts is measured by the following method. Arbitrary four measurement positions are specified on the surface of the carbonitrided bearing component. A Rockwell hardness test using a C scale is carried out at the four specified measurement positions in accordance with JIS Z 2245 (2011). The arithmetic mean value of the four obtained Rockwell C hardness HRC is defined as the Rockwell C hardness HRC on the surface.
  • the content of each element in the core portion is within the range of the present embodiment described above, and F1 to F4 are formulas (1) to (4).
  • the C concentration on the surface is 0.70 to 1.20% by mass%
  • the N concentration on the surface is 0.15 to 0.60% by mass%
  • the Rockwell hardness HRC on the surface is 58 to 65. Therefore, excellent wear resistance and excellent toughness of the core portion are obtained, and further, excellent peeling life is obtained in a hydrogen generating environment.
  • Method for manufacturing carbonitrided bearing parts An example of the method for manufacturing the carbonitrided bearing component of the present embodiment will be described.
  • the method for manufacturing the carbonitrided bearing component described below is an example for manufacturing the carbonitrided bearing component of the present embodiment. Therefore, the carbonitrided bearing component having the above configuration may be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing method described below.
  • the manufacturing method described below is a preferred example of the method for manufacturing the carbonitrided bearing component of the present embodiment.
  • the chemical composition of the steel material which is the raw material of the carbonitrided bearing component of the present embodiment, in mass% is C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20 to 0. 60%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 0.80 to 1.50%, Mo: 0.17 to 0.30%, V: 0.24 to 0.40 %, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0300% or less, O: 0.0015% or less, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, B:0.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 10.0% or more, the balance consists of bainite, and the V content in the electrolytic extraction residue with respect to the V content (mass %) in the chemical composition
  • the ratio of the amount (mass %) is 10.0% or less.
  • the chemical composition of the steel material described above corresponds to the chemical composition of the core of the carbonitrided bearing component of the present embodiment.
  • the V-based precipitates (V carbide and V compound carbide) are sufficiently solid-solved, and the residual amount of the V-based precipitate is sufficiently low.
  • the ratio of the V content (mass %) in the electrolytic extraction residue to the V content (mass %) in the chemical composition (hereinafter referred to as the V content ratio RA V in the residue) is 10.0% or less. Is.
  • the V content in the electrolytic extraction residue of the steel material is defined as [V] R and the V content in the chemical composition of the steel material is defined as [V] C
  • the V content in the electrolytic extraction residue of the steel material is [V].
  • V-based precipitates V carbides and V composite carbides
  • the V-based precipitate remaining in the steel material grows to become a coarse V-based precipitate having an equivalent circle diameter of more than 150 nm. Since the coarse V-based precipitate has a low ability to trap hydrogen, it is likely to cause a structural change during the use of the carbonitrided bearing component in a hydrogen generating environment. If the microstructure is changed, the peeling life of the carbonitrided bearing part in a hydrogen generating environment is shortened.
  • residue V amount ratio RA V steel as a carbonitriding bearing part of the material is less than 10.0%, in steel, V based precipitates are sufficiently dissolved. Therefore, coarse V-based precipitates having a circle equivalent diameter exceeding 150 nm are unlikely to be generated in the carbonitrided bearing component. As a result, the reduction of the peeling life of the carbonitrided bearing component under the hydrogen generating environment due to the coarse V-based precipitate is suppressed.
  • the preferable upper limit of the residue V amount ratio RA V is 9.5%, more preferably 9.2%, more preferably 9.0%, more preferably 8.5%, more preferably Is 8.3%, more preferably 8.0%, further preferably 7.5%, further preferably 7.0%, further preferably 6.5%, and further preferably Is 6.0%.
  • the V content in the electrolytic extraction residue of the steel material used as the material of the carbonitrided bearing component can be measured by the following method.
  • a cylindrical test piece having a diameter of 6 mm and a length of 50 mm is taken from the steel material.
  • three above-mentioned columnar test pieces are sampled from the R/2 position of the cross section (hereinafter referred to as the cross section) perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel material.
  • the surface of the sampled cylindrical test piece is polished by preliminary electrolytic polishing to about 50 ⁇ m to obtain a new surface.
  • the electrolytically polished cylindrical test piece is electrolyzed with an electrolytic solution (10% acetylacetone+1% tetraammonium+methanol).
  • the electrolytic solution after electrolysis is filtered through a 0.2 ⁇ m filter to capture the residue.
  • the obtained residue is acid-decomposed, and the V content is quantified in mass% unit when the steel material (base material) is 100 mass% by ICP (inductively coupled plasma) emission analysis.
  • the arithmetic mean value of V content in the electrolytic extraction residue of each columnar test piece (that is, the arithmetic mean value of three V contents) is defined as V content [V] R in the electrolytic extraction residue of steel.
  • V content [V] R in the electrolytic extraction residue is a value obtained by rounding off the second decimal place of the arithmetic mean value.
  • Residue V amount ratio RA V is a value obtained by rounding off to one decimal place.
  • RA V [V] R / [V] C ⁇ 100 (A)
  • An example of a method of manufacturing a steel material as a material of the carbonitrided bearing component of the present embodiment having the above configuration is a steelmaking process of refining molten steel and casting to manufacture a material (cast slab), and hot working of the material. And a hot working step of manufacturing a steel material.
  • a steelmaking process of refining molten steel and casting to manufacture a material (cast slab), and hot working of the material is a hot working step of manufacturing a steel material.
  • Step making process In the steelmaking process, molten steel having the above chemical composition in which the content of each element is within the range of this embodiment and F1 to F4 satisfy the formulas (1) to (4) is manufactured.
  • the refining method is not particularly limited, and a known method may be used.
  • refining (primary refining) in a converter is performed on the hot metal produced by a known method.
  • the well-known secondary refining is performed on the molten steel tapped from the converter.
  • addition of alloying elements for component adjustment is performed, and the content of each element is within the range of this embodiment, and F1 to F4 are chemical compositions satisfying formulas (1) to (4).
  • the raw material is manufactured by the well-known casting method using the molten steel manufactured by the above refining method.
  • molten steel is used to produce an ingot by the ingot making method.
  • bloom or billet may be manufactured by continuous casting method using molten steel.
  • the material (bloom, ingot) is manufactured by the above method.
  • Hot working process hot working is performed on the raw material (bloom or ingot) prepared in the raw material preparing step to manufacture a steel material that is a raw material of the carbonitrided bearing component.
  • the steel material is a steel bar or a wire rod.
  • the hot working process includes a rough rolling process and a finish rolling process.
  • the material is hot worked to produce a billet.
  • the rough rolling process uses, for example, a slab mill.
  • the slab is rolled by a slab to produce a billet.
  • a continuous rolling mill is installed downstream of the slab, the bilge-rolled billet is further hot-rolled using a continuous rolling mill to produce a smaller billet. May be.
  • a horizontal stand having a pair of horizontal rolls and a vertical stand having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the heating temperature and holding time in the heating furnace in the rough rolling process are as follows. Heating temperature: 1150 to 1300°C Holding time at the heating temperature: 1.5 to 10.0 hours
  • the heating temperature is the furnace temperature (° C.) of the heating furnace.
  • the holding time is the holding time (hour) when the furnace temperature of the heating furnace is 1150 to 1300°C.
  • the heating temperature is less than 1150° C. or the holding time at the heating temperature of 1150 to 1300° C. is less than 1.5 hours, the V carbides and V composite carbides in the raw material will not be sufficiently dissolved. Therefore, the residue V amount ratio RA V exceeds 10.0%.
  • the heating temperature exceeds 1300° C. or the holding time at 1150 to 1300° C. exceeds 10.0 hours, the unit consumption becomes excessively high and the manufacturing cost becomes high.
  • the heating temperature in the rough rolling step is 1150 to 1300°C and the holding time at 1150 to 1300°C is 1.5 to 10.0 hours, the V carbides and V composite carbides in the material are sufficient. Dissolve in.
  • the billet is first heated using a heating furnace.
  • the billet after heating is hot-rolled using a continuous rolling mill to manufacture a steel bar or a wire rod.
  • the heating temperature and holding time in the heating furnace in the finish rolling process are as follows. Heating temperature: 1150 to 1300°C Holding time at the heating temperature: 1.5 to 5.0 hours
  • the heating temperature is the furnace temperature (° C.) of the heating furnace.
  • the holding time is the holding time (hour) when the furnace temperature of the heating furnace is 1150 to 1300°C.
  • the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling process is less than 1150°C or the holding time at 1150 to 1300°C is less than 1.5 hours, the load applied to the rolling mill during finish rolling becomes excessively large. .. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300° C. or the holding time at 1150 to 1300° C. exceeds 5.0 hours, the unit consumption becomes excessively high and the manufacturing cost becomes high.
  • the heating temperature in the finish rolling step is 1150 to 1300° C. and the holding time at 1150 to 1300° C. is 1.5 to 5.0 hours, V carbides and V composite carbides in the material Dissolve sufficiently.
  • the steel material after finish rolling is cooled at a cooling rate equal to or lower than cooling to manufacture a steel material that is a raw material for the carbonitrided bearing part of the present embodiment.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800°C to 500°C is 0.1 to 5.0°C/sec.
  • a phase transformation from austenite to ferrite, pearlite, or bainite occurs.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800° C. to 500° C. is 0.1 to 5.0° C./sec, it is possible to suppress the formation of martensite in the microstructure,
  • the structure is such that the total area ratio of ferrite and pearlite is 10.0% or more and the balance is bainite.
  • the average cooling rate CR is measured by the following method.
  • the steel material after finish rolling is conveyed downstream in the conveying line.
  • a plurality of thermometers are arranged along the transfer line, and the steel material temperature at each position of the transfer line can be measured. Based on a plurality of thermometers arranged along the transfer line, the time until the temperature of the steel material reaches 800°C to 500°C is obtained, and the average cooling rate CR (°C/sec) is obtained.
  • the average cooling rate CR can be adjusted by disposing a plurality of slow cooling covers at intervals on the transfer line.
  • the steel material having the above configuration can be manufactured.
  • An example of the method for manufacturing the carbonitrided bearing component having the above-described configuration is as follows. First, an intermediate product is manufactured by processing the steel material of the present embodiment, which is a raw material for carbonitrided bearing parts, into a predetermined shape.
  • the processing method is, for example, hot forging or machining.
  • the machining is, for example, cutting. It suffices to carry out the hot forging under known conditions.
  • the heating temperature of the steel material in the hot forging step is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the intermediate product after hot forging is allowed to cool. In addition, you may implement a machining process after hot forging.
  • a well-known spheroidizing annealing treatment may be performed on the steel material or the intermediate product before performing the machining process.
  • machining it is preferable that the machinability of the steel material (intermediate product) is high.
  • the steel material used as the material for the carbonitrided bearing component described above has excellent machinability. Therefore, the steel material of the present embodiment is suitable for the machining process.
  • Carbonitriding is performed on the manufactured intermediate product to manufacture a carbonitrided bearing component.
  • the carbonitriding treatment includes carbonitriding and quenching and tempering as described above.
  • carbonitriding and quenching an intermediate product is heated and held at a carbonitriding temperature of Ac 3 transformation point or higher in a known atmosphere gas containing ammonia gas in a known carburization conversion gas, and then rapidly cooled.
  • the tempering treatment the carbonitrided intermediate product is held at a tempering temperature of 100 to 500° C. for a predetermined time.
  • the carburizing shift gas means a well-known endothermic shift gas (RX gas).
  • the RX gas is a gas obtained by mixing a hydrocarbon gas such as butane and propane with air and allowing the mixture to pass through a heated Ni catalyst to cause a reaction, and is a mixed gas containing CO, H 2 , N 2, and the like.
  • the surface C concentration, surface N concentration, and surface hardness of carbonitrided bearing parts can be adjusted by controlling the conditions of carbonitriding and quenching and tempering. Specifically, the surface C concentration and the surface N concentration are adjusted by controlling the carbon potential and the ammonia concentration in the atmosphere gas during carbonitriding and quenching.
  • the surface C concentration of carbonitrided bearing parts is mainly adjusted by the carbon potential of carbonitriding and quenching, the carbonitriding temperature, and the holding time at the carbonitriding temperature.
  • the lower the carbon potential, the lower carbonitriding temperature, and the shorter the holding time at the carbonitriding temperature the lower the surface C concentration becomes.
  • the surface N concentration is mainly adjusted by the ammonia concentration during carbonitriding and quenching, the carbonitriding temperature, and the holding time at the carbonitriding temperature.
  • the lower the ammonia concentration, the higher the carbonitriding temperature, and the shorter the holding time at the carbonitriding temperature the lower the surface N concentration.
  • Surface hardness is related to surface C concentration and surface N concentration. Specifically, the higher the surface C concentration and the surface N concentration, the higher the surface hardness. On the other hand, when the surface C concentration and the surface N concentration decrease, the surface hardness also decreases.
  • the surface hardness increased by carbonitriding and quenching can be reduced by tempering. If the tempering temperature is high and the holding time at the tempering temperature is long, the surface hardness of the carbonitrided bearing component is lowered. If the tempering temperature is low and the holding time at the tempering temperature is short, the surface hardness of the carbonitrided bearing component can be maintained high.
  • Carbon potential in atmosphere CP 0.70 to 1.40
  • the carbon potential CP in the atmospheric gas is 0.70 or more
  • the C concentration on the surface of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased, and for example, the surface C concentration is 0.70% or more by mass %.
  • the carbonitriding treatment produces a sufficient amount of carbonitrides, and the wear resistance is remarkably enhanced.
  • the carbon potential CP is 1.40 or less
  • the surface C concentration becomes 1.20% or less, and the generation of coarse carbonitride can be sufficiently suppressed. Therefore, the preferable carbon potential CP is 0.70 to 1.40.
  • Ammonia concentration with respect to carburizing shift gas flow rate in the atmosphere 1.00 to 6.00%
  • the ammonia concentration with respect to the flow rate of the carburizing shift gas in the atmosphere means the ammonia concentration (mass %) when the flow rate of the carburizing shift gas is 100%.
  • the ammonia concentration with respect to the flow rate of the carburized and transformed gas is 1.00% or more
  • the surface N concentration of the carbonitrided bearing component is sufficiently increased and the surface N concentration is 0.15% or more. In this case, the carbonitriding treatment produces a sufficient amount of carbonitrides, and the wear resistance is remarkably enhanced.
  • the ammonia concentration is 6% or less with respect to the carburizing shift gas flow rate
  • the surface N concentration of the carbonitrided bearing component is 0.60% or less. In this case, the formation of coarse carbonitride is sufficiently suppressed. Therefore, the ammonia concentration is 1.00 to 6.00% with respect to the flow rate of the carburizing shift gas in the atmosphere.
  • Holding temperature during carbonitriding (carbonitriding temperature): 830 to 930°C Holding time at carbonitriding temperature: 30 to 100 minutes If the carbonitriding temperature is too low, the diffusion rate of C and N becomes slow. In this case, the processing time required to obtain a predetermined heat treatment property becomes long and the manufacturing cost becomes high. On the other hand, if the carbonitriding temperature is too high, ammonia in the atmosphere is decomposed, and the amount of N penetrating into the steel material decreases. Furthermore, the amount of invaded C and N in solid solution in the steel material matrix increases. Therefore, a sufficient amount of carbonitride is not generated, and the wear resistance of the carbonitrided bearing part is reduced. Therefore, the carbonitriding temperature is 830 to 930°C.
  • the holding time at the carbonitriding temperature is not particularly limited as long as a sufficient C concentration and N concentration can be secured on the surface of the steel material.
  • the holding time is, for example, 30 to 100 minutes.
  • Quenching temperature 830-930°C If the quenching temperature is too low, sufficient C cannot be solid-dissolved in the steel, and the hardness of the steel will decrease. On the other hand, if the quenching temperature is too high, the crystal grains become coarse, and coarse carbonitrides along the grain boundaries are likely to precipitate. Therefore, the quenching temperature is 830 to 930°C.
  • the carbonitriding temperature may also serve as the carburizing and quenching temperature.
  • Tempering temperature 150 ⁇ 200°C Holding time at tempering temperature: 30 to 240 minutes If the tempering temperature is too low, sufficient toughness of the core of the carbonitrided bearing component cannot be obtained. On the other hand, if the tempering temperature is too high, the surface hardness of the carbonitrided bearing component decreases, and the wear resistance of the carbonitrided bearing component decreases. Therefore, the tempering temperature is 150 to 200°C.
  • the holding time at the tempering temperature is 30 to 240 minutes.
  • the carbonitrided bearing component of this embodiment is manufactured by the above manufacturing process.
  • the present invention will be described more specifically with reference to Examples.
  • Molten steel having various chemical compositions shown in Table 1 was manufactured using a converter.
  • Blank in Table 1 means that the content of the corresponding element was below the detection limit.
  • the steel type Y had a chemical composition equivalent to SUJ2 defined in JIS G 4805 (2008) which is a conventional steel material.
  • the steel type Y is referred to as a comparative reference steel material. Blooms were manufactured by continuously casting the molten steels shown in Table 1. A rough rolling process was performed on the bloom. Specifically, bloom was heated at the heating temperature (° C.) shown in Table 2. The holding time at the heating temperature was 3.0 to 3.5 hours in all cases.
  • the heated bloom was slab-rolled to produce a billet having a rectangular cross section of 160 mm x 160 mm. Further, the billet was subjected to a finish rolling process. In the finish rolling step, the billet was heated at the heating temperature (°C) shown in Table 2. The holding time at the heating temperature was 2.5 to 3.0 hours in all cases. The heated billet was hot rolled to produce a steel bar having a diameter of 60 mm. The manufactured billet was cooled at the average cooling rate CR (°C/sec) shown in Table 2.
  • a steel bar which is a steel material, was manufactured. A steel bar having a diameter of 60 mm was manufactured under the same manufacturing conditions for the comparative reference steel material.
  • the heating temperature in the rough rolling process of the comparative reference steel was 1250° C., and the holding time was 3.0 hours.
  • the heating temperature in the finish rolling step was 1250°C, and the holding time was 2.5 hours.
  • the average cooling rate CR was 1.0° C./second.
  • [Microstructure observation test] A sample was taken from the R/2 position in the cross section (transverse cross section) perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel material (bar steel) of each test number. Of the surfaces of the collected samples, the surface corresponding to the above-mentioned cross section was used as the observation surface. After mirror-polishing the observation surface, the observation surface was etched with 2% nitric acid alcohol (nital etchant). The etched observation surface was observed using a 500 ⁇ optical microscope, and a photographic image of arbitrary 20 fields of view was generated. The size of each visual field was 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • each phase (ferrite, pearlite, bainite) was specified based on the contrast.
  • the total area of the ferrite in the field of view [mu] m 2), and to determine the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields was defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • the total area ratio (%) of ferrite and pearlite was a value obtained by rounding the second decimal place.
  • the microstructure other than ferrite and pearlite was bainite (excluding inclusions and precipitates).
  • the total area ratio of ferrite and pearlite of each test number is shown in the "F+P total area ratio" column in Table 2.
  • the obtained residue was acid-decomposed and the V content was quantified in mass% unit by ICP (inductively coupled plasma) emission analysis when the steel material (base material) was 100 mass %.
  • the arithmetic mean value of V content in the electrolytic extraction residue of each columnar test piece (that is, the arithmetic mean value of three V contents) was defined as the V content in the electrolytic extraction residue of steel as [V] R. ..
  • the V content [V] R in the electrolytic extraction residue was a value obtained by rounding off the second decimal place of the arithmetic mean value.
  • V content ratio RA V in the residue according to the formula (A) (%) was calculated.
  • Residue V amount ratio RA V is a value obtained by rounding off to one decimal place.
  • RA V [V] R / [V] C ⁇ 100 (A)
  • the V amount ratio RA V (%) in the obtained residue is shown in the “RA V ” column in Table 2.
  • the toughness evaluation test was carried out by the following method.
  • the steel bar of each test number was subjected to machining (peripheral turning) to obtain an intermediate product (bar steel) having a diameter of 40 mm.
  • Carbonitriding was simulated for the intermediate product after machining, and quenching and tempering (simulated carbonitriding) of the heat pattern shown in FIG. 3 were performed.
  • the quenching temperature was 900° C. and the holding time was 60 minutes.
  • the intermediate product (bar steel) after the holding time had elapsed was oil-cooled (described as "OQ" in the figure).
  • the tempering temperature was 180° C.
  • the intermediate product (bar steel) after the holding time had elapsed was air-cooled (described as "AC" in the figure).
  • the steel bar subjected to the above-mentioned simulated carbonitriding treatment corresponded to the core of the carbonitrided bearing component.
  • the manufactured steel bar is referred to as a simulated carbonitrided bearing component.
  • a Charpy test piece having a V notch was taken from the R/2 position of the simulated carbonitrided bearing part.
  • a Charpy test piece Using a Charpy test piece, a Charpy test according to JIS Z 2242 (2009) was performed at room temperature (20° C. ⁇ 15° C.). The absorbed energy obtained by the test was divided by the original cross-sectional area of the notch (the cross-sectional area of the notch of the test piece before the test) to obtain the impact value vE 20 (J/cm 2 ). The obtained impact value vE 20 is shown in the “vE 20 ”column in Table 2.
  • a rod-shaped No. 4 tensile test piece conforming to JIS Z 2241 (2011) was taken from the above-mentioned simulated carbonitrided bearing part.
  • a tensile test according to JIS Z 2241 (2011) was carried out in the atmosphere at room temperature (20°C ⁇ 15°C), and 0.2% offset proof stress ⁇ y was obtained from the obtained stress strain curve. (MPa) was determined.
  • the obtained 0.2% offset proof stress ⁇ y is shown in the column “ ⁇ y” in Table 2.
  • the obtained Index is shown in the "Index" column of Table 2.
  • the index of the core of the carbonitrided bearing component is required to be 950 or more. Therefore, in the toughness evaluation test, when the Index was 950 or more, it was determined that the core of the carbonitrided bearing component had excellent toughness (indicated by "E” mark in the toughness evaluation column in Table 2). On the other hand, when the index was less than 950, the toughness was determined to be low (indicated by the "B” mark in the toughness evaluation column in Table 2).
  • FIG. 4 is a side view of the intermediate product.
  • the numerical values in FIG. 4 indicate the dimensions (mm) of each part of the intermediate product.
  • the numerical value next to “ ⁇ ” in FIG. 4 indicates the diameter (mm).
  • Carbo-nitriding quenching and tempering were performed on the intermediate product, and multiple small roller test pieces that were carbonitriding bearing parts were made with each test number. At this time, the conditions of carbonitriding and quenching and tempering were set so that the surface C concentration of the small roller test piece was 0.80%, the surface N concentration was 0.30%, and the surface hardness was 60 in Rockwell C hardness HRC. Was adjusted.
  • the tempering treatment was carried out at the tempering temperature and the holding time shown in Table 3, and after the holding time, air cooling was performed.
  • the intermediate product after carbonitriding and quenching and tempering was subjected to finishing (cutting) to obtain a small roller test piece (carbonitriding bearing part) having a shape shown in FIG.
  • the numerical values in FIG. 5 indicate the dimensions (mm) of each part of the test piece.
  • the numerical value next to “ ⁇ ” in FIG. 4 indicates the diameter (mm).
  • a roller pitching test (2-cylinder rolling fatigue test) was performed on small roller test pieces of each test number.
  • the material of the large roller had the chemical composition of steel type Y, which is the comparative reference steel material in Table 1.
  • Quenching treatment and tempering treatment were performed on the material of the large roller.
  • the quenching temperature in the quenching treatment was 860° C., and the holding time at the quenching temperature was 60 minutes. After the holding time, the material was oil-cooled with oil at 80°C.
  • a tempering treatment was performed on the material after the quenching treatment.
  • the tempering temperature in the tempering treatment was 180° C., and the holding time at the tempering temperature was 120 minutes.
  • the contact stress between the small roller test piece and the large roller during the test was set to 3.0 GPa.
  • a lubricant commercial automatic transmission oil: ATF
  • ATF commercial automatic transmission oil
  • the average wear depth ( ⁇ m), surface hardness (HRC), and surface C concentration (mass %) were determined by the following methods.
  • the roughness of the sliding portion of the test piece after the test was measured. Specifically, the roughness profile was measured at four positions at 90° pitch in the circumferential direction on the peripheral surface of the small roller test piece. The maximum depth of the roughness profile at the above four locations was defined as the wear depth, and the average of the wear depths at these four locations was defined as the average wear depth ( ⁇ m). The average wear depth is shown in the "Average wear depth" column in Table 2. When the average wear depth was 10 ⁇ m or less, it was judged that the wear resistance was excellent (indicated by “E” in the wear resistance evaluation in Table 2). On the other hand, when the average wear depth exceeds 10 ⁇ m, it was judged that the wear resistance was low (indicated by “B” in the wear resistance evaluation in Table 2).
  • TEM observation was performed on the thin film sample. Specifically, first, the Kikuchi pattern was analyzed for the thin film sample to identify the crystal orientation of the thin film sample. Next, the thin film sample was tilted based on the characterized crystal orientation, and the thin film sample was arranged so that the (001) plane of ferrite (bcc) could be observed. After placement, any 10 fields of view of the thin film sample were identified. For each specified visual field, observing magnification was 10,000 times, accelerating voltage was 200 kV, and TEM observation was performed. The area of each visual field was 2.00 ⁇ m ⁇ 2.00 ⁇ m.
  • V-based precipitates are formed in a plate shape along the ⁇ 001 ⁇ plane of ferrite. Therefore, as shown in FIG. 2, the V-based precipitate 10 is observed as a line segment linearly extending in the [100] direction or the [010] direction in the TEM image of the (001) plane of the ferrite. In addition, in the TEM image, the V precipitate is observed with a black contrast having a low lightness as compared with the matrix. Therefore, in the TEM image of the (001) plane of the ferrite, a line segment linearly extending in the [100] direction or the [010] direction was regarded as the V-based precipitate 10.
  • each V-based precipitate (line segment) observed in each field was regarded as the equivalent circle diameter of the V-based precipitate.
  • a V-based precipitate having a circle equivalent diameter (line segment) of 5 nm or more was specified. Then, the area of each specified V-based precipitate was determined. As described above, the V-based precipitate is observed as a line segment. Therefore, the square of the line segment length of the V-based precipitate was defined as the area of the V-based precipitate.
  • the total area (total length of line segments) of the specified V-based precipitate was determined in the observed 10 fields of view. Further, a V-based precipitate (coarse V-based precipitate) having an equivalent circle diameter (line segment length) of more than 150 nm was specified. Then, the total area of the specified coarse V-based precipitates (sum of squares of length of line segment) was obtained. Based on the total area of the V-based precipitates and the total area of the coarse V-based precipitates, the coarse V-based precipitate area ratio RA (%) was calculated by the following formula.
  • Coarse V-based precipitate area ratio RA Total area of coarse V-based precipitate/Total area of V-based precipitate ⁇ 100
  • the obtained coarse V-based precipitate area ratio RA is shown in the column of "Coarse V-based precipitate area ratio RA" in Table 2.
  • each phase (martensite, ferrite, pearlite) was specified based on the contrast.
  • the total area of the ferrite in the field of view [mu] m 2), and to determine the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields was defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • the martensite area ratio was 90.0% or more in any test number.
  • a disk-shaped intermediate product having a diameter of 60 mm and a thickness of 5.5 mm was created from the steel material (bar steel having a diameter of 60 mm) of each test number by machining.
  • the thickness of the intermediate product (5.5 mm) corresponded to the longitudinal direction of the steel bar.
  • the intermediate product was subjected to carbonitriding treatment (carbonitriding quenching and tempering) to manufacture a carbonitriding bearing component. At this time, carbonitriding quenching and tempering are performed so that the surface C concentration of each carbonitrided bearing component is 0.80%, the surface N concentration is 0.30%, and the surface Rockwell C hardness HRC is 60. did.
  • the tempering treatment was carried out at the tempering temperature and the holding time shown in Table 3, and after the holding time, air cooling was performed. The surface of the carbonitrided bearing component thus obtained was lapped to obtain a rolling fatigue test piece.
  • the atmosphere in the heat treatment furnace used for the quenching treatment was adjusted so that decarburization did not occur in the intermediate product after the quenching treatment.
  • a tempering process was performed on the intermediate product after the quenching process.
  • the tempering temperature in the tempering treatment was 180° C., and the holding time at the tempering temperature was 120 minutes.
  • the surface of the carbonitrided bearing component thus obtained was lapped to obtain a rolling fatigue test piece.
  • the following peel life test was implemented using the rolling fatigue test piece of each test number and the rolling fatigue test piece of the comparative reference steel material (steel type Y). Specifically, in order to simulate a hydrogen generation environment, a rolling fatigue test piece was immersed in a 20% ammonium thiocyanate (NH 4 SCN) aqueous solution to carry out a hydrogen charge treatment. Specifically, hydrogen charge treatment was performed at an aqueous solution temperature of 50° C. and an immersion time of 24 hours.
  • NH 4 SCN ammonium thiocyanate
  • a rolling fatigue test was carried out on a rolling test piece subjected to hydrogen charging using a thrust type rolling fatigue tester.
  • the maximum contact surface pressure during the test was 3.0 GPa, and the repetition rate was 1800 cpm (cycle per minute).
  • the lubricating oil used during the test was turbine oil, and the steel balls used during the test were the refining material of SUJ2 specified in JIS G 4805 (2008).
  • peel life ratio Peel life of each test number / Peel life of steel type Y
  • the obtained peeling life ratio is shown in the "Peeling life ratio" column of Table 2. If the obtained peeling life ratio was 2.0 or more, it was judged that the peeling life in a hydrogen generating environment was excellent (indicated by "E” in the “Evaluation” column of "Peeling life ratio” in Table 2). .. On the other hand, if the stripping life ratio was less than 2.0, it was determined that the stripping life in the hydrogen generating environment was low (indicated by "B” in the “Evaluation” column of "Stripping life ratio” in Table 2).
  • Table 2 shows the test results.
  • the content of each element was appropriate, and F1 to F4 satisfied formulas (1) to (4).
  • the manufacturing conditions were also appropriate. Therefore, in the steel material used as the material of the carbonitrided bearing component, the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 10.0% or more, the balance consists of bainite, and the V content ratio RA V in the residue is 10.0%. It was below. As a result, the tool life ratio of the steel material used for the carbonitrided bearing component was 0.8 or more, and excellent machinability was obtained for the steel material used for the carbonitrided bearing component.
  • the Index was 950 or more, and it could be expected that excellent toughness could be obtained in the core of the carbonitrided bearing component.
  • the surface C concentration of the carbonitrided bearing component is 0.70 to 1.20%, the surface N concentration is 0.15 to 0.60%, and the Rockwell C hardness HRC of the surface is 58 to 65. there were.
  • the coarse V-based precipitate area ratio RA at the core of the carbonitrided bearing component was 15.0% or less.
  • the average wear depth was 10 ⁇ m or less, and the carbonitrided bearing component was excellent in wear resistance.
  • the carbonitrided bearing component had a peeling life ratio of 2.0 or more, which was excellent in the peeling life under a hydrogen generating environment.
  • test number 14 the Mo content was too high. Therefore, the tool life ratio of the steel material as the material of the carbonitrided bearing component was less than 0.8, and the machinability was low.
  • test number 15 the V content was too low. Therefore, in the wear resistance evaluation test, the average wear depth exceeded 10 ⁇ m, and the wear resistance of the carbonitrided bearing component was low. Further, the peeling life ratio was less than 2.0, and the peeling life of the carbonitrided bearing component in the hydrogen generating environment was low.
  • the V content was too high. Therefore, the coarse V-based precipitate area ratio RA at the core of the carbonitrided bearing component exceeded 15.0%. As a result, the index was less than 950 after the simulated carbonitriding treatment, and the toughness of the core of the carbonitrided bearing component was low. Further, the carbonitrided bearing component had a peeling life ratio of less than 2.0, and the peeling life in a hydrogen generating environment was low.

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Abstract

耐摩耗性、芯部の靱性、及び、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命に優れる、浸炭窒化軸受部品を提供する。浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．１７～０．３０％、Ｖ：０．２４～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０３００％以下、Ｏ：０．００１５％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、実施形態に記載の式（１）～式（４）を満たす。表面のＣ濃度は質量％で０．７０～１．２０％であり、表面のＮ濃度は質量％で０．１５～０．６０％であり、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８～６５であり、芯部でのＶ系析出物の総面積に対する粗大Ｖ系析出物の面積比率は１５．０％以下である。

Description

浸炭窒化軸受部品
　本開示は、軸受部品に関し、さらに詳しくは、浸炭窒化処理された軸受部品である浸炭窒化軸受部品に関する。
　軸受部品は、通常、次の方法により製造される。鋼材に対して熱間鍛造及び／又は切削加工を実施して、所望の形状の中間品を製造する。中間品に対して熱処理を実施して、鋼材の硬さ及びミクロ組織を調整する。熱処理はたとえば、焼入れ焼戻し、浸炭処理、又は、浸炭窒化処理等である。以上の工程により、所望の軸受性能（耐摩耗性及び軸受部品の芯部の靱性）を有する軸受部品が製造される。
　軸受性能として、特に耐摩耗性が要求される場合、上述の熱処理として、浸炭窒化処理が実施される。本明細書において、浸炭窒化処理とは、浸炭窒化焼入れ及び焼戻しを実施する処理を意味する。浸炭窒化処理では、鋼材の表層に、浸炭窒化層を形成して、鋼材の表層を硬化させる。本明細書では、浸炭窒化処理が実施された軸受部品を浸炭窒化軸受部品という。
　軸受部品の耐摩耗性及び靱性等を高める技術が特開平８－４９０５７号公報（特許文献１）、特開平１１－１２６８４号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２０１６／０１７１６２号（特許文献３）に提案されている。
　特許文献１に開示された転がり軸受は、軌道輪及び転動体の少なくとも一つが、Ｃ：０．１～０．７重量％、Ｃｒ：０．５～３．０重量％、Ｍｎ：０．３～１．２重量％、Ｓｉ：０．３～１．５重量％、Ｍｏ：３重量％以下の中低炭素低合金鋼にＶ：０．８～２．０重量％を含有させた鋼を素材とする。その素材を用いて形成した製品の熱処理時に浸炭又は浸炭窒化処理を施し、製品表面の炭素濃度を０．８～１．５重量％で且つ表面のＶ／Ｃ濃度比が１～２．５の関係を満たすようにする。この転がり軸受は、表面にＶ炭化物を析出して耐摩耗性を高めることができる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された冷間鍛造用肌焼鋼は、フェライト＋パーライトの面積率が７５％以上であり、フェライトの平均粒径が４０μｍ以下であり、パーライトの平均粒径が３０μｍ以下である。上述のミクロ組織を有することにより、この冷間鍛造用肌焼鋼は、耐摩耗性を高めることができる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示された浸炭窒化軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２２～０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．４０～１．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．３０～２．０％、Ｍｏ：０．１０～０．３５％、Ｖ：０．２０～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１０％、及び、Ｔｉ：０～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。ここで、式（１）は、１．２０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．６０であり、式（２）は、２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＞２．２０である。この浸炭窒化軸受用鋼は、Ｎｉを含有しなくても、焼入れ性に優れ、熱処理後の靭性、耐摩耗性及び表面起点はく離寿命に優れる、と特許文献３には記載されている。
特開平８－４９０５７号公報 特開平１１－１２６８４号公報 国際公開第２０１６／０１７１６２号
　ところで、軸受部品は、鉱山機械用途又は建設機械用途に用いられる中型又は大型の軸受部品と、自動車用途に用いられる小型の軸受部品とが存在する。小型の軸受部品はたとえば、エンジン内に適用される軸受部品等である。自動車用途の軸受部品は、エンジンオイル等の潤滑油が循環する環境にて使用される場合が多い。
　最近では、燃費向上を目的として、潤滑油の粘度を低下して摩擦抵抗及び伝達抵抗を低減したり、循環させる潤滑油の使用量を低減したりしている。そのため、使用中の潤滑油が分解して水素が発生しやすくなっている。軸受部品の使用環境において水素が発生すると、外部から軸受部品内に水素が侵入する。侵入した水素は軸受部品のミクロ組織の一部において組織変化をもたらす。軸受部品の使用中での組織変化は、軸受部品の剥離寿命を低下させる。以下、本明細書において、組織変化の要因となる水素が発生する環境を「水素発生環境」という。
　上述の特許文献１～３では、水素発生環境下における浸炭窒化軸受部品の剥離寿命について検討されていない。
　本開示の目的は、耐摩耗性、芯部の靱性、及び、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命に優れる、浸炭窒化軸受部品を提供することである。
　本開示による浸炭窒化軸受部品は、
　前記浸炭窒化軸受部品の表層に形成されている浸炭窒化層と、
　前記浸炭窒化層よりも内部の芯部とを備え、
　前記芯部の化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．２０～０．６０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
　Ｖ：０．２４～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０．０３００％以下、
　Ｏ：０．００１５％以下、
　Ｃｕ：０～０．２０％、
　Ｎｉ：０～０．２０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｃａ：０～０．００１０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）～式（４）を満たし、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＣ濃度は質量％で０．７０～１．２０％であり、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＮ濃度は質量％で０．１５～０．６０％であり、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるロックウェル硬さＨＲＣは５８．０～６５．０であり、
　前記芯部において、Ｖを含有する析出物をＶ系析出物と定義し、円相当径が１５０ｎｍ超の前記Ｖ系析出物を粗大Ｖ系析出物と定義したとき、Ｖ系析出物の総面積に対する粗大Ｖ系析出物の面積比率は１５．０％以下である。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本開示による浸炭窒化軸受部品は、耐摩耗性、芯部の靱性、及び、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命に優れる。
図１は、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２に相当する鋼材に対して焼入れ及び焼戻しを施した軸受部品（比較例）と、芯部が本実施形態の化学組成を有し式（１）～式（４）を満たす浸炭窒化軸受部品とにおける、水素発生環境下での剥離寿命（Ｈｒ）を示す図である。 図２は、本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部から採取した薄膜試料のフェライトの（００１）面の透過型電子顕微鏡画像（ＴＥＭ画像）において、Ｖ系析出物の観察例を示すイメージ図である。 図３は、実施例での焼入れ性評価試験、及び靱性評価試験用の試験片に対する焼入れ及び焼戻しのヒートパターンを示す図である。 図４は、実施例のローラピッチング試験で使用する小ローラ試験片の中間品の側面図である。 図５は、実施例のローラピッチング試験で使用する、小ローラ試験片の側面図である。 図６は、実施例のローラピッチング試験で使用する大ローラの正面図である。
　本発明者らは、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性、芯部の靱性、及び、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命について調査及び検討を行った。
　初めに、本発明者らは、上述の特性を得るための浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の化学組成、つまり、浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成について検討を行った。その結果、芯部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．１７～０．３０％、Ｖ：０．２４～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０３００％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００１０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して浸炭窒化処理を実施して浸炭窒化軸受部品を製造すれば、芯部の化学組成は上述の化学組成となり、さらに、浸炭窒化軸受部品において、耐摩耗性、芯部の靱性、及び、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命を向上できる可能性があると考えた。
　しかしながら、芯部の化学組成の各元素が上述の範囲内となる浸炭窒化軸受部品であっても、必ずしも上述特性（耐摩耗性、芯部の靱性及び水素発生環境下での剥離寿命）が向上しないことが判明した。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、芯部の化学組成がさらに、次の式（１）～式（４）を満たすことにより、上述の特性を高めることができることを見出した。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を高めるためには、浸炭窒化軸受部品内において、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ炭化物、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ炭窒化物、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ複合炭化物、及び、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ複合炭窒化物からなる群から選択される１種以上を多数生成させることが有効である。ここで、Ｖ複合炭化物とは、Ｖ及びＭｏを含む炭化物を意味する。Ｖ複合炭窒化物とは、Ｖ及びＭｏを含有する炭窒化物を意味する。以降の説明では、Ｖ炭化物及びＶ炭窒化物を「Ｖ炭化物等」とも称し、Ｖ複合炭化物及びＶ複合炭窒化物を「Ｖ複合炭化物等」と称する。さらに、Ｖを含有する析出物を、「Ｖ系析出物」と称する。Ｖ系析出物は、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等を含む。また、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ系析出物を、「小型Ｖ系析出物」と称する。ここで、円相当径とは、Ｖ炭化物等、又は、Ｖ複合炭化物等の面積と同じ面積の円の直径を意味する。
　小型Ｖ系析出物は、水素をトラップする。さらに、小型Ｖ系析出物は、小型であるために、割れの起点になりにくい。そのため、小型Ｖ系析出物を浸炭窒化軸受部品中に十分に分散させれば、水素発生環境下において組織変化が発生しにくく、その結果、水素発生環境下における浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を高めることができる。
　Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、水素をトラップして水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を高める小型Ｖ系析出物の生成量に関する指標である。小型Ｖ系析出物の生成は、Ｖだけでなく、Ｃｒ及びＭｏを含有することにより、促進される。ＣｒはＶ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ系析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ系炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶してＶ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）の析出核生成サイトとなる。
　Ｆ１が１．５０以下であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、Ｃｒ及びＭｏが不足しており、Ｖ系析出物の析出核生成サイトが不足する。又は、Ｖ系析出物の生成に必要なＶ含有量自体が、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量に対して不足する。その結果、浸炭窒化軸受部品中において小型Ｖ系析出物が十分に生成しない。一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ系析出物が生成する。以降の説明では、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ系析出物を「粗大Ｖ系析出物」とも称する。粗大Ｖ系析出物は、水素をトラップする能力が低いため、組織変化を引き起こしやすい。そのため、粗大Ｖ系析出物は、水素発生環境下において、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を低下する。
　Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たすことを前提として、浸炭窒化軸受部品中において、小型Ｖ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）が十分に多く生成する。そのため、水素発生環境下において組織変化が発生しにくく、水素発生環境下において、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。また、Ｆ１が２．４５未満であれば、浸炭窒化軸受部品において、粗大Ｖ系析出物の生成が抑制され、かつ、小型Ｖ系析出物が表層にも多数生成している。そのため、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性も向上する。
　［式（２）について］
　浸炭窒化軸受部品の水素発生環境下での剥離寿命を高めるためにはさらに、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度を高めることが有効である。浸炭窒化軸受部品の芯部の強度を高めるためには、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の焼入れ性を高めることが有効である。しかしながら、鋼材の焼入れ性を過剰に高めれば、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性が低下してしまう。本実施形態の浸炭窒化軸受部品の特性を確保するためには、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性が確保できる方が好ましい。
　Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ）は、上述の化学組成中の元素のうち、鋼の焼入れ性を高める主たる元素である。したがって、Ｆ２は、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度、及び、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性の指標である。
　Ｆ２が２．２０以下であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が十分ではなく、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。なお、Ｆ２が２．８０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性が十分に得られない可能性がある。
　Ｆ２が２．２０よりも高く、２．８０よりも低ければ、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に高まる。また、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材において十分な被削性が得られる。
　［式（３）について］
　Ｍｏは小型Ｖ系析出物の析出を促進する元素である。具体的には、上述のとおり、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、小型Ｖ系析出物の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、本発明者らの検討の結果、浸炭窒化軸受部品中に小型Ｖ系析出物を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量の割合を調整しなければならないことが判明した。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する割合が低すぎれば、小型Ｖ系析出物が生成する前に、析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が本実施形態の各元素含有量の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしていても、小型Ｖ系析出物が十分に生成しない。
　Ｆ３＝Ｍｏ／Ｖと定義する。Ｆ３が０．５８未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしても、小型Ｖ系析出物が十分に生成せずに、浸炭窒化軸受部品の芯部において、粗大Ｖ系析出物が過剰に残存する。その結果、水素発生環境下において、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。Ｆ３が０．５８以上であり、式（３）を満たせば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、小型Ｖ系析出物が十分に生成する。浸炭窒化軸受部品において小型Ｖ系析出物が十分に生成していれば、芯部における粗大Ｖ系析出物は少ない。その結果、水素発生環境下において、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に高くなる。
　［式（４）について］
　上述の小型Ｖ系析出物は、水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。一方で、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の粒界も強化でき、さらに、水素の侵入を抑えることができれば、（ａ）結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命がさらに高まる。（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、鋼材中のＭｎ含有量を低減することが極めて有効であることが本発明者らの調査により判明した。
　Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。Ｆ４中の分子（＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ））は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝（Ｍｎ＋２０Ｐ））は、結晶粒界脆化及び水素侵入の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が浸炭窒化軸受部品に侵入しやすいことを意味する。したがって、たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界脆化及び水素侵入指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られず、水素発生環境下での剥離寿命の十分な向上が得られない。
　Ｆ４が２．４０以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（３）を満たすことを前提として、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られ、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られる。
　化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（４）を満たせば、浸炭鋼部品の芯部において、Ｖ系析出物の総面積に対する、粗大Ｖ系析出物の面積比率は１５．０％以下である。以降の説明において、Ｖ系析出物の総面積に対する、粗大Ｖ系析出物の面積比率を、「粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ」という。
　以上の構成を有する本実施形態の浸炭窒化軸受部品は、水素発生環境下で優れた剥離寿命を示す。図１は、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２に相当する鋼材に対して焼入れ及び焼戻しを施した軸受部品（比較例）と、上述の化学組成を有し、式（１）～式（４）を満たし、粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％以下である浸炭窒化軸受部品（本発明例）とにおける、水素発生環境下での剥離寿命を示す図である。水素発生環境下での剥離寿命試験は、後述の実施例に示す方法で実施した。図１の縦軸は、比較例の剥離寿命を１．０（基準）と定義した場合の、各本発明例の剥離寿命の、比較例の剥離寿命に対する比率（以下、剥離寿命比という）を示す。
　図１を参照して、従前の化学組成の軸受部品（比較例）の水素発生環境下での剥離寿命に対して、本発明例の水素発生環境下での剥離寿命は２．０倍を超えており、水素発生環境下での剥離寿命が従来の軸受部品と比較して、極めて顕著に向上している。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭窒化軸受部品は、以下の構成を有する。
　［１］
　浸炭窒化軸受部品であって、
　前記浸炭窒化軸受部品の表層に形成されている浸炭窒化層と、
　前記浸炭窒化層よりも内部の芯部とを備え、
　前記芯部の化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．２０～０．６０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
　Ｖ：０．２４～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０．０３００％以下、
　Ｏ：０．００１５％以下、
　Ｃｕ：０～０．２０％、
　Ｎｉ：０～０．２０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｃａ：０～０．００１０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）～式（４）を満たし、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＣ濃度は質量％で０．７０～１．２０％であり、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＮ濃度は質量％で０．１５～０．６０％であり、
　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるロックウェル硬さＨＲＣは５８．０～６５．０であり、
　前記芯部において、Ｖを含有する析出物をＶ系析出物と定義し、円相当径が１５０ｎｍ超の前記Ｖ系析出物を粗大Ｖ系析出物と定義したとき、Ｖ系析出物の総面積に対する粗大Ｖ系析出物の面積比率は１５．０％以下である、
　浸炭窒化軸受部品。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［２］
　［１］に記載の浸炭窒化軸受部品であって、
　前記芯部の化学組成は、
　Ｃｕ：０．０１～０．２０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．２０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、及び、
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％、からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
　浸炭窒化軸受部品。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の浸炭窒化軸受部品であって、
　前記芯部の化学組成は、
　Ｃａ：０．０００１～０．００１０％を含有する、
　浸炭窒化軸受部品。
　以下、本実施形態の浸炭窒化軸受部品について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［浸炭窒化軸受部品］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品は、浸炭窒化処理された軸受部品を意味する。本明細書において、浸炭窒化処理とは、浸炭窒化焼入れ及び焼戻しを実施する処理を意味する。
　軸受部品とは、転がり軸受の部品を意味する。軸受部品はたとえば、軌道輪、軌道盤、転動体等である。軌道輪は内輪であっても外輪であってもよいし、軌道盤は軸軌道盤やハウジング軌道盤、中央軌道盤、調心ハウジング軌道盤であってもよい。軌道輪及び軌道盤は、軌道面を有する部材であれば、特に限定されない。転動体は玉でもころでもよい。ころはたとえば、円筒ころ、棒状ころ、針状ころ、円すいころ、凸面ころ等である。
　浸炭窒化軸受部品は、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材を浸炭窒化処理することにより形成される浸炭窒化層と、浸炭窒化層よりも内部の芯部とを備える。浸炭窒化層の深さは特に限定されないが、浸炭窒化層の表面からの深さはたとえば、０．２ｍｍ～５．０ｍｍである。芯部の化学組成は、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の化学組成と同じである。浸炭窒化層と芯部とは、周知のミクロ組織観察を実施することにより判別可能である点は当業者に周知である。
　［浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成］
　浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成は、次の元素を含有する。なお、以下に説明する化学組成は、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の化学組成に相当する。
　Ｃ：０．１５～０．４５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度及び芯部の靭性を高める。Ｃはさらに、浸炭窒化処理により微細な炭化物及び炭窒化物を形成して、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性を高める。Ｃはさらに、主として浸炭窒化処理時において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を形成する。小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素発生環境下での浸炭鋼部品の使用中に、鋼材中の水素をトラップする。そのため、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を高める。Ｃ含有量が０．１５％未満であれば、化学組成中の他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．４５％を超えれば、化学組成中の他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の製造工程において、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が固溶しきらずに残存する。残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、浸炭窒化軸受部品の製造工程においても十分に固溶しない。そして、鋼材中に残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、浸炭窒化軸受部品の製造工程中で成長して、浸炭窒化軸受部品中において、粗大Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等として残存する。この場合、水素発生環境下で浸炭窒化軸受部品を使用中に、浸炭窒化軸受部品内の粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は水素をトラップする能力が低いため、組織変化を引き起こす。浸炭窒化軸受部品内の粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等はさらに、割れの起点ともなる。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、不可避的に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の焼入れ性を高め、さらに、鋼材のフェライトに固溶してフェライトを強化する。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３２％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｍｎ：０．２０～０．６０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の被削性が低下する。Ｍｎ含有量が０．６０％を超えればさらに、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の使用中に、浸炭窒化軸受部品に水素が侵入しやすくなり、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｍｎ含有量が０．２０～０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
　Ｐ：０．０１５％以下
　リン（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下する。Ｐ含有量が０．０１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に過剰に偏析して粒界強度を低下する。その結果、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を低下する。したがって、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。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｓ：０．００５％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、硫化物系介在物を生成する。粗大な硫化物系介在物は、水素発生環境下で浸炭窒化軸受部品の使用中に、割れの起点となりやすい。Ｓ含有量が０．００５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、硫化物系介在物が粗大となり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｃｒはさらに、Ｖ及びＭｏと複合して含有されることにより、浸炭窒化処理時において小型Ｖ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）の生成を促進する。これにより、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性だけでなく、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｃｒ含有量が０．８０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭窒化処理時の浸炭性が低下する。この場合、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が十分に得られなくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．８０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８８％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％である。
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｍｏはさらに、Ｖ及びＣｒと複合して含有されることにより、浸炭窒化処理時において小型Ｖ系析出物の生成を促進する。これにより、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性だけでなく、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｍｏ含有量が０．１７％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えれば、浸炭窒化軸受部品の素材である鋼材の強度が高くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１７～０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
　Ｖ：０．２４～０．４０％
　バナジウム（Ｖ）は、浸炭窒化軸受部品の製造工程において、円相当径が１５０ｎｍ以下の小型Ｖ系析出物を生成する。小型Ｖ系析出物は、水素環境での浸炭窒化軸受部品の使用中に、浸炭窒化軸受部品に侵入した水素をトラップする。浸炭窒化軸受部品中の小型Ｖ系析出物の円相当径は１５０ｎｍ以下と小さい。そのため、小型Ｖ系析出物が水素をトラップしても、組織変化の起点とはなりにくい。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｖはさらに、浸炭窒化軸受部品の製造工程において、小型Ｖ系析出物を形成して、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性を高める。Ｖ含有量が０．２４％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の製造工程において、Ｖ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）が固溶しきらずに残存する。残存したＶ系析出物は、浸炭窒化軸受部品の製造工程においても十分に固溶しきらず、浸炭窒化軸受部品の製造工程中において成長して、円相当径が１５０ｎｍ超の粗大Ｖ系析出物となる場合がある。粗大Ｖ系析出物は、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性を低下する。さらに、浸炭窒化軸受部品内の粗大Ｖ系析出物は水素をトラップする能力が低い。そのため、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の使用中に、組織変化を引き起こしやすい。粗大Ｖ系析出物はさらに、割れの起点にもなる。そのため、粗大Ｖ系析出物は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２４～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成する。粗大な酸化物系介在物は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の疲労破壊の起点となる。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。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０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ　Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．０３００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材中に固溶して、鋼材の熱間加工性を低下する。Ｎ含有量が０．０３００％を超えれば、鋼材の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、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％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中の他の元素と結合して粗大な酸化物系介在物を生成する。粗大な酸化物系介在物は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の疲労破壊の起点となる。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。Ｏ含有量が０．００１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が顕著に低下する。したがって、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。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　本実施形態による浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材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、本実施形態の鋼材（浸炭窒化軸受品）に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、浸炭窒化軸受部品の強度を高める。
　Ｃｕ：０～０．２０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まり、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｎｉ：０～０．２０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まり、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％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０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｂ：０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｂはさらに、結晶粒界にＰが偏析するのを抑制する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｂ窒化物（ＢＮ）が生成して浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、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。これらの析出物は析出強化により浸炭窒化軸受部品の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＮｂと同様に、炭化物、窒化物、及び、炭窒化物を生成して、浸炭窒化軸受部品の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
　Ｃａ：０～０．００１０％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼材中の介在物に固溶して、硫化物を微細化かつ球状化する。この場合、鋼材の熱間加工性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００１０％を超えれば、鋼材中に粗大な酸化物系介在物が生成する。水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の使用中に、粗大な酸化物系介在物が水素をトラップすると、組織変化が発生しやすくなる。組織変化の発生は、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．０００９％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。
　［式（１）～式（４）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、次の式（１）～式（４）を満たす。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成は、式（１）を満たす。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（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。
　Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、水素をトラップして水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命を高める小型Ｖ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）の生成に関する指標である。上述のとおり、円相当径が１５０ｎｍ以下である小型Ｖ系析出物の生成は、Ｖだけでなく、Ｃｒ及びＭｏを含有することにより、促進される。ＣｒはＶ系析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ系析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ系炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶してＶ系析出物の析出核生成サイトとなる。
　Ｆ１が１．５０以下であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、Ｃｒ及びＭｏが不足しており、Ｖ系析出物の析出核生成サイトが不足する。又は、Ｖ系析出物を生成するＶ含有量自体が、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量に対して不足する。その結果、浸炭窒化軸受部品内において、円相当径が１５０ｎｍ以下の小型Ｖ系析出物が十分に生成しない。一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、円相当径が１５０ｎｍ超の粗大Ｖ系析出物が生成する。この場合、鋼材の製造工程において、Ｖ系析出物が十分に固溶せずに鋼材中に残存する。そのため、浸炭窒化軸受部品の製造工程において、鋼材中に残存していたＶ系析出物が成長して、粗大Ｖ系析出物になる。粗大Ｖ系析出物は、水素をトラップする能力が低い。そのため、粗大Ｖ系析出物は、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の使用中に、組織変化を引き起こしやすい。粗大Ｖ系析出物はさらに、割れの起点にもなる。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。
　Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たすことを前提として、浸炭窒化軸受部品中において、小型Ｖ系析出物が十分に多く生成し、その結果、粗大Ｖ系析出物の面積比率が低下する。そのため、水素発生環境下において水素割れに起因した組織変化が発生しにくく、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が高まる。
　Ｆ１の好ましい下限は１．５１であり、さらに好ましくは１．５２であり、さらに好ましくは１．５４であり、さらに好ましくは１．５５であり、さらに好ましくは１．５６である。Ｆ１の好ましい上限は２．４４であり、さらに好ましくは２．４３であり、さらに好ましくは２．４２である。Ｆ１の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（２）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（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。
　Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素は、鋼材の焼入れ性を高める。したがって、Ｆ２は、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度の指標である。
　Ｆ２が２．２０以下であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が十分ではない。この場合、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。一方、Ｆ２が２．８０以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性が十分に得られない可能性がある。
　Ｆ２が２．２０よりも高く、２．８０よりも低ければ、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、浸炭窒化軸受部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に高まる。さらに、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の被削性が高まる。Ｆ２の好ましい下限は２．２３であり、さらに好ましくは２．２５であり、さらに好ましくは２．３０であり、さらに好ましくは２．３５であり、さらに好ましくは２．４５である。Ｆ２の好ましい上限は２．７８であり、さらに好ましくは２．７５であり、さらに好ましくは２．７３であり、さらに好ましくは２．７０である。Ｆ２の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（３）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　ここで、式（３）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。
　Ｆ３＝Ｍｏ／Ｖと定義する。本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成では、上述のとおり、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、円相当径が１５０ｎｍ以下の小型Ｖ系析出物の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、小型Ｖ系析出物を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量を調整しなければならない。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する割合が低すぎれば、Ｖ系析出物が生成する前に、析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が本実施形態の各元素含有量の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしていても、小型Ｖ系析出物が十分に生成しない。具体的には、Ｆ３が０．５８未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしても、浸炭窒化軸受部品中に、小型Ｖ系析出物が十分に生成しない。その結果、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　Ｆ３が０．５８以上であり、式（３）を満たせば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、浸炭窒化軸受部品中に、小型Ｖ系析出物が十分に生成し、その結果、芯部において、粗大Ｖ系析出物の面積比率が低下する。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に高くなる。Ｆ３の好ましい下限は０．６０であり、さらに好ましくは０．６５であり、さらに好ましくは０．６８であり、さらに好ましくは０．７０であり、さらに好ましくは０．７３であり、さらに好ましくは０．７６である。Ｆ３の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（４）について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成はさらに、式（４）を満たす。
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
　ここで、式（４）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。
　Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。小型Ｖ系析出物は水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。一方で、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の粒界も強化でき、さらに、水素の侵入を抑えることができれば、（ａ）結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命がさらに高まる。（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、Ｍｎ含有量を低減することが極めて有効である。
　Ｆ４中の分子（＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ））は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝（Ｍｎ＋２０Ｐ））は、結晶粒界脆化及び水素侵入の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が浸炭窒化軸受部品に侵入しやすいことを意味する。したがって、たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界脆化及び水素侵入指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られず、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命の十分な向上が得られない。
　Ｆ４が２．４０以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（３）を満たすことを前提として、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られ、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に得られる。Ｆ４の好ましい下限は、２．４２であり、さらに好ましくは２．４５であり、さらに好ましくは２．４７であり、さらに好ましくは２．５０であり、さらに好ましくは２．５２である。Ｆ４の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡについて］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品では、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）～式（４）を満たす。本実施形態の浸炭窒化軸受部品ではさらに、芯部において、Ｖ系析出物の総面積に対する、円相当径が１５０ｎｍ超の粗大Ｖ系析出物の面積比率ＲＡが１５．０％以下である。
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品において、Ｖはほぼ全て析出物として生成している。したがって、粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが低い場合、小型Ｖ系析出物が多数生成していることを意味する。
　本実施形態では、芯部において、粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％以下である。この場合、浸炭窒化軸受部品内において、小型Ｖ系析出物が十分に析出している。そのため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が十分に高くなる。
　ここで、Ｖ系析出物とは、Ｖを含有する析出物である。Ｖ系析出物はたとえば、Ｖ炭化物、Ｖ炭窒化物、Ｖ及びＭｏを含有するＶ複合炭化物、Ｖ及びＭｏを含有するＶ複合炭窒化物等である。Ｖ系析出物の質量を１００％とした場合のＶ系析出物中のＶ含有量は特に限定されないが、たとえば５０質量％以上である。後述するとおり、Ｖ系析出物はフェライト（ｂｃｃ）の｛００１｝面上に沿って板状に生成する。そのため、フェライトの（００１）面の透過型電子顕微鏡画像（ＴＥＭ画像）において、［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分（エッジ部分）として観察される。したがって、本実施形態においては、後述のフェライトの（００１）面のＴＥＭ画像において［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分を「Ｖ系析出物」と定義する。
　［粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡの測定方法］
　浸炭窒化軸受部品の芯部における粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、次の方法で求めることができる。浸炭窒化軸受部品の芯部から、厚さが０．５ｍｍの円板を採取する。エメリー紙を用いて円板の両側から研削研磨を実施して、円板の厚さを５０μｍにする。研削研磨後の円板から直径３ｍｍのサンプルを採取する。サンプルを１０％過塩素酸－氷酢酸溶液中に浸漬して電解研磨を実施する。以上の工程により厚さ２００ｎｍ以下の薄膜試料を作製する。
　薄膜試料をＴＥＭで観察する。具体的には、初めに、薄膜試料に対して菊池図形を解析して、薄膜試料の結晶方位を特定する。次に、特定した結晶方位に基づいて薄膜試料を傾斜させて、フェライト（ｂｃｃ）の（００１）面を観察できるように薄膜試料を配置する。配置後、薄膜試料の任意の１０視野を特定する。特定された各視野に対して、観察倍率を１００００倍とし、加速電圧を２００ｋＶとして、ＴＥＭ観察を実施する。各視野の面積は、２．００μｍ×２．００μｍとする。
　上述のとおり、Ｖ系析出物は、フェライトの｛００１｝面に沿って板状に生成する。そのため、図２に示すとおり、Ｖ系析出物１０は、フェライトの（００１）面のＴＥＭ画像において、［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分として観察される。なお、ＴＥＭ画像において、Ｖ析出物は母相と比較して、明度の低い黒色のコントラストで観察される。そこで、フェライトの（００１）面のＴＥＭ画像において、［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分を、Ｖ系析出物１０とみなす。
　各視野で観察された各Ｖ系析出物（線分）の長さを、そのＶ系析出物の円相当径とみなす。ここで、円相当径（つまり線分の長さ）が５ｎｍ未満のＶ系析出物は特定困難であり、さらに、円相当径が５ｎｍ以上のＶ系析出物の総面積と比較して、円相当径が５ｎｍ未満のＶ系析出物の総面積は無視できるほど小さい。そこで、本明細書では、円相当径（線分）が５ｎｍ以上のＶ系析出物を特定する。そして、特定した各Ｖ系析出物の面積を求める。上述のとおり、Ｖ系析出物は線分として観察される。そのため、Ｖ系析出物の線分長さの２乗を、そのＶ系析出物の面積と定義する。
　観察した１０視野において、特定したＶ系析出物の総面積（線分の総長さ）を求める。さらに、円相当径（線分長さ）が１５０ｎｍ超のＶ系析出物（粗大Ｖ系析出物）を特定する。そして、特定した粗大Ｖ系析出物の総面積（線分長さの２乗の総和）を求める。Ｖ系析出物の総面積、及び、粗大Ｖ系析出物の総面積とに基づいて、次式により、粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ（％）を求める。
　粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ＝粗大Ｖ系析出物の総面積／Ｖ系析出物の総面積×１００
　［浸炭窒化軸受部品の芯部のミクロ組織について］
　浸炭窒化軸受部品の芯部のミクロ組織は、実質的にマルテンサイト組織である。ここでいうマルテンサイト組織とは、マルテンサイトの面積率が９０．０％以上の組織を意味する。ここでいうマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、焼戻しベイナイトも含む。浸炭窒化軸受部品の表層に浸炭窒化層が形成されているため、浸炭窒化軸受部品の芯部のミクロ組織が上述のマルテンサイト組織となるのは当業者に自明である。芯部のミクロ組織において、マルテンサイト以外の相はたとえば、フェライト、パーライトである。
　［マルテンサイト面積率の測定方法］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部のミクロ組織中のマルテンサイトの面積率（％）は、次の方法で測定される。浸炭窒化軸受部品の芯部からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングする。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとする。
　各視野において、マルテンサイト、フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。フェライト及びパーライトの総面積率を用いて、マルテンサイト面積率（％）を次の方法で求める。
　マルテンサイト面積率＝１００．０－フェライト及びパーライトの総面積率
　［浸炭窒化軸受部品の表面におけるＣ濃度、Ｎ濃度及びロックウェルＣ硬さ］
　浸炭窒化軸受部品の表面でのＣ濃度、Ｎ濃度及びロックウェルＣ硬さＨＲＣは次のとおりである。
　表面のＣ濃度：質量％で０．７０～１．２０％
　浸炭窒化軸受部品の表面のＣ濃度は０．７０～１．２０％である。表面のＣ濃度が低すぎれば、表面硬さが低くなりすぎ、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。一方、表面のＣ濃度が高すぎれば、粗大な炭窒化物等が生成して、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。表面のＣ濃度が０．７０～１．２０％であれば、耐摩耗性及び水素発生環境下での剥離寿命に優れる。表面のＣ濃度の好ましい下限は０．７２％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７８％であり、さらに好ましくは０．８０％である。表面のＣ濃度の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％であり、より好ましくは１．００％である。
　表面のＮ濃度：質量％で０．１５～０．６０％
　浸炭窒化軸受部品の表面のＮ濃度は０．１５～０．６０％である。表面のＮ濃度が低すぎれば、微細な炭窒化物の生成が抑制されるため、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。一方、表面のＮ濃度が高すぎれば、残留オーステナイトが過剰に多く生成される。この場合、浸炭窒化軸受部品の表面の硬さが低下してしまい、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。表面のＮ濃度が０．１５～０．６０％であれば、浸炭窒化軸受部品は、耐摩耗性及び水素発生環境下での剥離寿命に優れる。表面のＮ濃度の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。表面のＮ濃度の好ましい上限は０．５８％であり、さらに好ましくは０．５６％であり、さらに好ましくは０．５４％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　表面のＣ濃度及びＮ濃度は次の方法で測定される。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、浸炭窒化軸受部品の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度及びＮ濃度を測定する。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義する。同様に、測定されたＮ濃度の算術平均値を表面Ｎ濃度（質量％）と定義する。
　表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣ：５８～６５
　浸炭窒化軸受部品の表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８～６５である。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣが５８未満であれば、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。一方、表面のロックウェルＣ硬さが６５を超えれば、微細なき裂の発生及び進展が容易になり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。表面のロックウェルＣ硬さは５８～６５であれば、優れた耐摩耗性及び水素発生環境下での優れた剥離寿命が得られる。表面のロックウェルＣ硬さの好ましい下限は５９である。表面のロックウェルＣ硬さの好ましい上限は６４である。
　浸炭窒化軸受部品のロックウェルＣ硬さＨＲＣは次の方法で測定される。浸炭窒化軸受部品の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定する。特定された４つの測定位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施する。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面でのロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義する。
　以上の構成を有する本実施形態の浸炭窒化軸受部品は、芯部において、各元素含有量が上述の本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たす。さらに、表面におけるＣ濃度は質量％で０．７０～１．２０％であり、表面におけるＮ濃度は質量％で０．１５～０．６０％であり、表面におけるロックウェル硬さＨＲＣは５８～６５である。そのため、優れた耐摩耗性及び優れた芯部の靱性が得られ、さらに、水素発生環境下において優れた剥離寿命が得られる。
　［浸炭窒化軸受部品の製造方法］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の製造方法の一例を説明する。以降に説明する浸炭窒化軸受部品の製造方法は、本実施形態の浸炭窒化軸受部品を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する浸炭窒化軸受部品は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の浸炭窒化軸受部品の製造方法の好ましい一例である。
　始めに、本実施形態の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の製造方法について説明する。
　［浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材について］
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．１７～０．３０％、Ｖ：０．２４～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０３００％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００１０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（４）を満たし、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が１０．０％以上であり、残部がベイナイトからなり、化学組成中のＶ含有量（質量％）に対する、電解抽出残渣中のＶ含有量（質量％）の割合が１０．０％以下である。上述の鋼材の化学組成は、本実施形態の浸炭窒化軸受部品の芯部の化学組成に相当する。
　本実施形態の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材では、Ｖ系析出物（Ｖ炭化物及びＶ複合炭化物）は十分に固溶しており、Ｖ系析出物の残存量が十分に低い。具体的には、化学組成中のＶ含有量（質量％）に対する、電解抽出残渣中のＶ含有量（質量％）の割合（以下、残渣中Ｖ量割合ＲＡＶという）が１０．０％以下である。鋼材の電解抽出残渣中のＶ含有量を［Ｖ］Ｒとし、鋼材の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］Ｃと定義した場合、鋼材の電解抽出残渣中のＶ含有量を［Ｖ］Ｒとし、鋼材の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］Ｃと定義した場合、残渣中Ｖ量割合ＲＡＶは次の式（Ａ）で定義される。
　ＲＡＶ＝［Ｖ］Ｒ／［Ｖ］Ｃ×１００　（Ａ）
　残渣中Ｖ量割合ＲＡＶが１０．０％を超える場合、鋼材において、Ｖ系析出物（Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等）が十分に固溶しておらず、鋼材中に残存する。この場合、鋼材を素材とした浸炭窒化軸受部品の製造工程中において、鋼材中に残存しているＶ系析出物が成長して、円相当径が１５０ｎｍ超の粗大Ｖ系析出物となる。粗大Ｖ系析出物は、水素をトラップする能力が低いため、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の使用中において、組織変化を引き起こしやすい。組織変化が発生すれば、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低下する。
　浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の残渣中Ｖ量割合ＲＡＶが１０．０％以下であれば、鋼材において、Ｖ系析出物が十分に固溶している。そのため、浸炭窒化軸受部品中に円相当径が１５０ｎｍ超の粗大Ｖ系析出物が生成しにくい。その結果、粗大Ｖ系析出物に起因した水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命の低下が抑制される。残渣中Ｖ量割合ＲＡＶの好ましい上限は９．５％であり、さらに好ましくは９．２％であり、さらに好ましくは９．０％であり、さらに好ましくは８．５％であり、さらに好ましくは８．３％であり、さらに好ましくは８．０％であり、さらに好ましくは７．５％であり、さらに好ましくは７．０％であり、さらに好ましくは６．５％であり、さらに好ましくは６．０％である。
　なお、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の電解抽出残渣中のＶ含有量は次の方法で測定できる。初めに、鋼材中の析出物及び介在物を残渣として捕捉する。鋼材から、直径６ｍｍで長さ５０ｍｍの円柱試験片を採取する。具体的には、鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面（以下、横断面という）のＲ／２位置から上述の円柱試験片を３個採取する。採取した円柱試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した円柱試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）で電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にて鋼材（母材）を１００質量％とした場合のＶ含有量を質量％単位で定量する。各円柱試験片の電解抽出残渣中のＶ含有量の算術平均値（つまり、３つのＶ含有量の算術平均値）を、鋼材の電解抽出残渣中のＶ含有量［Ｖ］Ｒと定義する。電解抽出残渣中のＶ含有量［Ｖ］Ｒは、上述の算術平均値の小数第２位を四捨五入して得られた値である。鋼材の化学組成中のＶ含有量［Ｖ］Ｃと、上記測定により得られた電解抽出残渣中のＶ含有量［Ｖ］Ｒとを用いて、式（Ａ）により残渣中Ｖ量割合ＲＡＶを求める。残渣中Ｖ量割合ＲＡＶは小数第２位を四捨五入して得られた値である。
　ＲＡＶ＝［Ｖ］Ｒ／［Ｖ］Ｃ×１００　（Ａ）
　以上の構成を有する本実施形態の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して鋼材を製造する熱間加工工程とを備える。以下、各工程について説明する。
　［製鋼工程］
　製鋼工程では、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たす上記化学組成を有する溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。たとえば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。
　上述の精錬方法により製造された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により素材を製造する。たとえば、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。また、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルーム又はビレットを製造してもよい。以上の方法により、素材（ブルーム、インゴット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、素材準備工程にて準備された素材（ブルーム又はインゴット）に対して、熱間加工を実施して、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材を製造する。鋼材は、棒鋼又は線材である。
　熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上の工程により、粗圧延工程では、素材をビレットに製造する。
　粗圧延工程での加熱炉での加熱温度及び保持時間は次のとおりとする。
　加熱温度：１１５０～１３００℃
　上記加熱温度での保持時間：１．５～１０．０時間
　ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０～１３００℃での保持時間（時間）である。
　加熱温度が１１５０℃未満、又は、加熱温度が１１５０～１３００℃での保持時間が１．５時間未満であれば、素材中のＶ炭化物及びＶ複合炭化物が十分に固溶しない。そのため、残渣中Ｖ量割合ＲＡＶが１０．０％を超える。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１５０～１３００℃での保持時間が１０．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
　粗圧延工程の加熱温度が１１５０～１３００℃であり、かつ、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５～１０．０時間であれば、素材中のＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。
　仕上げ圧延工程では、初めに、加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材である棒鋼又は線材を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度及び保持時間は次のとおりとする。
　加熱温度：１１５０～１３００℃
　上記加熱温度での保持時間：１．５～５．０時間
　ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０～１３００℃での保持時間（時間）である。
　仕上げ圧延工程では、なるべく、仕上げ圧延工程中にＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が析出するのを抑制する。仕上げ圧延工程の加熱炉での加熱温度が１１５０℃未満であったり、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５時間未満であれば、仕上げ圧延時において圧延機に掛かる負荷が過剰に大きくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１５０～１３００℃での保持時間が５．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
　仕上げ圧延工程での加熱温度が１１５０～１３００℃であり、かつ、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５～５．０時間であれば、素材中のＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。
　仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材を製造する。好ましくは、仕上げ圧延後の鋼材であって、鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲを、０．１～５．０℃／秒とする。鋼材温度が８００～５００℃では、オーステナイトからフェライト、パーライト、又はベイナイトへの相変態が生じる。鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲが０．１～５．０℃／秒であれば、ミクロ組織中にマルテンサイトが生成するのを抑制することができ、ミクロ組織が、フェライト及びパーライトの総面積率が１０．０％以上であり、残部がベイナイトからなる組織となる。
　なお、平均冷却速度ＣＲは次の方法で測定する。仕上げ圧延後の鋼材は、搬送ラインで下流に搬送される。搬送ラインには、複数の測温計が搬送ラインに沿って配置されており、搬送ラインの各位置での鋼材温度を測定可能である。搬送ラインに沿って配置された複数の測温計に基づいて、鋼材温度が８００℃～５００℃となるまでの時間を求め、平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）を求める。たとえば、搬送ラインに複数の徐冷カバーを間隔を開けて配置することにより、平均冷却速度ＣＲを調整できる。
　以上の製造工程により、上述の構成を有する鋼材を製造できる。
　［浸炭窒化軸受部品の製造方法］
　上述の構成を有する浸炭窒化軸受部品の製造方法の一例は次のとおりである。初めに、浸炭窒化軸受部品の素材となる本実施形態の鋼材を所定の形状に加工して中間品を製造する。加工方法はたとえば、熱間鍛造や機械加工である。機械加工はたとえば、切削加工である。熱間鍛造は、周知の条件で実施すれば足りる。熱間鍛造工程での鋼材の加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の中間品を放冷する。なお、熱間鍛造後に機械加工工程を実施してもよい。機械加工工程を実施する前の鋼材又は中間品に対して、周知の球状化焼鈍処理を実施してもよい。機械加工では鋼材（中間品）の被削性が高い方が好ましい。上述の浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材は被削性に優れる。したがって、本実施形態の鋼材は、機械加工工程に適する。
　製造された中間品に対して、浸炭窒化処理を実施して、浸炭窒化軸受部品を製造する。浸炭窒化処理は、上述のとおり、浸炭窒化焼入れと、焼戻しとを含む。浸炭窒化焼入れでは、周知の浸炭変成ガスにアンモニアガスを含有した周知の雰囲気ガス中において、中間品をＡｃ３変態点以上の浸炭窒化温度に加熱及び保持した後、急冷する。焼戻し処理では、浸炭窒化焼入れされた中間品を１００～５００℃の焼戻し温度で所定時間保持する。ここで、浸炭変成ガスとは、周知の吸熱型変成ガス（ＲＸガス）を意味する。ＲＸガスは、ブタン、プロパン等の炭化水素ガスを空気と混合させ、加熱されたＮｉ触媒を通過させて反応させたガスであり、ＣＯ、Ｈ２、Ｎ２等を含む混合ガスである。
　浸炭窒化軸受部品の表面Ｃ濃度、表面Ｎ濃度、及び、表面硬さは、浸炭窒化焼入れ、及び、焼戻しの条件を制御することにより調整可能である。具体的には、表面Ｃ濃度及び表面Ｎ濃度は、浸炭窒化焼入れ時の雰囲気ガス中のカーボンポテンシャル及びアンモニア濃度等を制御することにより調整される。
　具体的には、浸炭窒化軸受部品の表面Ｃ濃度は、主に、浸炭窒化焼入れのカーボンポテンシャル、浸炭窒化温度、及び、浸炭窒化温度での保持時間で調整される。カーボンポテンシャルが高く、浸炭窒化温度が高く、浸炭窒化温度での保持時間が長いほど、表面Ｃ濃度が高くなる。一方、カーボンポテンシャルが低く、浸炭窒化温度が低く、浸炭窒化温度での保持時間が短いほど、表面Ｃ濃度が低くなる。
　表面Ｎ濃度は、主に、浸炭窒化焼入れのアンモニア濃度、浸炭窒化温度、及び、浸炭窒化温度での保持時間で調整される。アンモニア濃度が高く、浸炭窒化温度が低く、浸炭窒化温度での保持時間が長いほど、表面Ｎ濃度が高くなる。一方、アンモニア濃度が低く、浸炭窒化温度が高く、浸炭窒化温度での保持時間が短いほど、表面Ｎ濃度が低くなる。なお、表面Ｎ濃度が増加すると、残留オーステナイトが多量に生成して、表面硬さが低下する。
　表面硬さは、表面Ｃ濃度及び表面Ｎ濃度と関連する。具体的には、表面Ｃ濃度及び表面Ｎ濃度が高くなれば、表面硬さも高くなる。一方、表面Ｃ濃度及び表面Ｎ濃度が低くなれば、表面硬さも低下する。
　浸炭窒化焼入れによって上昇した表面硬さは、焼戻しにより低下させることができる。焼戻し温度を高く、焼戻し温度での保持時間を長くすれば、浸炭窒化軸受部品の表面硬さは低下する。焼戻し温度を低く、焼戻し温度での保持時間を短くすれば、浸炭窒化軸受部品の表面硬さは高く維持できる。
　浸炭窒化焼入れの好ましい条件は次のとおりである。
　雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰ：０．７０～１．４０
　雰囲気ガス中のカーボンポテンシャルＣＰが０．７０以上であれば、浸炭窒化軸受部品の表面のＣ濃度が十分に高まり、たとえば、表面Ｃ濃度が質量％で０．７０％以上になる。この場合、浸炭窒化処理により十分な量の炭窒化物が生成して、耐摩耗性が顕著に高まる。また、カーボンポテンシャルＣＰが１．４０以下であれば、表面Ｃ濃度が１．２０％以下となり、粗大な炭窒化物の生成が十分に抑えられる。したがって、好ましいカーボンポテンシャルＣＰは０．７０～１．４０である。
　雰囲気中の浸炭変成ガス流量に対するアンモニア濃度：１．００～６．００％
　雰囲気中の浸炭変成ガス流量に対するアンモニア濃度とは、浸炭変成ガス流量を１００％とした場合のアンモニア濃度（質量％）を意味する。浸炭変成ガス流量に対するアンモニア濃度が１．００％以上であれば、浸炭窒化軸受部品の表面Ｎ濃度が十分に高まり、表面Ｎ濃度が０．１５％以上となる。この場合、浸炭窒化処理により十分な量の炭窒化物が生成して、耐摩耗性が顕著に高まる。また、浸炭変成ガス流量に対するアンモニア濃度が６％以下であれば、浸炭窒化軸受部品の表面Ｎ濃度が０．６０％以下となる。この場合、粗大な炭窒化物の生成が十分に抑えられる。したがって、雰囲気中の浸炭変成ガス流量に対するアンモニア濃度は１．００～６．００％である。
　浸炭窒化時の保持温度（浸炭窒化温度）：８３０～９３０℃
　浸炭窒化温度での保持時間：３０～１００分
　浸炭窒化温度が低すぎれば、Ｃ及びＮ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処理時間が長くなり、製造コストが高くなる。一方、浸炭窒化温度が高すぎれば、雰囲気中のアンモニアが分解し、鋼材に侵入するＮ量が減少する。さらに、侵入したＣ及びＮの鋼材マトリクス中への固溶量が増加する。そのため、十分な量の炭窒化物が生成せず、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。したがって、浸炭窒化温度は８３０～９３０℃である。
　浸炭窒化温度での保持時間は、鋼材の表面に十分なＣ濃度及びＮ濃度を確保できれば、特に制限されない。保持時間はたとえば、３０～１００分である。
　焼入れ温度：８３０～９３０℃
　焼入れ温度は低すぎれば、鋼中に十分なＣを固溶させることができず、鋼の硬さが低下する。一方、焼入れ温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化し、結晶粒界に沿った粗大な炭窒化物が析出しやすくなる。したがって、焼入れ温度は８３０～９３０℃である。なお、浸炭窒化温度が、浸炭焼入れ温度を兼用していてもよい。
　焼戻しの好ましい条件は次のとおりである。
　焼戻し温度：１５０～２００℃
　焼戻し温度での保持時間：３０～２４０分
　焼戻し温度が低すぎれば、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が十分に得られない。一方、焼戻し温度が高すぎれば、浸炭窒化軸受部品の表面硬さが低下し、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。したがって、焼戻し温度は１５０～２００℃である。
　焼戻し温度での保持時間が短すぎれば、十分な芯部の靭性が得られない。一方、保持時間が長すぎれば、表面硬さが低下し、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低下する。したがって、焼戻し温度での保持時間は３０～２４０分である。
　以上の製造工程により、本実施形態の浸炭窒化軸受部品が製造される。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。
　表１に示す種々の化学組成を有する溶鋼を転炉を用いて製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の空白は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。また、鋼種Ｙは従来鋼材であるＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２に相当する化学組成を有した。本実施例では、鋼種Ｙを比較基準鋼材と称する。表１の各溶鋼を連続鋳造してブルームを製造した。ブルームに対して粗圧延工程を実施した。具体的には、ブルームを表２に示す加熱温度（℃）で加熱した。加熱温度での保持時間はいずれも、３．０～３．５時間であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　加熱後のブルームを分塊圧延して、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形横断面を有するビレットを製造した。さらに、ビレットに対して仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、ビレットを表２に示す加熱温度（℃）で加熱した。加熱温度での保持時間はいずれも、２．５～３．０時間であった。加熱されたビレットを熱間圧延して、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。製造後のビレットに対して、表２に示す平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）で冷却した。以上の工程により鋼材である棒鋼を製造した。なお、比較基準鋼材についても同様の製造条件により、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。比較基準鋼材の粗圧延工程での加熱温度は１２５０℃であり、保持時間は３．０時間であった。仕上げ圧延工程での加熱温度は１２５０℃であり、保持時間は２．５時間であった。平均冷却速度ＣＲは１．０℃／秒であった。
　［評価試験］
　製造された鋼材（棒鋼）に対して、ミクロ組織観察試験、残渣中Ｖ量割合ＲＡＶ測定試験、被削性評価試験、靭性評価試験、耐摩耗性評価試験、及び、水素発生環境下での剥離寿命評価試験を実施した。
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の鋼材（棒鋼）の長手方向（軸方向）に垂直な断面（横断面）のうち、Ｒ／２位置からサンプルを採取した。採取したサンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとした。
　各視野において、コントラストに基づいて、各相（フェライト、パーライト、ベイナイト）を特定した。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求めた。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。フェライト及びパーライトの総面積率（％）は、小数第２位を四捨五入して得られた値とした。なお、各試験番号において、フェライト及びパーライト以外のミクロ組織はベイナイトであった（ただし、介在物及び析出物を除く）。各試験番号のフェライト及びパーライトの総面積率を表２中の「Ｆ＋Ｐ総面積率」欄に示す。
　［残渣中Ｖ量割合ＲＡＶ測定試験］
　各試験番号の鋼材（棒鋼）の長手方向（軸方向）に垂直な断面（横断面）のうち、Ｒ／２位置から、直径６ｍｍで長さ５０ｍｍの円柱試験片を３個を採取した。採取した円柱試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得た。電解研磨した試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）で電解した。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉した。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にて鋼材（母材）を１００質量％とした場合のＶ含有量を質量％単位で定量した。各円柱試験片の電解抽出残渣中のＶ含有量の算術平均値（つまり、３つのＶ含有量の算術平均値）を、鋼材の電解抽出残渣中のＶ含有量を［Ｖ］Ｒと定義した。電解抽出残渣中のＶ含有量［Ｖ］Ｒは、上述の算術平均値の小数第２位を四捨五入して得られた値とした。鋼材の化学組成中のＶ含有量［Ｖ］Ｃと、上記測定により得られた電解抽出残渣中のＶ含有量［Ｖ］Ｒとを用いて、式（Ａ）により残渣中Ｖ量割合ＲＡＶ（％）を求めた。残渣中Ｖ量割合ＲＡＶは小数第２位を四捨五入して得られた値とした。
　ＲＡＶ＝［Ｖ］Ｒ／［Ｖ］Ｃ×１００　（Ａ）
　得られた残渣中Ｖ量割合ＲＡＶ（％）を表２中の「ＲＡＶ」欄に示す。
　［被削性評価試験］
　各試験番号の鋼材（直径６０ｍｍの棒鋼）に対して、外周旋削加工を実施して、工具寿命を評価した。具体的には、各試験番号の棒鋼に対して、次の条件で外周旋削加工を実施した。使用した切削工具は、ＪＩＳ　Ｂ　４０５３（２０１３）に規定のＰ１０に相当する超硬合金とした。切削速度を１５０ｍ／分とし、送り速度を０．１５ｍｍ／ｒｅｖとし、切込み量を１．０ｍｍとした。なお、旋削時には潤滑剤を使用しなかった。
　上述の切削条件にて外周旋削加工を実施して、切削工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍになるまでの時間を工具寿命（Ｈｒ）と定義した。比較基準鋼材の工具寿命を基準とし、各試験番号の工具寿命比を次の式で求めた。
　工具寿命比＝各試験番号の工具寿命（Ｈｒ）／比較基準鋼材の工具寿命（Ｈｒ）
　得られた工具寿命比が０．８以上であれば、被削性に優れると判断した（表２中の被削性評価欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。一方、工具寿命比が０．８未満であれば、被削性が低いと判断した（表２中の被削性評価欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表記）。
　［靭性評価試験］
　靭性評価試験を次の方法で実施した。各試験番号の棒鋼に対して、機械加工（外周旋削加工）を実施して、直径４０ｍｍの中間品（棒鋼）とした。機械加工後の中間品に対して浸炭窒化処理を模擬して、図３に示すヒートパターンの焼入れ及び焼戻し（模擬浸炭窒化処理）を実施した。図３を参照して、模擬浸炭窒化処理での焼入れ処理では、焼入れ温度は９００℃とし、保持時間を６０分とした。保持時間経過後の中間品（棒鋼）を油冷した（図中「ＯＱ」と記載）。焼戻し処理では、焼戻し温度を１８０℃とし、保持時間を１２０分とした。保持時間経過後の中間品（棒鋼）を空冷した（図中「ＡＣ」と記載）。以上の模擬浸炭窒化処理を実施した棒鋼は、浸炭窒化軸受部品の芯部に相当した。以下、製造された棒鋼を、模擬浸炭窒化軸受部品と称する。
　模擬浸炭窒化軸受部品のＲ／２位置から、Ｖノッチを有するシャルピー試験片を採取した。シャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００９）に準拠したシャルピー試験を常温（２０℃±１５℃）で行った。試験により得られた吸収エネルギーを、切欠き部の原断面積（試験前の試験片の切欠き部の断面積）で除して、衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）を求めた。得られた衝撃値ｖＥ２０を表２中の「ｖＥ２０」欄に示す。
　さらに、上述の模擬浸炭窒化軸受部品から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠した棒状４号引張試験片を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を大気中、常温（２０℃±１５℃）にて実施し、得られた応力ひずみ曲線から、０．２％オフセット耐力σｙ（ＭＰａ）を求めた。得られた０．２％オフセット耐力σｙを表２中の「σｙ」欄に示す。
　得られたシャルピー衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）と０．２％耐力σｙ（ＭＰａ）とを用いて、靭性の評価指標Ｉｎｄｅｘを次の式で求めた。
　Ｉｎｄｅｘ＝σｙ×（ｖＥ２０）０．１
　得られたＩｎｄｅｘを表２中の「Ｉｎｄｅｘ」欄に示す。浸炭窒化軸受部品の芯部では、上記Ｉｎｄｅｘが９５０以上であることが要求される。したがって、靭性評価試験では、Ｉｎｄｅｘが９５０以上である場合、浸炭窒化軸受部品の芯部が靭性に優れると判断した（表２中の靱性評価欄で「Ｅ」印で表記）。一方、Ｉｎｄｅｘが９５０未満である場合、靭性が低いと判断した（表２中の靱性評価欄で「Ｂ」印で表記）。
　［耐摩耗性評価試験］
　耐摩耗性評価試験を次の方法で実施した。直径６０ｍｍの棒鋼から機械加工により図３に示す中間品を作製した。図４は、中間品の側面図である。図４中の数値は、中間品の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。図４中の「φ」の横の数値は、直径（ｍｍ）を示す。
　中間品に対して浸炭窒化焼入れ及び焼戻しを実施して、浸炭窒化軸受部品である小ローラ試験片を各試験番号で複数作製した。このとき、小ローラ試験片の表面Ｃ濃度が０．８０％、表面Ｎ濃度が０．３０％、表面硬さがロックウェルＣ硬さＨＲＣで６０となるように、浸炭窒化焼入れ及び焼戻しの条件を調整した。具体的には、浸炭窒化焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭窒化処理温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭窒化処理温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施し、冷却方法は油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度及び保持時間で実施し、保持時間経過後は空冷した。浸炭窒化焼入れ及び焼戻し後の中間品に対して、仕上げ加工（切削加工）を実施して、図５に示す形状の小ローラ試験片（浸炭窒化軸受部品）とした。図５中の数値は、試験片の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。図４中の「φ」の横の数値は、直径（ｍｍ）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　耐摩耗性評価試験として、各試験番号の小ローラ試験片に対し、ローラピッチング試験（２円筒転がり疲労試験）を実施した。具体的には、図６に示すとおり、直径を１３０ｍｍ、クラウニング半径を１５０ｍｍとする大ローラを準備した。大ローラの素材は、表１の比較基準鋼材である鋼種Ｙの化学組成を有した。大ローラの素材に対して、焼入れ処理及び焼戻し処理を実施した。焼入れ処理での焼入れ温度は８６０℃とし、焼入れ温度での保持時間は６０分とした。保持時間経過後、素材に対して８０℃の油で油冷した。焼入れ処理後の素材に対して焼戻し処理を実施した。焼戻し処理での焼戻し温度は１８０℃とし、焼戻し温度での保持時間を１２０分とした。以上の焼入れ処理及び焼戻し処理を実施した後、仕上げ加工を実施して、図６に示す大ローラとした。
　各試験番号の小ローラ試験片を用いて、次のローラピッチング試験を実施した。具体的には、小ローラ試験片の中心軸と大ローラの中心軸とが平行になるように、小ローラ試験片と大ローラとを配置した。そして、ローラピッチング試験を、次に示す条件で実施した。小ローラ試験片の中央部（直径２６ｍｍの部分）に対して、大ローラの表面を押し当てた。小ローラ試験片の回転数を１５００ｒｐｍとし、接触部での小ローラ試験片と大ローラとの回転方向を同一方向とし、すべり率を４０％とした。大ローラの回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラ試験片の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
　すべり率＝（Ｖ２－Ｖ１）／Ｖ２×１００
　試験中の小ローラ試験片と大ローラとの接触応力を３．０ＧＰａとした。試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル：ＡＴＦ）を油温８０℃の条件で、大ローラと小ローラ試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から２Ｌ／ｍｉｎで吹き付けた。繰り返し数を２×１０７回までとし、繰り返し数２×１０７回後に試験を終了した。
　耐摩耗性評価試験後の小ローラ試験片を用いて、平均摩耗深さ（μｍ）、表面硬さ（ＨＲＣ）、及び、表面Ｃ濃度（質量％）を次の方法で求めた。
　［平均摩耗深さ］
　試験後の試験片の摺動部分の粗さを測定した。具体的には、小ローラ試験片の周面において、円周方向に９０°ピッチで４箇所の位置で、粗さプロファイルを測定した。上記４箇所での粗さプロファイルの最大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。平均摩耗深さを表２中の「平均摩耗深さ」欄に示す。平均摩耗深さが１０μｍ以下であれば、耐摩耗性に優れると判断した（表２中の耐摩耗性評価において「Ｅ」で表記）。一方、平均摩耗深さが１０μｍを超えた場合、耐摩耗性が低いと判断した（表２中の耐摩耗性評価において「Ｂ」で表記）。
　［表面硬さ］
　試験後の小ローラ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、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、ＪＩＳ　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施した。各測定箇所のロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面でのロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義した。得られたロックウェルＣ硬さを表２中の「ＨＲＣ」欄に示す。
　［表面Ｃ濃度及び表面Ｎ濃度］
　小ローラ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た。未摺動部の表面（周面）を含む切断面を含む試験片を採取した。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１０μｍ深さまで、０．１μｍピッチでＣ濃度及びＮ濃度を測定した。測定された値の算術平均値を、表面Ｃ濃度（質量％）及び表面Ｎ濃度（質量％）と定義した。得られたＣ表面Ｃ濃度（％）及び表面Ｎ濃度（％）を表２に示す。
　［浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ測定試験］
　耐摩耗性評価試験を実施していない小ローラ試験片（浸炭窒化軸受部品）を用いて、次の方法で芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率を測定した。小ローラ試験片を、小ローラ試験片の長手方向の中央位置で切断した。切断面の中心軸位置から厚さが０．５ｍｍの円板を採取した。エメリー紙を用いて円板の両側から研削研磨を実施して、円板の厚さを５０μｍにした。研削研磨後の円板から直径３ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを１０％過塩素酸－氷酢酸溶液中に浸漬して電解研磨を実施した。以上の工程により厚さ２００ｎｍ以下の薄膜試料を作製した。
　薄膜試料に対してＴＥＭ観察を実施した。具体的には、初めに、薄膜試料に対して菊池図形を解析して、薄膜試料の結晶方位を特定した。次に、特性した結晶方位に基づいて薄膜試料を傾斜させて、フェライト（ｂｃｃ）の（００１）面を観察できるように薄膜試料を配置した。配置後、薄膜試料の任意の１０視野を特定した。特定された各視野に対して、観察倍率を１００００倍とし、加速電圧を２００ｋＶとして、ＴＥＭ観察を実施した。各視野の面積は、２．００μｍ×２．００μｍとした。
　上述のとおり、Ｖ系析出物は、フェライトの｛００１｝面に沿って板状に生成する。そのため、図２に示すとおり、Ｖ系析出物１０は、フェライトの（００１）面のＴＥＭ画像において、［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分として観察される。なお、ＴＥＭ画像において、Ｖ析出物は母相と比較して、明度の低い黒色のコントラストで観察される。そこで、フェライトの（００１）面のＴＥＭ画像において、［１００］方位、又は、［０１０］方位に直線状に延びた線分を、Ｖ系析出物１０とみなした。
　各視野で観察された各Ｖ系析出物（線分）の長さを、そのＶ系析出物の円相当径とみなした。円相当径（線分）が５ｎｍ以上のＶ系析出物を特定した。そして、特定した各Ｖ系析出物の面積を求めた。上述のとおり、Ｖ系析出物は線分として観察される。そのため、Ｖ系析出物の線分長さの２乗を、そのＶ系析出物の面積と定義した。
　観察した１０視野において、特定したＶ系析出物の総面積（線分の総長さ）を求めた。さらに、円相当径（線分長さ）が１５０ｎｍ超のＶ系析出物（粗大Ｖ系析出物）を特定した。そして、特定した粗大Ｖ系析出物の総面積（線分の長さの２乗の総和）を求めた。Ｖ系析出物の総面積、及び、粗大Ｖ系析出物の総面積とに基づいて、次式により、粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ（％）を求めた。
　粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ＝粗大Ｖ系析出物の総面積／Ｖ系析出物の総面積×１００
　得られた粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡを表２中の「粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡ」欄に示す。
　［浸炭窒化軸受部品の芯部のミクロ組織のマルテンサイト面積率］
　耐摩耗性評価試験を実施していない小ローラ試験片を用いて、次の方法で芯部のミクロ組織でのマルテンサイト面積率を測定した。小ローラ試験片を、小ローラ試験片の長手方向の中央位置で切断した。切断面の中心軸位置からミクロ組織観察用のサンプルを採取した。採取されたサンブルの表面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとした。各視野において、コントラストに基づいて、各相（マルテンサイト、フェライト、パーライト）を特定した。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求めた。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。フェライト及びパーライトの総面積率を用いて、マルテンサイト面積率（％）を次の方法で求めた。
　マルテンサイト面積率＝１００．０－フェライト及びパーライトの総面積率
　測定の結果、いずれの試験番号においても、マルテンサイト面積率は９０．０％以上であった。
　［水素発生環境下での剥離寿命試験］
　各試験番号の鋼材（直径６０ｍｍの棒鋼）から、機械加工により、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の中間品を作成した。中間品の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。中間品に対して、浸炭窒化処理（浸炭窒化焼入れ及び焼戻し）を実施して、浸炭窒化軸受部品を製造した。このとき、各浸炭窒化軸受部品の表面Ｃ濃度が０．８０％、表面Ｎ濃度が０．３０％、及び、表面ロックウェルＣ硬さＨＲＣが６０となるように、浸炭窒化焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、浸炭窒化焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、雰囲気中の浸炭変成ガスに対するアンモニア濃度、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭窒化処理温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭窒化処理温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施し、冷却方法は油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度及び保持時間で実施し、保持時間経過後は空冷した。得られた浸炭窒化軸受部品の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。
　なお、水素発生環境下での剥離寿命試験において、比較基準鋼材である鋼種Ｙについては、上述の浸炭窒化処理に代えて、次の焼入れ処理及び焼戻し処理を実施した。具体的には、直径６０ｍｍの鋼種Ｙの棒鋼から、機械により、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の中間品を作成した。中間品の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。中間品に対して、焼入れ処理を実施した。焼入れ処理での焼入れ温度は８６０℃とし、焼入れ温度での保持時間は６０分とした。保持時間経過後、中間品に対して８０℃の油を用いた油冷を実施した。なお、焼入れ処理後の中間品に脱炭が生じないように、焼入れ処理に用いる熱処理炉の炉内雰囲気を調整した。焼入れ処理後の中間品に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理での焼戻し温度は１８０℃とし、焼戻し温度での保持時間を１２０分とした。得られた浸炭窒化軸受部品の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。
　各試験番号の転動疲労試験片、及び、比較基準鋼材（鋼種Ｙ）の転動疲労試験片を用いて、次の剥離寿命試験を実施した。具体的には、水素発生環境を模擬するため、２０％チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ４ＳＣＮ）水溶液中に転動疲労試験片を浸漬させて水素チャージ処理を実施した。具体的には、水溶液温度５０℃、浸漬時間２４時間で水素チャージ処理を実施した。
　水素チャージ処理した転動試験片に対して、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３．０ＧＰａとし、繰り返し速度を１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用した潤滑油はタービン油とし、試験時に用いた鋼球は、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２の調質材とした。
　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「剥離寿命」と定義した。各試験番号の剥離寿命Ｌ１０の、鋼種Ｙの剥離寿命Ｌ１０に対する比を剥離寿命比と定義した。つまり、次式により、剥離寿命比を求めた。
　剥離寿命比＝各試験番号の剥離寿命／鋼種Ｙの剥離寿命
　得られた剥離寿命比を表２の「剥離寿命比」欄に示す。得られた剥離寿命比が２．０以上であれば、水素発生環境下での剥離寿命に優れると判断した（表２中の「剥離寿命比」の「評価」欄で「Ｅ」で表記）。一方、剥離寿命比が２．０未満であれば、水素発生環境下での剥離寿命が低いと判断した（表２中の「剥離寿命比」の「評価」欄で「Ｂ」で表記）。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。表２を参照して、試験番号１～１０の化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件も適切であった。そのため、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材では、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が１０．０％以上であり、残部がベイナイトからなり、残渣中Ｖ量割合ＲＡＶが１０．０％以下であった。その結果、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の工具寿命比は０．８以上であり、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材において、優れた被削性が得られた。さらに、模擬浸炭窒化処理後において、Ｉｎｄｅｘはいずれも９５０以上であり、浸炭窒化軸受部品の芯部において優れた靱性が得られることが予想できた。さらに、浸炭窒化軸受部品の表面Ｃ濃度は０．７０～１．２０％であり、表面Ｎ濃度は０．１５～０．６０％であり、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８～６５であった。さらに、浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡは１５．０％以下であった。その結果、耐摩耗性評価試験において、平均摩耗深さは１０μｍ以下であり、浸炭窒化軸受部品は耐摩耗性に優れた。さらに、耐水素発生環境下での剥離寿命試験において、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比は２．０以上であり、水素発生環境下での剥離寿命に優れた。
　一方、試験番号１１では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号１２では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号１３では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、耐摩耗性評価試験において、平均摩耗深さは１０μｍを超え、耐摩耗性が低かった。さらに、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号１４では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材の工具寿命比は０．８未満であり、被削性が低かった。
　試験番号１５では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、耐摩耗性評価試験において、平均摩耗深さは１０μｍを超え、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低かった。さらに、剥離寿命比が２．０未満であり、浸炭窒化軸受部品の水素発生環境下での剥離寿命が低かった。
　試験番号１６では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％を超えた。その結果、模擬浸炭窒化処理後において、Ｉｎｄｅｘが９５０未満となり、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が低かった。さらに、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が低かった。
　試験番号１７では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、耐摩耗性評価試験において、浸炭窒化軸受部品の平均摩耗深さは１０μｍを超え、耐摩耗性が低かった。さらに、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号１８では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％を超えた。その結果、模擬浸炭窒化処理後において、Ｉｎｄｅｘが９５０未満となり、浸炭窒化軸受部品の芯部の靱性が低かった。さらに、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号１９では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号２０では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、フェライト及びパーライトの総面積率が１０．０％未満となった。その結果、鋼材の工具寿命比は０．８未満であり、被削性が低かった。
　試験番号２１及び２２では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、耐摩耗性評価試験において、浸炭窒化軸受部品の平均摩耗深さは１０μｍを超え、浸炭窒化軸受部品の耐摩耗性が低かった。さらに、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号２３及び２４では、化学組成において各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ４が式（４）の下限未満であった。そのため、浸炭窒化軸受部品の剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での浸炭窒化軸受部品の剥離寿命が低かった。
　試験番号２５では、化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たした。しかしながら、粗圧延工程での加熱温度が低すぎた。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％を超えた。その結果、模擬浸炭窒化処理後において、Ｉｎｄｅｘが９５０未満となり、靱性が低かった。さらに、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が低かった。
　試験番号２６では、化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延工程での加熱温度が低すぎた。そのため、浸炭窒化軸受部品の芯部での粗大Ｖ系析出物面積比率ＲＡが１５．０％を超えた。その結果、模擬浸炭窒化処理後において、Ｉｎｄｅｘが９５０未満となり、靱性が低かった。さらに、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が低かった。
　以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　浸炭窒化軸受部品であって、
    　前記浸炭窒化軸受部品の表層に形成されている浸炭窒化層と、
    　前記浸炭窒化層よりも内部の芯部とを備え、
    　前記芯部の化学組成が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．２０～０．６０％、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
    　Ｖ：０．２４～０．４０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｎ：０．０３００％以下、
    　Ｏ：０．００１５％以下、
    　Ｃｕ：０～０．２０％、
    　Ｎｉ：０～０．２０％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．００１０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　式（１）～式（４）を満たし、
    　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＣ濃度は質量％で０．７０～１．２０％であり、
    　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるＮ濃度は質量％で０．１５～０．６０％であり、
    　前記浸炭窒化軸受部品の表面におけるロックウェル硬さＨＲＣは５８．０～６５．０であり、
    　前記芯部において、Ｖを含有する析出物をＶ系析出物と定義し、円相当径が１５０ｎｍ超の前記Ｖ系析出物を粗大Ｖ系析出物と定義したとき、Ｖ系析出物の総面積に対する粗大Ｖ系析出物の面積比率は１５．０％以下である、
    　浸炭窒化軸受部品。
    　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
    　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０　（２）
    　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
    　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０　（４）
    　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の浸炭窒化軸受部品であって、
    　前記芯部の化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０１～０．２０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．２０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、及び、
    　Ｔｉ：０．００５～０．１００％、からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
    　浸炭窒化軸受部品。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の浸炭窒化軸受部品であって、
    　前記芯部の化学組成は、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００１０％を含有する、
    　浸炭窒化軸受部品。
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