碳氮共渗轴承部件技术领域
本发明涉及轴承部件，进一步详细而言涉及实施了碳氮共渗淬火及回火的碳氮共
渗轴承部件。
背景技术
作为中型、大型的轴承部件用的钢材，有JIS G 4805(2008)中规定的SUJ3、SUJ5为
代表的轴承钢、JIS G 4053(2008)中规定的SNCM815为代表的SNCM系的表面硬化钢(case
hardening steel)。使用了这些钢的轴承部件的制造工序的一个例子如下所示。对钢材进
行热加工(例如热锻)、及切削加工，制作特定形状的中间品。对中间品实施热处理，调节成
特定的硬度及显微组织。热处理在轴承钢的情况下为淬火回火、在表面硬化钢的情况下为
渗碳处理(渗碳淬火及回火)。通过以上的工序制造轴承部件。
就轴承部件而言，有时要求优异的耐磨耗性及表面起点剥离寿命。此时，作为轴承
部件的制造工序中的上述热处理，实施碳氮共渗处理(碳氮共渗淬火及回火)代替渗碳处
理。碳氮共渗处理提高钢材的表层的碳浓度及氮浓度使钢材表层变硬。
关于轴承部件或轴承用钢材的技术，例如提出了日本特开平8-49057号公报(专利
文献1)、日本特开2008-280583号公报(专利文献2)、日本特开平11-12684号公报(专利文献
3)、及日本特开平6-287712号公报(专利文献4)。
专利文献1中，对含有大量V的钢材实施渗碳处理或碳氮共渗处理、向表层析出V碳
化物。记载了通过该V碳化物，滚动轴承具有优异的耐磨耗特性。
但是，专利文献1的钢材中的V含量高达0.8～2.0％。因此，实施碳氮共渗处理的情
况下，生成粗大的V碳化物及V碳氮化物，有时轴承部件的韧性大幅降低。
专利文献2公开的轴承用表面硬化钢中，着眼于相对于轴承寿命的氢致脆化，使V
系碳化物微细分散、捕氢位点的效果高。记载了由此提高面疲劳强度。
但是，专利文献2提出的技术中，韧性有时根据钢材中包含的S量、P量而降低。
专利文献3公开的冷锻用表面硬化钢中，以低成本化作为目的，调节钢的成分及显
微组织，实现球状化退火处理的迅速化。
但是，使用专利文献3提出的钢材制造轴承的情况下，有时淬透性及韧性低。
专利文献4公开的钢部件通过实施碳氮共渗淬火，表层包含大量的残留奥氏体。记
载了由此提高表面起点剥离寿命。
但是，专利文献4的钢材含有0.5％以上昂贵的Ni。因此，适用于中型及大型的轴承
部件的情况下，制造成本变高。
近年，冲击环境下、润滑不良环境下、及高面压条件下的轴承部件的长寿命化的要
求变高，期望韧性、耐磨耗性、及表面起点剥离寿命优异的技术的确立。以往，为了提高韧性
及表面起点剥离寿命，采用如下方法：对于JIS G 4053(2008)的SCM、SNCM为代表的表面硬
化钢或者使Si、Mn、Mo、V等合金元素恰当化的表面硬化钢进行渗碳、碳氮共渗，使残留奥氏
体增加。但是，残留奥氏体为软质的组织，因此残留奥氏体量增加时，耐磨耗性降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8-49057号公报
专利文献2：日本特开2008-280583号公报
专利文献3：日本特开平11-12684号公报
专利文献4：日本特开平6-287712号公报
发明内容
本发明的目的在于提供即使不含有Ni，也韧性高、耐磨耗性及表面起点剥离寿命
优异的碳氮共渗轴承部件。
本实施方式的碳氮共渗轴承部件具有如下的化学组成：以质量％计，含有C：0.15
～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Ti：0～0.10％，余量为Fe及杂质，且满足
式(1)及式(2)。表面的C浓度为0.7～1.2％、N浓度为0.15～0.6％、表面的洛氏硬度HRC为58
～65。
1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60…(1)
2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20…(2)
本实施方式的碳氮共渗轴承部件的韧性、耐磨耗性及表面起点剥离寿命优异。
附图说明
图1为示出实施例1中的对于淬透性评价试验、及韧性评价试验用的试验片的淬火
及回火的温度记录图的图。
图2为辊点蚀(roller pitting)试验中使用的小辊试验片的中间品的侧面图及横
截面图。
图3为由图2的中间品制造的小辊试验片的侧面图及横截面图。
图4为示出实施例2中使用的碳氮共渗淬火及回火的温度记录图的图。
图5为示出与图4不同的碳氮共渗淬火及回火的温度记录图的图。
具体实施方式
本发明人等针对钢的成分、尤其是C、Si、Cr、Mo、V对碳氮共渗轴承部件的耐磨耗
性、表面起点剥离寿命、淬透性、韧性造成的影响进行调查及研究。其结果，本发明人等得到
以下见解。
[针对耐磨耗性及表面起点剥离寿命]
为了对于钢材实施碳氮共渗淬火、回火等的表面硬化处理而提高钢材的耐磨耗
性，在钢材的表层使V碳化物及V碳氮化物等的微细的V析出物分散是有效的。但是，耐磨耗
性进而也受到表面硬化处理后的钢材的表面硬度、及钢材中的残留奥氏体量的影响。因此，
为了提高耐磨耗性，使V系析出物微细分散，并且调节对表面硬度及残留奥氏体量造成影响
的V量、Cr量及Mo量是有效的。
V生成碳化物及碳氮化物(以下，称为碳氮化物等)。因此，提高V含量时，碳氮共渗
轴承部件的耐磨耗性提高。但是，V含量过高时，钢材的热延性降低，热加工时(热轧时及热
锻时)变得容易发生开裂。进而，钢材中存在粗大的碳氮化物等的情况下，碳氮共渗处理后
的轴承部件的芯部的韧性降低。进而，轴承部件内残留粗大的碳氮化物等时，这些粗大析出
物变为应力集中源。此时，这些粗大析出物变为疲劳起点、表面起点剥离寿命降低。
抑制V含量并且调节V含量、Cr含量及Mo含量的平衡，由此上述粗大的碳氮化物等
的生成被抑制。以下，针对该点详细叙述。
为了使碳化物及碳氮化物之类的析出物微细分散，使析出物的核(析出核)的生成
位点增加是有效的。将V、Cr及Mo复合含有时，析出核生成位点增加、大量的碳氮化物等析
出。但是，这些碳氮化物等在热轧及热锻前的加热工序中残留而不固溶时，碳氮共渗处理中
残留的碳氮化物等粗大化。此时，表面起点剥离寿命降低。因此，热轧及热锻前的加热工序
中，使碳氮化物等充分地固溶。
对于使碳氮化物等固溶，升高加热温度即可。但是，提高加热温度时，显微组织(结
晶粒)粗大化、钢材的韧性降低。另外，由于设备上的限制，加热温度的上限被限制。因此，为
了能够抑制韧性的降低并且将碳氮化物等充分固溶，调节V量、Cr量及Mo量是有效的。
以上的考察作为前提进行调查研究的结果，本发明人等发现若轴承部件(碳氮共
渗轴承部件)的化学组成满足以下式(1)，则能够抑制表面起点剥离寿命的降低及韧性的降
低并且提高耐磨耗性。
1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60…(1)
此处，式(1)中的各元素代入对应元素的含量(质量％)。
定义为fn1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。fn1为1.20以下时，析出核生成位点不足。此时，
微细的碳氮化物等的析出变得不充分，耐磨耗性降低。另一方面，fn1为2.60以上的情况下，
耐磨耗性虽然提高，但未固溶的粗大碳氮化物等残留。因此，表面起点剥离寿命及韧性降
低。
[针对淬透性]
对于为实施碳氮共渗处理制造的轴承部件的素材的轴承用钢，要求高淬透性。轴
承用钢的化学组成(即，也为轴承部件的化学组成)满足式(2)时，轴承部件即使为大型也能
充分淬火、得到高强度。
2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20…(2)
此处，式(2)中的各元素代入对应元素的含量(质量％)。定义为fn2＝2.7C+0.4Si+
Mn+0.8Cr+Mo+V。fn2中规定的各元素均提高钢的淬透性。因此，fn2比2.20高时，得到充分的
淬透性，对于轴承部件而言，可以得到提高耐磨耗性所需的强度。
[针对韧性]
对于中型及大型的轴承部件，与优异的耐磨耗性、表面起点剥离寿命一同要求优
异的韧性(断裂韧性)。回火马氏体为主的组织的钢材的断裂韧性，主要受到以下方面的影
响：影响回火马氏体组织的强度、下部组织的C含量，引起晶界脆化的P含量，及钢材中的硫
化物的量。
因此，为了得到中型及大型的轴承部件所要求的强度及断裂韧性，C含量设为
0.15％以上。进而，为了提高断裂韧性，将P含量限制在0.015％以下。另外，硫化物不仅降低
断裂韧性、也降低表面起点剥离寿命。因此，S含量如上所述限制为0.005％以下。
基于以上的见解完成的本实施方式的碳氮共渗轴承部件具有如下的化学组成：以
质量％计，含有C：0.15～0.45％、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Ti：0～0.10％，余量为Fe
及杂质，且满足式(1)及式(2)。碳氮共渗轴承部件的表面的C浓度为0.7～1.2％、N浓度为
0.15～0.6％。碳氮共渗轴承部件的表面的洛氏硬度HRC为58～65。
1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60…(1)
2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20…(2)
此处，式(1)及式(2)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
上述碳氮共渗轴承部件的化学组成可以含有B：0.0003～0.0050％、Nb：0.005～
0.10％、及Ti：0.005～0.10％。
以下，针对本实施方式的碳氮共渗轴承部件详细进行叙述。关于元素的“％”，只要
没有特别说明，表示质量％。
[碳氮共渗轴承部件的化学组成]
就碳氮共渗轴承部件而言，对具有以下的化学组成的钢(碳氮共渗轴承用钢)实施
碳氮共渗淬火及回火来制造。因此，碳氮共渗轴承部件的化学组成含有以下元素。
C：0.15～0.45％
碳(C)提高钢的淬透性、提高碳氮共渗轴承部件的芯部的强度及韧性。C还提高碳
氮共渗轴承部件的表面起点剥离寿命。C含量过低时，得不到这些效果。另一方面，C含量过
高时，热加工后也残留粗大的碳化物及碳氮化物(碳氮化物等)，碳氮共渗轴承部件的韧性
及表面起点剥离寿命降低。因此，C含量为0.15～0.45％。C含量的优选下限为0.22％、进一
步优选为0.23％。C含量的优选上限为0.42％、进一步优选为0.41％。
Si：0.50％以下
硅(Si)不可避免地含有。Si提高钢的强度。Si还提高碳氮共渗轴承部件的表面起
点剥离寿命。但是，Si含量过高时，母材的硬度变得过高、切削时的工具寿命降低。Si含量过
高时，进而钢材的韧性及热加工性降低。因此，Si含量为0.50％以下。Si含量的优选下限为
0.01％、进一步优选为0.02％、进一步优选为0.05％。Si含量的优选上限为0.35％、考虑冷
加工性时，进一步优选上限为0.10％。
Mn：0.40～1.50％
锰(Mn)提高钢的淬透性，还提高碳氮共渗轴承部件的表面起点剥离寿命。Mn含量
过低时，得不到这些效果。另一方面，Mn含量过高时，母材的硬度变得过高、切削时的工具寿
命降低。Mn含量过高时，进而韧性降低、或淬火时发生淬火裂纹。因此，Mn含量为0.40～
1.50％。Mn含量的优选下限为0.45％、进一步优选为0.48％。Mn含量的优选上限为1.30％、
进一步优选为1.00％以下、进一步优选为0.75％。
P：0.015％以下
磷(P)为杂质。P在晶界偏析、降低碳氮共渗轴承部件的韧性。因此，P含量为
0.015％以下。优选的P含量的上限为0.013％、进一步优选为0.010％。P含量优选尽可能低。
S：0.005％以下
硫(S)为杂质。S在钢中生成硫化物、降低碳氮共渗轴承部件的表面起点剥离寿命。
因此，S含量为0.005％以下。为了进一步提高表面起点剥离寿命，S含量的优选上限为
0.004％、进一步优选为0.003％。S含量优选尽可能低。
Cr：0.30～2.0％
铬(Cr)提高钢的淬透性、提高碳氮共渗轴承部件的强度。Cr还通过与V及Mo复合而
含有，由此在碳氮共渗处理(碳氮共渗淬火及回火)时促进微细的析出物的生成，提高碳氮
共渗轴承部件的耐磨耗性。Cr含量过低时得不到这些效果。另一方面，Cr含量过高时，碳氮
共渗处理时的渗碳性降低。因此，Cr含量为0.30～2.0％。Cr含量的优选下限为0.50％、进一
步优选为0.60％。Cr含量的优选上限为1.8％、进一步优选为1.7％。
Mo：0.10～0.35％
钼(Mo)与Cr同样地提高钢的淬透性。Mo还通过与V及Cr复合而含有，由此在碳氮共
渗处理时促进微细的析出物的生成，提高碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性。Mo含量过低时，得
不到这些效果。另一方面，Mo含量过高时，钢的热加工性及切削性降低、进而制造成本变高。
因此，Mo含量为0.10～0.35％。Mo含量的优选下限为0.20％、进一步优选为0.22％。Mo含量
的优选上限为0.30％、进一步优选为0.28％。
V：0.20～0.40％
钒(V)与Cr及Mo同样地提高钢的淬透性。V还与C及N键合生成微细的析出物(碳氮
化物等)。本实施方式中，复合含有V、Cr及Mo，由此在碳氮共渗处理时生成大量微细的析出
物，碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性提高。V含量过低时，得不到这些效果。另一方面，V含量过
高时，热加工后也残留未固溶的粗大的碳化物等、碳氮共渗轴承部件的韧性及表面起点剥
离寿命降低。进而，钢的热加工性及切削性也降低。因此，V含量为0.20～0.40％。V含量的优
选下限为0.21％、进一步优选为0.22％。V含量的优选上限为0.38％、进一步优选为0.36％。
Al：0.005～0.10％
铝(Al)使钢脱氧。Al含量过低时，得不到该效果。另一方面，Al含量过高时，粗大的
氧化物系夹杂物在钢中残留，碳氮共渗轴承部件的表面起点剥离寿命降低。因此，Al含量为
0.005～0.10％。Al含量的优选下限为0.008％、进一步优选为0.010％。Al含量的优选上限
为0.050％、进一步优选为0.048％。此处所说的Al含量是指总Al(Total Al)的含量。
N：0.030％以下
氮(N)为杂质。N在钢中固溶、使钢的热加工性降低。因此，N含量为0.030％以下。N
含量的优选上限为0.025％、进一步优选为0.020％。N含量优选尽可能低。
O(氧)：0.0015％以下
氧(O)为杂质。O与钢中的其它元素键合生成氧化物，钢材的强度降低。O还生成氧
化物，并且促进MnS的粗大化，碳氮共渗轴承部件的表面起点剥离寿命降低。因此，O含量为
0.0015％以下。O含量的优选上限为0.0013％、进一步优选为0.0012％。O含量优选尽可能
低。
本实施方式的碳氮共渗轴承部件的化学组成的余量为Fe及杂质。此处，杂质是指，
将碳氮共渗轴承用钢工业制造时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等混入的物质，在
对本实施方式的碳氮共渗轴承部件不造成不良影响的范围内是被允许的。
本实施方式的碳氮共渗轴承部件的化学组成还可以含有选自由B、Nb、Ti组成的组
中的1种或2种以上。这些元素为任意元素，均提高碳氮共渗轴承部件的强度。
B：0～0.0050％
硼(B)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，B提高钢的淬透性、提高碳氮共
渗轴承部件的强度。B还抑制淬火时在奥氏体晶界的P及S偏析。但是，B含量过高时，生成B氮
化物(BN)、钢的韧性降低。因此，B含量为0～0.0050％。B含量的优选下限为0.0003％、进一
步优选为0.0005％、进一步优选为0.0010％。B含量的优选上限为0.0030％、进一步优选为
0.0025％。
Nb：0～0.10％
铌(Nb)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Nb与钢中的C及N键合形成碳化
物、氮化物、及碳氮化物。这些析出物使结晶粒微细化，通过析出强化提高碳氮共渗轴承部
件的强度。但是，Nb含量过高时，钢的韧性降低。因此，Nb含量为0～0.10％。Nb含量的优选下
限为0.005％、进一步优选为0.010％。Nb含量的优选上限为0.080％、进一步优选为
0.070％。
Ti：0～0.10％
钛(Ti)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ti与Nb同样地生成碳化物、氮
化物、及碳氮化物使结晶粒微细化，提高碳氮共渗轴承部件的强度。但是，Ti含量过高时，钢
的韧性降低。因此，Ti含量为0～0.10％。Ti含量的优选下限为0.005％、进一步优选为
0.010％。Ti含量的优选上限为0.080％、进一步优选为0.070％。
[针对式(1)]
本实施方式的碳氮共渗轴承部件的化学组成还满足式(1)。
1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60…(1)
此处，式(1)中的元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
Cr、Mo及V生成析出核生成位点，促进碳氮化物等析出物的生成。定义为fn1＝
0.4Cr+0.4Mo+4.5V。fn1为1.20以下时，析出核生成位点不足，因此难以生成微细的碳氮化
物等。因此，碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性降低。另一方面，fn1为2.60以上时，析出核生成
位点充分，耐磨耗性虽然提高，但热加工后未固溶的粗大的碳氮化物等也残留于钢中。此
时，在碳氮共渗淬火及回火时，粗大的碳氮化物等进一步生长而粗大化。因此，碳氮共渗轴
承部件的表面起点剥离寿命及韧性降低。因此，fn1的下限高于1.20、fn1的上限不足2.60。
fn1的优选下限为1.22。fn1的优选上限为2.58。
[针对式(2)]
本实施方式的碳氮共渗轴承部件的化学组成还满足式(2)。
2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20…(2)
此处，式(2)中的元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
定义为fn2＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V。fn2内的各元素均提高钢的淬透性。因
此，fn2为碳氮共渗轴承用钢的淬透性及碳氮共渗轴承部件的强度的指标。
fn2为2.20以下时，钢的淬透性过低。此时，碳氮共渗轴承部件的芯部的硬度降低、
碳氮共渗轴承部件的强度降低。因此，fn2超过2.20。此时，碳氮共渗轴承部件的强度充分提
高。fn2的优选下限为2.70、进一步优选为3.20。
[碳氮共渗轴承部件的表面的C浓度、N浓度及洛氏C硬度]
本实施方式的碳氮共渗轴承部件进而在表面具有以下特征。
表面的C浓度：以质量％计0.7～1.2％
通过碳氮共渗淬火及回火制造的碳氮共渗轴承部件的表面的C浓度为0.7～
1.2％。表面的C浓度过低时，表面硬度变得过低、耐磨耗性降低。另一方面，表面的C浓度过
高时，粗大的碳氮化物等残留，因此表面起点剥离寿命降低。表面的C浓度为0.7～1.2％时，
耐磨耗性及表面起点剥离寿命优异。表面的C浓度的优选下限为0.75％、进一步优选为
0.80％。表面的C浓度的优选上限为1.1％、进一步优选为1.05％、进一步优选为1.00％。
表面的N浓度：以质量％计为0.15～0.6％
通过碳氮共渗淬火及回火制造的碳氮共渗轴承部件的表面的N浓度为0.15～
0.6％。表面的N浓度过低时，碳氮共渗淬火后的残留奥氏体量过少、还抑制微细的碳氮化物
的生成，因此耐磨耗性降低。另一方面，表面的N浓度过高时，残留奥氏体过量地大量产生。
此时，碳氮共渗轴承部件的表面的硬度降低，因此强度及表面起点剥离寿命反而降低。表面
的N浓度为0.15～0.6％时，耐磨耗性及表面起点剥离寿命优异。表面的N浓度的优选下限为
0.18％、进一步优选为0.20％。表面的N浓度的优选上限为0.58％、进一步优选为0.56％、进
一步优选为0.54％。
表面的C浓度及N浓度以下述方法测定。使用电子射线显微分析仪(EPMA)，在渗碳
轴承部件的任意的表面位置，从表面至100μm深度为止，以1.0μm为间距测定C浓度及N浓度。
测定的C浓度的平均值定义为表面C浓度(质量％)。同样地，测定的N浓度的平均值定义为表
面N浓度(质量％)。
表面的洛氏C硬度HRC：58～65
通过碳氮共渗淬火及回火制造的碳氮共渗轴承部件的表面的洛氏C硬度HRC为58
～65。表面的洛氏C硬度HRC不足58时，耐磨耗性降低、进而表面起点剥离寿命也降低。另一
方面，表面的洛氏C硬度超过65时，出现微小的龟裂的情况下的进展敏感性提高，表面起点
剥离寿命反而降低。表面的洛氏C硬度为58～65时，得到优异的耐磨耗性及优异的表面起点
剥离寿命。表面的洛氏C硬度的优选下限为58.5、进一步优选为59.0。表面的洛氏C硬度的优
选上限为64.5、进一步优选为64.3。
碳氮共渗轴承部件的洛氏C硬度HRC以下述方法测定。碳氮共渗轴承部件的表面中
选定任意4处测定位置。在选定的4处测定位置，基于JIS Z2245(2011)，实施使用了C标尺的
洛氏硬度试验。将所得的洛氏C硬度HRC的平均值定义为表面的洛氏C硬度HRC。
[制造方法]
对上述的碳氮共渗轴承部件的制造方法的一个例子进行说明。
[碳氮共渗轴承用钢材的制造方法]
将具有上述的化学组成、且满足式(1)及式(2)钢水通过连续铸造法制成铸片。也
可以通过铸锭法将钢水制成铸锭(钢锭)。将铸片或铸锭进行热加工、制造钢片(中小型坯)。
例如，通过初轧将铸片或铸锭制成钢片。将钢片或铸片进行热加工，制造棒钢或线材等的碳
氮共渗轴承用钢材。热加工可以热轧、也可以热锻(热拔长等)。根据需要，可以对热轧前的
钢片或铸片实施均热扩散处理。对制造的碳氮共渗轴承用钢材，根据需要，可以实施正火处
理、球状化退火处理。通过以上的工序可制造碳氮共渗轴承用钢材。
[碳氮共渗轴承部件的制造方法]
将碳氮共渗轴承用钢材加工成特定的形状制造中间品。加工方法例如为机械加
工。机械加工例如为切削加工。
对制造的中间品实施碳氮共渗淬火及回火，制造碳氮共渗轴承部件。碳氮共渗淬
火在渗碳性气体中含有氨气的气氛中，将中间品加热至A3相变点以上并保持后进行急冷。
回火处理中，经碳氮共渗淬火的中间品以100～500℃的温度范围保持特定时间。
碳氮共渗轴承部件的表面C浓度、表面N浓度及表面硬度通过控制碳氮共渗淬火、
回火的条件来调节。具体而言，表面C浓度及表面N浓度通过控制碳氮共渗淬火时的气氛中
的碳势及氨浓度等来调节。
具体而言，表面C浓度主要用碳氮共渗淬火的碳势、加热温度、及保持时间来调节。
碳势越高、加热温度越高、保持时间越长，表面C浓度越高。另一方面，碳势越低、加热温度越
低、保持时间越短，表面C浓度越低。
表面N浓度主要用碳氮共渗淬火的氨浓度、加热温度、及保持时间来调节。氨浓度
越高、加热温度越低、保持时间越长，表面N浓度越高。另一方面，氨浓度越低、加热温度越
高、保持时间越短，表面N浓度越低。需要说明的是，表面N浓度增加时，残留奥氏体大量地生
成，表面硬度降低。
表面硬度与表面C浓度及表面N浓度相关。具体而言，表面C浓度及表面N浓度变高
时，表面硬度也变高。另一方面，表面C浓度及表面N浓度变低时，表面硬度也降低。但是，表
面N浓度过高时，残留奥氏体导致表面硬度降低。
通过碳氮共渗淬火而上升的表面硬度能够通过回火降低。回火温度高、回火温度
下的保持时间长时，表面硬度降低。回火温度低、回火温度下的保持时间短时，能够维持表
面硬度高。
碳氮共渗淬火的优选条件如下所示。
气氛中的碳势CP：0.7～1.4
气氛中的碳势CP过低时，碳氮共渗轴承部件的表面的C浓度不足0.7％。此时，不能
使充分量的碳氮化物分散、耐磨耗性降低。另一方面，碳势CP过高时，表面的C浓度超过
1.2％。此时，粗大的碳氮化物等残留，因此表面起点剥离寿命降低。因此，碳势CP为0.7～
1.4。
气氛中的氨相对于渗碳改性气体流量的浓度：1～6％
气氛中的氨相对于渗碳改性气体流量的浓度过低时，碳氮共渗轴承部件的表面的
N浓度不足0.15％。此时，不能使充分量的碳氮化物分散、耐磨耗性降低。另一方面，氨浓度
过高时，表面N浓度超过0.6％。此时，粗大的碳氮化物残留，因此表面起点剥离寿命降低。因
此，氨浓度为1～6％。
碳氮共渗时的保持温度(碳氮共渗温度)：830～930℃
碳氮共渗温度下的保持时间：3小时以上
碳氮共渗温度过低时，C及N的扩散速度变慢。此时，得到特定的热处理性状所需的
处理时间变长，生产成本增大。另一方面，碳氮共渗温度过高时，气氛中的氨分解，侵入至钢
材的N量减少，并且侵入的C及N在钢材基质中的固溶量增加。此时，不能使充分量的碳氮化
物分散、耐磨耗性降低。因此，碳氮共渗温度为830～930℃。
对于碳氮共渗温度下的保持时间，为了在钢表面确保充分的C浓度及N浓度，设为3
小时以上。需要说明的是，保持时间越长，C及N向钢中扩散。因此，保持时间根据需要延长即
可。
淬火温度：830～930℃
淬火温度下的保持时间：1小时以内
淬火温度越低时，不能使充分的C固溶在钢中，钢的硬度降低。另一方面，淬火温度
过高时，容易结晶粒粗大化、粗大的碳氮化物沿晶界析出。此时，作为滚动轴承的功能降低。
因此，淬火温度为830～930℃。
对于淬火温度下的保持时间，是使中间品全体达到特定的淬火温度所需的时间以
上即可。但是，淬火温度下的保持时间超过1小时时，结晶粒粗大化。因此，淬火温度下的保
持时间为1小时以内。
回火的优选条件如下所示。
回火温度：150～200℃
回火温度下的保持时间：0.5～4小时
回火温度过低时，得不到充分的韧性。另一方面，回火温度过高时，表面硬度降低、
碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性降低。因此，回火温度为150～200℃。
回火温度下的保持时间过短时，得不到充分的韧性。另一方面，保持时间过长时，
表面硬度降低、碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性降低。因此，回火温度下的保持时间为0.5～4
小时。
通过以上的制造工序制造上述的碳氮共渗轴承部件。以下，通过实施例将本发明
更具体地说明。
实施例1
使用转炉制造具有表1所示各种化学组成的钢水。
[表1]
表1中的空栏表示不有意含有元素(即，含量为杂质水平，实际为0％)。将钢水进行
连续铸造制造大钢坯(bloom)。将大钢坯初轧制造具有160mm×160mm的矩形横截面的中小
型坯(billet)。将中小型坯热轧制造直径60mm的棒钢。
将直径60mm的棒钢的一部分切断。对切断部分实施热拔长制造直径30mm的棒钢。
对制造的直径30mm的棒钢实施正火处理。具体而言，将直径30mm的棒钢以920℃保持1小时
后、进行空冷。
对直径60mm的棒钢、及正火处理后的直径30mm的棒钢实施球状化退火处理。具体
而言，对各棒钢以760℃保持4小时，之后，以15℃/小时冷却至600℃，之后，空冷至常温。
[评价试验]
将球状化退火处理后的棒钢制成碳氮共渗轴承用的钢材，评价各钢材的淬透性、
韧性、耐磨耗性、及表面起点剥离寿命。
[淬透性评价试验]
将淬透性评价试验以下述方法实施。从直径30mm的棒钢通过机械加工制作有凸缘
部的直径25mm、长度100mm的顶端淬火试验片。对各试验编号的试验片基于JIS G0561
(2011)实施顶端淬火试验。试验后，以距水冷端11mm位置的硬度J11来评价淬透性。对于可
用于大型的碳氮共渗轴承部件的轴承用钢材，要求硬度J11以洛氏C硬度HRC计为32以上。因
此，淬透性试验中，硬度J11为32以上的情况下判断为淬透性高(表2中以“○”标记表示)、硬
度J11不足32的情况下判断为淬透性低(表2中以“×”标记表示)。
[表2]
[韧性评价试验]
将韧性评价试验以下述方法实施。对各试验编号的直径30mm的棒钢实施图1所示
的温度记录图的淬火及回火。参照图1，淬火处理中，淬火温度设为900℃、保持时间设为6小
时。将保持时间经过后的棒钢进行油冷(图中记载为“OQ”)。回火处理中，回火温度设为180
℃、保持时间设为2小时。将保持时间经过后的棒钢进行空冷(图中记载为“AC”)。
从实施了上述淬火及回火的棒钢采取具有V型切口的夏比试验片。使用夏比试验
片，基于JIS Z2242(2009)在室温下进行夏比试验。将通过试验得到的吸收能量除以切口部
的原截面积(试验前的试验片的切口部的截面积)求出冲击值vE20(J/cm2)。
进而，从实施了上述淬火及回火的棒钢采取棒状4号拉伸试验片。使用该试验片，
基于JIS Z2241(2011)在大气中、室温下进行拉伸试验，求出0.2％耐力σy(MPa)。
使用得到的夏比冲击值vE20(J/cm2)和0.2％耐力σy(MPa)，将韧性的评价指标
Index使用下式求出。
Index＝σy×(vE20)0.1
为了在大型的碳氮共渗轴承部件中使用轴承用钢材，要求上述Index为950以上。
因此，韧性评价试验中，Index为950以上的情况下判断为韧性优异(表2中以“○”标记表
示)。另一方面，Index不足950的情况下判断为韧性低(表2中以“×”标记表示)。
[耐磨耗性评价试验]
碳氮共渗轴承部件的耐磨耗性评价试验按以下方法实施。从直径30mm的棒钢制作
图2所示的小辊试验片的中间品。图2为示出小辊试验片的中间品的一部分截面的侧面图及
横截面图。图2中的数值表示中间品的各部位的尺寸(mm)。
对中间品实施碳氮共渗淬火及回火，制作模拟碳氮共渗轴承部件的小辊试验片。
此时，以小辊试验片的表面C浓度变为0.80％、表面N浓度变为0.30％、表面硬度变为洛氏C
硬度HRC为60的方式调节碳氮共渗淬火及回火的条件。具体而言，碳氮共渗淬火处理以表3
所示的碳势CP、气氛中的氨相对于渗碳改性气体的浓度、加热温度(本实施例中加热温度＝
碳氮共渗处理温度＝淬火温度)及保持时间(＝碳氮共渗处理温度下的保持时间+淬火温度
下的保持时间)来实施，冷却方法设为油冷。回火处理以表2所示的回火温度及保持时间实
施，保持时间经过后进行空冷。对碳氮共渗淬火及回火后的中间品实施精加工(切削加工)，
制成图3所示的形状的小辊试验片。
[表3]
作为耐磨耗性评价试验，使用小辊试验片实施辊点蚀试验(2圆桶滚动疲劳试验)。
辊点蚀试验中，与小辊试验片一同准备直径150mm的圆板状的大辊试验片。大辊试验片的素
材相当于JIS G4805(2008)中规定的高碳铬轴承钢材SUJ2。使大辊试验片的圆周面与小辊
试验片的直径26.0mm的部分(以下，称为试验部)的表面接触，实施辊点蚀试验。
辊点蚀试验的条件如下所示。润滑环境下的小辊试验片与大辊试验片的面压设为
3.0GPa。小辊试验片的转速设为1500rpm、打滑率设为40％。重复次数直至2×107次为止实
施试验。
试验后，测定小辊试验片的试验部的滑动部分的轴向的粗糙度。具体而言，滑动部
中，相对于圆周方向以90°间隔测定4处的粗糙度轮廓。上述4处的粗糙度轮廓的最大深度定
义为磨耗深度，将这些4处磨耗深度的平均值定义为平均磨耗深度(μm)。平均磨耗深度为10
μm以下时，判断为耐磨耗性优异(表2中以“○”标记表示)。另一方面，平均磨耗深度超过10μ
m的情况下，判断为耐磨耗性低(表2中以“×”标记表示)。
[表面硬度]
试验后的小辊试验片的试验部的表面中，滑动部分以外的区域(以下，称为未滑动
部分)中，相对于圆周方向以90°间隔选定4处测定位置。选定的4处测定位置中，基于JIS
Z2245(2011)使用C标尺实施洛氏硬度试验。将各测定处的洛氏C硬度HRC的平均值定义为表
面的洛氏C硬度HRC。
[表面C浓度及表面N浓度]
将小辊试验片的试验部的未滑动部分相对于轴向垂直地切断。采取包含含有未滑
动部的切截面的试验片，对切截面进行包埋抛光。之后，使用电子射线显微分析仪(EPMA)，
从未滑动部分的表面至10μm深度为止以0.1μm间隔测定C浓度及N浓度。测定的值的平均值
定义为表面C浓度(质量％)及表面N浓度(质量％)。
[表面起点剥离寿命评价试验]
表面起点剥离寿命评价试验按以下方法实施。从直径60mm的棒钢切片采取直径
60mm、厚度5.5mm的圆板状的粗试验片。粗试验片的厚度(5.5mm)相当于棒钢的长度方向。
对粗试验片实施碳氮共渗淬火及回火，制造模拟碳氮共渗轴承部件的试验片。此
时，以各试验片的表面C浓度变为0.80％、表面N浓度变为0.30％、及表面洛氏C硬度HRC变为
60的方式以上述表3所示的条件实施碳氮共渗淬火及回火。对所得的试验片的表面进行抛
光加工制成滚动疲劳试验片。
使用推力型的滚动疲劳试验机实施滚动疲劳试验。试验时的最大接触面压设为
5.0GPa、循环速度设为1800cpm(转/分钟，cycle per minute)。试验时使用的润滑油中，作
为异物而混入维氏硬度为750(Hv)、粒度分级为100～180μm的高速度钢气雾化粉。气雾化粉
的混入量相对于润滑油设为0.02％。作为试验时使用的钢球，使用JIS G4805(2008)中规定
的SUJ2的调质材料。
滚动疲劳试验结果在威布尔概率纸上描点绘图，显示10％破损概率的L10寿命定
义为“表面起点剥离寿命”。在异物混入之类的严苛使用环境下(本试验)，L10寿命为7.0×
105以上时，判断为表面起点剥离寿命优异(表2中以“○”标记表示)。另一方面，L10寿命不
足7.0×105时，判断为表面起点剥离寿命短(表2中以“×”标记表示)。
[试验结果]
表2示出试验结果。参照表2，试验编号1～9的轴承用钢材的化学组成是适宜的，且
满足式(1)及式(2)。因此，这些试验编号的钢材的淬透性高、淬火及回火后的韧性也高。
进而，对试验编号1～9的轴承用钢材进行碳氮共渗淬火及回火而制造的碳氮共渗
轴承部件的化学组成是适宜的、且满足式(1)及式(2)，并且表面C浓度均为0.7～1.2％、表
面N浓度均为0.15～0.6％、表面硬度HRC均为58～65内。因此，显示优异的耐磨耗性及优异
的表面起点剥离寿命。
另一方面，试验编号10的P含量高。因此，淬火及回火后的韧性低。
试验编号11的S含量高。因此，L10寿命不足7.0×105，渗碳轴承部件的表面起点剥
离寿命低。可以认为是因为生成粗大的硫化物。
试验编号12及13中，fn1未满足式(1)。因此平均磨耗深度超过10μm、渗碳轴承部件
的耐磨耗性低。
试验编号14中，Mo含量过低、V含量过高。其结果，fn1过高。因此，韧性及表面起点
剥离寿命低。
试验编号15中，V含量过高、另外fn1过高。因此，韧性及表面起点剥离寿命低。
试验编号16中，fn2未满足式(2)。因此，硬度J11以洛氏C硬度计不足32、淬透性低。
试验编号17中，Cr含量及Mo含量低。因此，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗性低。
实施例2
使用化学组成适宜且满足式(1)及式(2)表1中的钢种A～I的棒钢制作模拟碳氮共
渗轴承部件的试验片，实施耐磨耗性评价试验及表面起点剥离寿命评价试验。首先，使用表
1中的钢种A～I的钢水以与实施例1相同的制造条件制造作为碳氮共渗轴承用钢的直径
60mm的棒钢及直径30mm的棒钢。
[耐磨耗性评价试验]
从表1中的钢种A～I的直径30mm的棒钢与实施例1同样地制作图2所示的小辊试验
片的中间品。
对中间品以表4所示的条件实施碳氮共渗淬火及回火。此时，针对试验编号18～
28，以小辊试验片的表面C浓度变为0.80％、表面N浓度变为0.30％、表面硬度变为洛氏C硬
度HRC计为60的方式调节碳氮共渗淬火及回火的条件。针对其它试验编号，以表面C浓度、表
面N浓度、表面硬度变为各种值的方式，调节碳氮共渗淬火及回火的条件。对碳氮共渗淬火
及回火后的中间品实施精加工(切削加工)，制作图3所示的形状的小辊试验片。使用小辊试
验片，以与实施例1相同的条件实施辊点蚀试验，与实施例1同样地求出表面C浓度、表面N浓
度、表面硬度、及平均磨耗深度。
[表4]
[表面起点剥离寿命评价试验]
从表1中的钢种A～I的直径60mm的棒钢与实施例1同样地切片采取直径60mm、厚度
5.5mm的圆板状的粗试验片。
对粗试验片，以表4所示的条件实施碳氮共渗淬火及回火，制造模拟碳氮共渗轴承
部件的试验片。此时，针对试验编号18～28，以各试验片的表面C浓度变为0.80％、表面N浓
度变为0.30、及表面洛氏C硬度HRC变为60的方式来调节条件。针对其它试验编号，以表面C
浓度、表面N浓度、表面硬度变为各种值的方式调节碳氮共渗淬火及回火的条件。将所得试
验片的表面进行抛光加工制成滚动疲劳试验片。
以与实施例1相同的条件实施滚动疲劳破坏试验，与实施例1同样地求出表面C浓
度、表面N浓度、表面硬度、及L10寿命。
需要说明的是，试验编号18～32、34～36中，任一试验(耐磨耗性评价试验及表面
起点剥离寿命评价试验)的试验片的制作中，以图4所示的温度记录图将碳氮共渗淬火温
度、淬火温度下的保持时间、回火温度、回火温度下的保持时间设为一定值，将碳势CP、氨浓
度(图中以NH3标记)在图中的数值范围内进行变更。
试验编号33中，任一试验(耐磨耗性评价试验及表面起点剥离寿命评价试验)的试
验片的作制中，以图5所示的温度记录图实施碳氮共渗淬火及回火。
[试验结果]
将试验结果示于表5。
[表5]
试验编号18～28的碳氮共渗淬火及回火的条件是适宜的。因此，表面C浓度均为
0.7～1.2％、表面N浓度均为0.15～0.6％、表面硬度HRC均为58～65内。因此，显示优异的耐
磨耗性及优异的表面起点剥离寿命。
另一方面，试验编号29及36中，碳氮共渗淬火时的氨浓度过低。因此，任一评价试
验的试验片中，表面N浓度过低。其结果，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗性低。
试验编号30中，碳氮共渗淬火时的氨浓度过高。因此，任一评价试验的试验片中，
表面N浓度过高、表面硬度过低。其结果，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗性低。进而，L10寿
命不足7.0×105、表面起点剥离寿命低。
试验编号31中，碳氮共渗淬火时的碳势过低。因此，任一评价试验的试验片中，表
面C浓度过低、表面硬度过低。其结果，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗性低。
试验编号32中，碳氮共渗淬火时的碳势过高。因此，任一评价试验的试验片中，表
面C浓度过高。其结果，L10寿命不足7.0×105、表面起点剥离寿命低。
试验编号33中，回火温度过高。因此，任一评价试验的试验片中，表面硬度过低。其
结果，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗性低。
试验编号34中，碳氮共渗淬火时的碳势及氨浓度过低。因此，任一评价试验的试验
片中，表面C浓度及表面N浓度过低、表面硬度过低。其结果，平均磨耗深度超过10μm、耐磨耗
性低。
试验编号35中，碳氮共渗淬火时的碳势及氨浓度过高。因此，任一评价试验的试验
片中，表面C浓度及表面N浓度过高、表面硬度过低。其结果，L10寿命不足7.0×105、表面起
点剥离寿命低。
以上，说明本发明的实施方式。但是，上述的实施方式不过是用于实施本发明的示
例。因此，本发明不限定于上述的实施方式，在不超出其主旨的范围内可以适宜变更上述的
实施方式来实施。