JP2006016683A - 高炭素クロム軸受鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 短時間のソーキングであっても巨大炭化物を高度に抑制できる技術を提供する。
【解決手段】 高炭素クロム軸受鋼用鋳片を、少なくともソーキング及び熱間圧延することにより、高炭素クロム軸受鋼材を製造する方法であり、かつ前記ソーキング温度として１１５０〜１２６０℃を採用する方法において、
前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００９質量％であるものを使用し、前記ソーキング温度の保持時間を２時間未満にする。
【選択図】 図１

Description

本発明は例えば転がり軸受などを製造するのに有用な高炭素クロム軸受鋼材に関するものである。

軸受鋼は、転動疲労寿命を向上させるため、酸化物系介在物や巨大炭化物を極力低減することが求められている。例えば酸化物系介在物（アルミナ、スピネルなど）を抑制する手段としては、精錬時に十分に真空脱ガス処理を施す方法（例えば、転炉や電気炉で、脱炭・脱燐等の酸化精錬を行った後、ＲＨ脱ガス装置などを用いて真空脱ガス処理を施す方法として非特許文献１参照）、転炉や電気炉からもち込まれる酸化性スラグを完全に還元性スラグに置き換えるとともに、ポーラスプラグからのガス吹き込み攪拌により介在物の凝集とスラグへの吸収を促進させる方法（前記非特許文献１参照）、溶鋼搬送用の取鍋から連続鋳造用タンディッシュに溶鋼を注入する際、取鍋内への残鋼量を管理することにより注入末期における取鍋内のトップスラグの侵入を防止する方法（前記非特許文献１参照）などが知られている。

一方、巨大炭化物［（Ｆｅ，Ｃｒ）₃Ｃなど］は鋳片の中心偏析部に晶出しやすい。そこで巨大炭化物を抑制するために中心偏析を抑制する方法としては、凝固過程において未凝固溶鋼を電磁攪拌するとともに、凝固末期に圧下を行ってＣ偏析を抑制する方法が知られている（前記非特許文献１参照）。ただし中心偏析を完全に防止することは困難であり、鋳造ままの鋳片に巨大炭化物が晶出するのを完全に防止することは困難である。そこで、より高度に巨大炭化物を抑制する目的で、鋳造後の鋳片を炭化物の晶出温度（約１１５０℃）以上の高温に数時間〜十数時間保持する均熱処理（ソーキング）を施し、晶出した巨大炭化物の拡散消失も行われている（例えば、非特許文献２参照）。

しかし巨大炭化物を高度に抑制するために、鋳片を炭化物の晶出温度（約１１５０℃）以上の高温に数〜十数時間保持して均熱処理（ソーキング）したのでは、エネルギーロスが大きくなる。また加熱保持中に鋳片表層で脱炭が過度に進行するため、その後、表層部を深くスカーフィング（溶削）する必要が生じ、歩留まりロスが大きくなる。さらに脱炭層を深く溶削すると、表面疵が増大する。

また前記軸受鋼は、ミニチュアベアリングボール用途にも使用されている。ミニチュアベアリングボールは、優れた音響特性が求められる用途（例えば、ハードディスクなど）に使用されるが、該音響特性にはＴｉ系介在物が有害であるとされている。そこで、Ｃｒ鉱石など、使用する全ての原料について、Ｔｉ含有量が極めて低い原料を使用している（例えば、非特許文献３参照）。

しかし鋼中のチタン濃度を抑制する方法よりも高いレベルで、巨大なチタン系介在物を抑制できる技術が求められている。
加藤，「超高清浄鋼の溶製技術」，山陽特殊製鋼技報，山陽特殊製鋼株式会社，１９９５年，第２巻，ｐ．１５−２１ 長尾，「３．軸受鋼」，特殊鋼，社団法人特殊鋼倶楽部，２００４年５月，第５３巻，第３号，ｐ．２８−３１ 石上，「軸受鋼の製造工程の特徴」，特殊鋼，社団法人特殊鋼倶楽部，１９９０年２月，第３９巻，第２号，ｐ．５８−５９

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、短時間のソーキングであっても巨大炭化物を高度に抑制できる技術を提供することにある。

本発明の他の目的は、巨大Ｔｉ系析出物を高度に抑制できる技術を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の高炭素クロム軸受鋼材の製造方法とは、高炭素クロム軸受鋼用鋳片を、少なくともソーキング（ソーキング温度：１１５０〜１２６０℃）及び熱間圧延する方法において、前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００９質量％であるものを使用し、前記ソーキング温度の保持時間を２時間未満にする点に要旨を有するものである。なお音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼材（例えば、ミニチュアベアリング用高炭素クロム軸受鋼材など；Ｔｉ濃度は、通常、０．００１質量％以下となっている）を製造する場合には、前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００６質量％であるものを使用することが推奨される。

本発明には、前記製造方法によって得られた高炭素クロム軸受鋼材を用いた鋼部品も含まれる。

また本発明には、高炭素クロム軸受鋼線材であって、この線材の軸芯部から析出物抽出法によって抽出した大きさ１０μｍ以上の介在物を採取したとき、チタン系介在物個数が溶解量１ｇ当たり２個以下となっている音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼線材も含まれる。該線材は、例えば、Ｐ濃度は０．００２〜０．００６質量％程度、Ｔｉ濃度は０．００１質量％以下程度である。

なお本明細書では、用語「鋼線材」は、太さを特に限定するものではなく棒鋼も含む意味で使用する。

本発明によれば、所定のＰ濃度の高炭素クロム軸受鋼用鋳片を用いているため、短時間のソーキングであっても巨大炭化物を高度に抑制でき、また巨大Ｔｉ系析出物をも高度に抑制することができる。

鋳片の中心偏析粒の中に晶出した巨大炭化物は、ソーキング中に再溶融し、溶融部から周囲の地鉄（オーステナイト）中にＣが拡散していくことにより、次第に溶融部が小さくなっていき、ソーキング後には巨大炭化物が再晶出しにくくなると考えられているが、その詳細なメカニズムは十分には解明されていない。

本発明者らは、軸受鋼の巨大炭化物の組成がソーキング前（鋳造ままの鋳片段階）と、ソーキング後とでどのように変化しているか調査した。その結果、下記の表１に示すように、ソーキング前では実質的にＰを含有しない炭化物であったのに対して、ソーキング後にはステダイトのような燐・炭化物になっており、ソーキング中に炭化物中のＰが濃化していることを見出した。

なお軸受鋼鋳材に現れる巨大炭化物にＰが影響することは、昭和２７年に出口によって報告されている（出口，「軸受鋼材に現わるゝ粗大炭化物について」，鉄と鋼，社団法人日本鉄鋼協会，１９５２年，第３８巻，第６号，ｐ．４０６参照）。しかし出口の報告は軸受鋼が連続鋳造される以前の中心偏析が著しいインゴット鋳造に関するものであり、またＰを変化させて調査した範囲もＪＩＳ Ｇ ４８０５の規格上限（０．０２５％）に近いか、規格上限よりもはるかに高い０．０１８〜１．１１０％の範囲であって、現在の軸受鋼製造条件とはかけ離れている。加えて、その後、軸受鋼が連続鋳造によって生産されるようになり、機器分析が発達した昭和４０年頃には太田らによって、軸受鋼の巨大炭化物にＰの偏析が関与するという考え方が否定されており（太田ら，「軸受鋼巨大炭化物の均熱拡散」，鉄と鋼，社団法人日本鉄鋼協会，１９６６年，第５２巻，第１３号，ｐ．１８５２参照）、それ以後、巨大炭化物やチタン系介在物に及ぼすＰの影響については報告されていない。

これに対し、本発明者らは、軸受鋼のＰを安定的に低減できるようになると共に連続鋳造により偏析が大幅に軽減された現在において、鋳造ままの鋳片では巨大炭化物がほぼ純粋なＦｅ、Ｃｒの炭化物となっている一方で、ソーキング後の鋳片では巨大炭化物中にＰが著しく濃化し、Ｆｅ、Ｃｒの燐・炭化物に変化していることを初めて明らかにし、この知見をさらに発展させていったのである。

すなわち本発明者らは、鋳造段階での中心偏析粒サイズ、ソーキング中のＣの拡散、及びソーキング中のＴｉ系介在物の晶出などにＰが与える影響についてさらに詳細に調査したところ、さらに以下の（１）〜（３）の知見を得た。

（１）鋳造段階での中心偏析粒サイズとＰとの関係
図１は鋳造段階での中心偏析粒サイズと、鋼中のＰ濃度との関係を示すグラフである。Ｐ濃度が低すぎるときはＶ偏析が生じており、逆にＰ濃度が高すぎるときは逆Ｖ偏析が生じていた。そのため図１に示すように、Ｐ濃度が低すぎても高すぎても中心偏析粒サイズが大きくなり、中心偏析粒サイズを小さくするためには適当なＰ濃度が存在することが判明した。なおＰ濃度を適正化して、中心偏析粒の厚みを約５ｍｍ程度から約３ｍｍ程度まで縮小しても、中心偏析粒内には巨大炭化物が晶出するが、中心偏析粒サイズを小さくしておけば、その後のソーキング時におけるＣの拡散（巨大炭化物の低減）に必要となる時間を著しく低減できる。単純な拡散だけを考慮する場合、拡散所要時間は、中心偏析粒径の２乗に反比例する。従って中心偏析粒を約５ｍｍ程度から約３ｍｍ程度まで縮小した場合には、それだけで拡散所要時間は約３６％まで低減すると考えられる。

（２）ソーキング中のＣの拡散とＰとの関係
図２は、ソーキング中の溶融部サイズとソーキング時間との関係を示す模式図である。図２に模式的に示すように、ソーキング初期には、巨大炭化物の溶融部から周囲の固相（オーステナイト）中にＣの拡散が進行していくため、溶融部サイズが小さくなっていくが、ソーキング時間がある程度以上になると、溶融部サイズの減少がストップすることが判明した。しかも、この最小の溶融部サイズ（以下、飽和粒径と称する）は、鋳片中のＰ濃度が少ない程、小さくなることも判明したのである。その理由は、以下のように推定される。すなわちソーキングの経過に伴って溶融部サイズが小さくなるにつれて、上述したように溶融部中にＰが著しく濃化されていく。Ｐは平衡分配係数が極めて小さく、溶融部に濃化しやすい元素であるためと考えられる。そしてＰが濃化しているほど、溶融部の凝固温度が低くなると思慮され、溶融部（巨大炭化物）の消失が難しくなっていると考えられる。また以下のようにも推定される。すなわち、溶融部のＣ濃度が、該溶融部の周囲の固相（オーステナイト）のＣ濃度［Ｃ濃度は鋼材全体の平均濃度（例えば、約１％程度）に略等しい］と平衡する濃度（約３％程度）までは、該溶融部の凝固（小径化）はこの溶融部のＣの拡散に律速されるが、Ｃの平衡以降の溶融部の凝固（小径化）は拡散速度の遅いＰの拡散に律速されてしまう。置換型元素であるＰの拡散速度は、侵入型元素であるＣに比べて著しく遅いため、数〜十数時間程度の限られたソーキング時間ではＰを十分に拡散させることは難しく、ソーキング後に残存する溶融部からは、巨大な燐炭化物（ステダイト）が晶出するものと考えられる。

そこでソーキング前のＰ濃度を低減しておけば、短時間のソーキングであっても溶融部サイズを小さくできることが判明した。しかも飽和粒径は、ソーキング前の中心偏析粒が小さいほど、小さくなることも判明した。なお中心偏析粒は、上述したように、Ｐ濃度を低減することによって小さくなる。従って逆にいえば、Ｐ濃度を低減しておけば、この中心偏析粒の小径化による飽和粒径の小径化効果と、前述のＣ拡散終了時のＰ濃化低減による飽和粒径の小径化効果とが相乗的に発揮され、短時間で飽和粒径を低減できることが判明した。

（３）Ｔｉ系介在物とＰ濃度との関係
図３及び図４は、溶鋼（溶融部）中の実際のＴｉ濃度とＮ濃度の積と溶鋼（溶融部）温度との関係を示した模式図である。また溶鋼（溶融部）中のＴｉＮの溶解度積と溶鋼（溶融部）温度との関係もこの図３及び図４に併せて示している。なお各温度での溶鋼中におけるＴｉＮの溶解度積Ｋ（＝［％Ｔｉ］×［％Ｎ］の上限値）は、例えば、下記式（１）に基づいて計算できる（沢村ら，「鋼中に含有される非金属介在物に関する熱力学的研究（ＩＩ）」，鉄と鋼，社団法人日本鉄鋼協会，１９５７年，第４３巻，第１号，ｐ．３１−３８ 参照）。
ｌｏｇＫ＝−１６５８６／Ｔ＋５．９０ …（１）
［式中、Ｔは全体温度（Ｋ）を示す］

実際のＴｉ濃度とＮ濃度との積（図３及び図４中の実線参照）は温度が低くなる程、上昇していく傾向にある。逆に、ＴｉＮの溶解度積（図３及び図４中の一点鎖線参照）は、前記式（１）から明らかなように、温度が低くなる程、低下していく傾向にある。Ｔｉも、ＣやＰなどと同様に平衡分配係数が小さく、凝固過程において溶鋼中に濃化しやすい元素である為と思慮される。そして、鋳造中又はソーキング後の鋳片冷却過程において、未凝固溶鋼中の実際のＴｉ濃度とＮ濃度の積が、当該温度におけるＴｉＮの溶解度積よりも大きくなった時、ＴｉＮが晶出すると考えられる。

ところで上述したように、溶融部のＰ濃度が高くなるほど、溶融部の凝固温度が低くなる。そのためＰ濃度が高い時は、図３に示すように実際のＴｉ濃度とＮ濃度の積がＴｉＮの溶解度積よりも高くなってしまう低温域まで凝固温度が低下してしまい、ソーキング後の鋳片冷却過程においてＴｉＮが晶出してしまう。これに対してＰ濃度が低い時は、図４に示すように実際のＴｉ濃度とＮ濃度の積がＴｉＮの溶解度積よりも低くなる程度の高温域に凝固温度を高めることができ、巨大なＴｉＮの晶出を防止できる。

なお固相（オーステナイト）中のＴｉとＮの溶解度積は、溶融部中よりも小さい為、Ｔｉ濃度とＮ濃度の積が固相部と溶融部とで等しいとの前提に立って平衡論からのみ考えると、ＴｉＮは溶融部に晶出するよりも、固相中に析出しやすいことになる。しかし、実際にはＴｉＮの析出には大きな過冷度が必要とされるため、巨大なＴｉＮは溶鋼中で晶出しているものと推定される。

また優れた音響特性が求められる用途（ミニチュアベアリングなど）に使用される軸受鋼で問題となるＴｉ系介在物をＥＰＭＡ等で分析すると、Ｔｉ、Ｎの他、Ｃ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒなどの元素が検出される場合も多い。しかし、上記では、議論を簡単にするためＴｉ系介在物をＴｉＮと見なして説明した。

以上のような知見に基づき、本発明者らは、鋳片中のＰ濃度が適切であれば、短時間のソーキングであっても巨大炭化物を高度に抑制でき、また巨大Ｔｉ系析出物をも高度に抑制できることを見出し、本発明を完成した。

すなわち本発明は、高炭素クロム軸受鋼用鋳片（鋳造ままの鋼材である限り、大きさは問わない）を、少なくともソーキング及び熱間圧延する技術に関するものである。ソーキング及び熱間圧延することにより、またその後、必要に応じて、分塊圧延、熱間圧延（熱間伸線など）、冷間圧延（冷間伸線など）などを適当に行うことにより、高炭素クロム軸受鋼材（線材、鋼線など）を製造できる。

そして本発明は、前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００９質量％であるものを使用する点に特徴を有する。Ｐ濃度を０．００９質量％以下、好ましくは０．００８質量％以下、さらに好ましくは０．００７質量％以下とすることにより、短時間のソーキングであっても巨大炭化物を高度に抑制できる。また優れた音響特性が求められる用途（例えば、ミニチュアベアリング用など）に使用する場合には、Ｐ濃度を０．００６質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００４質量％以下とすることが推奨される。Ｐ濃度を前記範囲とすることによって、音響特性を劣化させるＴｉ系介在物を抑制できる。なおＰ濃度を０．００２質量％以上（好ましくは０．００３質量％以上）としたのは、酸化物系介在物を抑制する為である。Ｐ濃度を極端に低くする為には、転炉や電気炉における酸化精錬（脱リン）を十分に行う必要が生じるが、このことによって鋼中の酸素濃度が増大すると、その後の取鍋精錬や真空脱ガス処理によっても、鋳造ピッチに合わせた所定の溶鋼処理時間内で十分に酸素濃度を低減できなくなり、有害な酸化物系介在物が増大してしまう。ところで特開昭６２−２９４１５０号公報には、Ｐが０．００６質量％を超えるとＰが結晶粒界に析出して転動寿命を低下させることが記載されている。しかし本発明者らの検討によれば、結晶粒界へのＰの析出は認められなかった。

なお前記ソーキング温度は、炭化物を溶融（分解）できる温度（すなわち１１５０℃）以上である。また前記ソーキング温度は、１２６０℃以下とした。ソーキング温度が高すぎると、焼き割れが生じる為である。

また本発明では前記ソーキング温度の保持時間（以下、ソーキング時間という）を２時間未満、好ましくは１．７時間以下、さらに好ましくは１．５時間以下に設定した。ソーキング時間を短くすることによって、エネルギーロスを低減できる。また脱炭をも抑制でき、スカーフィング時の溶削量を低減できるため、歩留まりを高めることができると共に表面疵の発生量を抑制できる。なおソーキング時間の下限は、巨大炭化物を抑制できる限り特に限定されないが、例えば、０．５時間以上、好ましくは１．０時間以上、さらに好ましくは１．３時間以上である。

なお前記ソーキングに使用する炉は、バッチ式の炉（例えば、均熱炉）であってもよく連続式の炉（例えば、加熱炉）であってもよいが、バッチ式は多数の鋳片を一つの炉内に積み重ねて加熱する為に使用されることが多く、炉内で鋳片が置かれる位置によって昇温時間にバラツキが生じやすいため、昇温速度の低い位置に置かれた鋳片のソーキングに必要な加熱時間が長くなりやすい。トータルの在炉時間を短くすることを考慮すれば、連続式の炉を使用するのが簡便である。

前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としては、例えば、ＪＩＳ Ｇ ４８０５、ＳＫＦ Ｈｏｆｅｓ３、ＳＫＦ Ｈｏｆｅｓ２４〜２７、ＡＩＳＩ ５０１００、ＡＩＳＩ ５１１００、ＡＩＳＩ ５２１００、ＤＩＮ １００５Ｃｒ２（Ｗ１）、ＤＩＮ １００５Ｃｒ４（Ｗ２）、ＤＩＮ １００Ｃｒ６（Ｗ３）、ＤＩＮ １００ＣｒＭｎ６（Ｗ４）など（特にＪＩＳ Ｇ ４８０５）に規定される成分規格を満足する鋳片が使用でき、またＣ：０．９２〜１．１０質量％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．２５〜１．１５質量％、Ｓ：０．０２５質量％以下、Ｃｒ：０．９０〜１．９０質量％を含有する鋳片［残部はＦｅ及び不純物（例えば、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏなど）］も使用できる。また優れた音響特性が求められる用途に使用する場合には、前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片のうち、Ｔｉ濃度が著しく低減されたものが使用できる。Ｔｉ濃度は、例えば、０．００１質量％以下、好ましくは０．０００９質量％以下、さらに好ましくは０．０００８質量％以下である。なお実操業上、Ｔｉ濃度を０％とすることは著しく高コストとなる為、現実的ではない。従ってＴｉ濃度は、０．０００１質量％以上、好ましくは０．０００３質量％以上、さらに好ましくは０．０００５質量％以上とすることが多い。

本発明の方法によって得られた高炭素クロム軸受鋼材は、炭化物、酸化物、及び好ましくはＴｉ系介在物が著しく抑制されている。そのため転動疲労寿命や、好ましくは音響特性に優れており、種々の鋼部品（例えば、ハードディスクのようなＯＡ機器や、ＶＴＲのようなＡＶ機器用軸受のように静粛性が要求される軸受部品；特に高い転動疲労寿命が求められる自動車用軸受部品など。特にミニチュアベアリング）に好適に使用できる。例えば、本発明によれば、高炭素クロム軸受鋼線材であって、この線材の軸芯部から析出物抽出法（丸善「第３版 鉄鋼便覧 ＩＶ 鉄鋼材料、試験・分析」日本鉄鋼協会編、第３２９〜３３０頁参照；本明細書では、酸溶解簡便法と称する場合もある）によって抽出した大きさ１０μｍ以上の介在物を採取したとき、チタン系介在物個数が溶解量１ｇ当たり２個以下（好ましくは１．８個以下、さらに好ましくは１．０個以下、特に０．７個以下）に抑制されているものをも製造することができ、この線材は音響特性に極めて優れている。

［チタン系介在物の評価法］
なお前記チタン系介在物の評価法についても、本発明者らが工夫を加えたところであるので、以下、詳述する。

＜従来のチタン系介在物評価技術の問題点＞
軸受鋼中の切断研磨面に露出したチタン系介在物は、光学顕微鏡で観察すると桃色に見えるため、灰色に見えるＭｎＳ系介在物や、黒色に見えるアルミナ等の酸化物系介在物と容易に区別できる。このため軸受鋼中のチタン系介在物頻度が高かった従来は、ＪＩＳ Ｇ ０５５５法やＡＴＭＳ Ａ ２９５法の様に、試験片切断面を光学顕微鏡で観察する方法（顕微鏡試験法）によって、チタン系介在物の品質を精度よく評価できていた。

一方、ミニチュアベアリングボール用途などでは、上述したように、原料中のＴｉ量を抑制することによって鋼中のＴｉ量及びチタン系介在物を抑制して、音響特性を高めることが行われている。しかし鋼中のＴｉ量を少なくし、前記顕微鏡試験法ではチタン系介在物が検出されないにも拘わらず、チタン系介在物に帰因する音響特性の低下が生じていた。すなわちＴｉ量が少なくなってくると、顕微鏡試験法ではチタン系介在物を十分に評価することができなくなっていた。

顕微鏡試験方法では高清浄軸受鋼の介在物品質を評価しきれなくなっているという事情は、チタン系介在物だけでなく、酸化物系介在物においても同様である。酸化物系介在物に関しても、軸受鋼の清浄度が悪く、鋼中に酸化物系介在物が多量に存在している場合には、顕微鏡試験法によっても十分に品質を評価できていた。しかしながら軸受鋼の高清浄化が進み、酸化物系介在物が少なくなってくると、顕微鏡試験法の代表性が低下し、音響特性や転動疲労寿命を圧下させる酸化物系介在物品質を十分に評価することが難しくなっている。

このため、高清浄軸受鋼の酸化物系介在物評価には、温硝酸を用いて鋼材を溶解し、溶け残った介在物を抽出濾過することにより、介在物試験の代表性を向上する酸溶解法も用いられている（土井ら，「長寿命軸受鋼の開発」，Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報，株式会社神戸製鋼所，２０００年４月，第５０巻，第１号，ｐ．４９）。酸溶解法は、鋼材を僅か１ｇ溶解するだけでも、顕微鏡で約１２，８００ｍｍ²の領域を観察した場合に相当する介在物を検出できるため（密度７．８ｇ／ｃｍ³、観察面厚み１０μｍであると仮定した場合の理論値）、２００ｍｍ²の領域を顕微鏡観察するＪＩＳ Ｇ ０５５５法に比べ、介在物試験の代表性が大幅に向上する。しかしながら、温硝酸を用いる酸溶解法では、チタンの窒化物も鉄と一緒に溶解してしまうので、チタン系介在物の抽出には使用できないという問題があった。

チタン系介在物を抽出できる方法としては臭素エステル法や１０％アセチルアセトンのエタノール溶液を用いる定電流電解法（ＡＡ法）も知られているが、臭素エステル法には臭素特有の臭いがするなど作業性に問題があり、また電解法は試験片表層部から電解して最後まで溶解させることができないので、鋼材軸芯部に存在する確率が高いチタン系介在物の抽出には向かないという問題があった。また軸受鋼の介在物を溶解抽出する場合には、調査対象である介在物以外にも炭化物などの多量の残渣が濾過フィルター上に残り、残渣の中から目的の介在物を選別することが難しいという問題もあった。

＜チタン系介在物評価法の解決課題＞
従ってチタン系介在物評価法については、高清浄軸受鋼を評価する場合であっても十分な代表性を確保することが求められている。また、チタン系介在物（炭化物、窒化物、炭窒化物など）を優先的に抽出できること、試験作業性に優れていること、鋼材軸芯部の介在物調査が容易であること、残渣中のチタン系介在物の特定が容易であることなども求められる。

＜改善されたチタン系介在物評価法＞
改善されたチタン系介在物の評価法では、鋼線材からサンプルを削り出し、このサンプルを下記に示す特定の酸（酸溶解簡便法で使用する酸）に溶解した後、フィルターで濾過し、フィルター上の残渣を洗浄した後、この残渣（介在物）をＥＰＭＡで分析することによってチタン系介在物を特定し、このチタン系介在物の個数をカウントする。酸溶解簡便法（析出物抽出法）は、温硝酸や温硫酸を用いる酸溶解法（酸化物抽出法）に比べると溶解量を確保しにくいが、チタン窒化物を抽出でき、音響特性に厳格な用途（ボールベアリングボールなど）向けの軸受鋼線材のチタン系介在物の品質評価法として優れている。

図５は、サンプルの採取箇所を説明するための概略斜視図である。サンプルの採取箇所としては、鋼線材（１）の軸芯部（２）とすることが推奨される。チタン系介在物は、最終凝固部に相当する中心部に晶出しやすく、外周には殆ど存在しないためである。軸芯部（２）からサンプルを採取することにより、サンプル（２）の単位質量あたりの介在物検出頻度が増加し、試験の代表性を向上させることができる。具体的には、例えば、軸芯（３）から半径ｒがＤ／２（Ｄは鋼線材の直径）以内となる領域であって軸芯（３）を含む適切な箇所（図示例では、半径ｒがＤ／２以内となる領域全体）をサンプル（２）とすることが望ましい。なおサンプル（２）の半径は、評価対象となる線材が異なっても、同一にしておく必要がある。軸芯（３）からの距離に応じて介在物頻度が異なってくるためである。

酸としては、３５質量％塩酸と水とを１：１（容量比）で混合した液、９８質量％硫酸と水とを１：５（容量比）で混合した液、またはリン酸（Ｈ₃ＰＯ₄）と水とを２：１（質量比）で混合した液などが挙げられる。酸の使用量は、サンプル１ｇ当たり、５０ｍｌである。

サンプルを酸に溶解させる場合には、Ｆｅの溶け残りを防ぐことが求められる。従って、室温で溶け残りが生じるような場合には、浴漕などの適切な装置を用いて高温（例えば、９０℃）に加熱することが推奨される。

フィルタの孔径は１０μｍとすることが推奨される。残渣を極力低減してＥＰＭＡ分析の負担を軽減しながらも、音響特性とチタン系介在物との関係を適切に評価できるためである。

洗浄液は、介在物以外のものを適切に洗い流すことができる限り特に限定されないが、例えばアルカリ水（ＮａＯＨ水溶液など）や温水などが挙げられる。好ましくはアルカリ水で洗浄した後、温水で再洗浄する。

なお十分に熱処理がなされていない軸受鋼線材から介在物を溶解抽出しようとすると、残渣中にクロム含有炭化物が多量に残留し、介在物のＥＰＭＡ分析に支障が生じる場合がある。このような場合には、事前に１１００℃×３０分程度の溶体化処理を行い、炭化物を拡散除去することが望ましい。

本発明の高炭素クロム軸受鋼線材は、巨大チタン系介在物が著しく抑制されており、上述の新規な評価法で評価した場合であっても巨大チタン系介在物の検出量が極めて少なくなっている。そのため、本発明の高炭素クロム軸受鋼線材は、音響特性に極めて優れている。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実験例１
転炉から出鋼した溶鋼に、取鍋精錬及び真空脱ガスを施した後、連続鋳造することによって、ＪＩＳ Ｇ ４８０５に該当する高炭素クロム軸受鋼材を鋳造した。なお転炉における酸化精錬（脱リン）を適宜調製することによって、連続鋳造直前（タンディッシュ内）の溶鋼中のＰ量を適宜調節した。

得られた鋼材（鋳片）の表面温度が約６００℃にまで冷却された後、この鋼材（鋳片）をソーキング炉［バッチ式の炉（均熱炉）又は連続式の炉（加熱炉）］に入れて種々の条件でソーキングし、ソーキング後の鋼材の諸特性を調べた。結果を下記表２に示す。なお表２中の諸項目は、以下のようにして決定したものである。

［鋳造直前の溶鋼中のＰ濃度］
連続鋳造タンディッシュ内の溶鋼に、該溶鋼を吸引して急冷凝固させるサンプラーを挿入して溶鋼を採取した。得られたサンプルを削り、削り粉を混酸［発煙硝酸：３５質量％塩酸：水＝１：１：１（容量比）］に溶解させ、この溶液をＩＣＰ発光分析装置によって測定することによりＰ濃度を決定した。

［ソーキング時間］
ソーキング時間とは、鋳片の中心温度が所定のソーキング温度に到達してから、鋳片をソーキング炉外に抽出するまでの時間を意味する。実質的に鋳片中心温度を所定のソーキング温度域に保持する時間に相当し、該ソーキング時間は下記式によって求まる値を採用した。
ソーキング時間＝在炉時間−加熱時間
（式中、在炉時間とは、鋳片をソーキング炉に挿入してから、ソーキング炉外に抽出するまでの時間を意味し、実質的に鋳片がソーキング炉内に置かれている時間に相当する。なお本実験例では、一つのソーキング炉を使用してソーキングを行ったが、鋳片を次々と複数の炉に入れ替えてソーキングする場合には、前記在炉時間は複数の炉における在炉時間の合計を意味する。また加熱時間とは、鋳片をソーキング炉に挿入してから、鋳片の中心温度が所定のソーキング温度域に到達するまでの時間を意味する。なお鋳片を次々と複数の炉に入れ替えてソーキングする場合には、複数の炉の加熱時間の合計を意味する）

ところで前記加熱時間を決定するには、鋳片の中心温度を測定する必要があるが、中心温度を毎回、直接測定することは困難である。そこで本実験例では、モデルケースで鋳片の中心温度を測定することによって加熱時間を決定した。すなわちモデルケースでは、鋳造後、十分に冷却された鋳片の中心部及び表層部に熱電対を埋設し、この鋳片をソーキング炉に入れて約１２００℃まで加熱し、この加熱鋳片を連続鋳造終了直後の鋳片とみなした。そしてこの加熱鋳片を連続鋳造後の鋳片と同じ条件で放冷しながら表面温度の変化を観察し、この表面温度が、ソーキング炉への挿入温度まで低下した段階で、該鋳片をソーキング炉に再挿入し、中心温度が所定のソーキング温度に到達するまでの時間Ｔ_Aを調べた。この時間Ｔ_Aは、均熱炉では約１０時間、加熱炉では約３．５時間であっため、前記式中の加熱時間にはこれらの値を採用した。

［巨大炭化物］
ソーキング炉から抽出した鋳片を、初期断面サイズ：６００ｍｍ×３８０ｍｍから圧延後断面サイズ：３５０ｍｍ×３５０ｍｍまで圧延した後、シャー切断し、放冷した。シャー切断片から鋳片中心部を切断採取し、断面を研磨した後、塩酸で腐蝕して中心偏析の発生状況を確認した。中心偏析が認められる部分を更に小さく切り出し、再研磨後、炭化物と地鉄とを識別できるようにピクラル腐蝕し、光学顕微鏡観察を行い、下記基準に従って評価した。
○：厚さ５μｍ以上の炭化物が検出されなかった
×：厚さ５μｍ以上の炭化物が検出された

［酸化物系介在物］
後述の鋼片（１５０ｍｍ×１５０ｍｍ）中のトータル酸素濃度（Ｏ_t）を不活性ガス融解法によって測定し、下記基準に従って酸化物系介在物の有害性を評価した。
○：トータル酸素濃度（Ｏ_t）が９ｐｐｍ以下である
×：トータル酸素濃度（Ｏ_t）が１０ｐｐｍ以上である

［鋼片表面疵］
ソーキング炉から抽出した鋳片（断面サイズ：６００ｍｍ×３８０ｍｍ）を断面サイズ：３５０ｍｍ×３５０ｍｍまで分塊圧延し、表面の脱炭層を完全に除去できるまで熱間でスカーフィング（溶削）した後、断面サイズ：１５０ｍｍ×１５０ｍｍまで引き続き分塊圧延した。得られた鋼片を室温まで冷却した後、磁粉探疵法によって鋼片手入の必要な表面疵の有無を検査し、下記式に従って表面疵発生率を求め、下記基準に従って評価した。
表面疵発生率（％）＝鋼片手入長さ÷鋼片検査長さ×１００
○：表面疵発生率が１％未満である
×：表面疵発生率が１％以上である

表２から明らかなように、ソーキング時間が長いＮｏ．１〜１４の例では表面疵が増大した。またソーキング時間を短くしても、Ｐ濃度が低すぎるＮｏ．１５の例では酸化物系介在物の点で不満足な結果となり、Ｐ濃度が高すぎるＮｏ．１６〜１８の例では炭化物を十分に抑制することができない。これらに対してＮｏ．１９〜２１の例では、Ｐ濃度が適切であるため、短時間のソーキングであっても、炭化物及び酸化物の両方を抑制できている。

実験例２
評価項目に、下記「Ｔｉ濃度」、「Ｎ濃度」及び「巨大Ｔｉ系介在物」を加える以外は、前記実験例１と同様にした。

［Ｔｉ濃度］
連続鋳造タンディッシュ内の溶鋼に、該溶鋼を吸引して急冷凝固させるサンプラーを挿入して溶鋼を採取した。得られたサンプルを削り、削り粉を混酸［発煙硝酸：３５質量％塩酸：水＝１：１：１（容量比）］に溶解させ、この溶液をＩＣＰ発光分析装置によって測定することによりＰ濃度を決定した。

［Ｎ濃度］
連続鋳造タンディッシュ内の溶鋼に、該溶鋼を吸引して急冷凝固させるサンプラーを挿入して溶鋼を採取した。得られたサンプルの内、特に急冷されている小径部位から削り出した削り粉を、燃焼−赤外吸収分析装置によって測定することによりＮ濃度を決定した。

［巨大Ｔｉ系介在物］
前記鋼片（１５０ｍｍ×１５０ｍｍ）を熱間圧延して直径５．５ｍｍの線材を得た。この線材の軸芯部から削り出した直径２．７５ｍｍのサンプル１０ｇを、温度約２５℃の塩酸水溶液［３５質量％塩酸：水＝１：１（容量比）］５００ｍｌに溶解し、孔径１０μｍのフィルターによって吸引濾過した。フィルター上に残った残渣をＥＰＭＡで分析し、Ｔｉ含有量が１０質量％以上の介在物の個数をカウントし、溶解量１ｇあたりの個数に換算した。

結果を表３に示す。

表３から明らかなように、Ｐ濃度が低すぎるＮｏ．４の例では、酸化物系介在物の点で不満足な結果となった。またＰ濃度が高すぎるＮｏ．２及び３の例では、炭化物を十分に抑制することができない。これらに対して、Ｎｏ．１及び５〜７の例では、炭化物及び酸化物の両方を抑制できている。なおＮｏ．１の例は、Ｔｉ系介在物の点では不満足な結果となっており、優れた音響特性が求められる用途に使用する場合には、該Ｎｏ．１よりもＰ濃度がさらに抑制されたＮｏ．５〜７の鋼材が推奨される。

図１は鋳造段階での中心偏析粒サイズと鋼中のＰ濃度との関係を示すグラフである。 図２はソーキング中の溶融部サイズとソーキング時間との関係を示す模式図である。 図３は、溶鋼（溶融部）中の実際のＴｉ濃度とＮ濃度との積と溶鋼（溶融部）温度との関係、並びに溶鋼（溶融部）中のＴｉＮの溶解度積と溶鋼（溶融部）温度との関係を示す模式図であり、Ｐ濃度が高く溶鋼（溶融部）の最終凝固温度が低い場合に対応するものである。 図４は、溶鋼（溶融部）中の実際のＴｉ濃度とＮ濃度との積と溶鋼（溶融部）温度との関係、並びに溶鋼（溶融部）中のＴｉＮの溶解度積と溶鋼（溶融部）温度との関係を示す模式図であり、Ｐ濃度が低く溶鋼（溶融部）の最終凝固温度が高い場合に対応するものである。 図５は、サンプルの採取箇所を説明するための概略斜視図である。

Claims (7)

1. 高炭素クロム軸受鋼用鋳片を、少なくともソーキング及び熱間圧延することにより、高炭素クロム軸受鋼材を製造する方法であり、かつ前記ソーキング温度として１１５０〜１２６０℃を採用する方法において、
   前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００９質量％であるものを使用し、前記ソーキング温度の保持時間を２時間未満にすることを特徴とする高炭素クロム軸受鋼材の製造方法。
2. 高炭素クロム軸受鋼用鋳片を、少なくともソーキング及び熱間圧延することにより、高炭素クロム軸受鋼材を製造する方法であり、かつ前記ソーキング温度として１１５０〜１２６０℃を採用する方法において、
   前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片としてＰ濃度が０．００２〜０．００６質量％であるものを使用し、前記ソーキング温度の保持時間を２時間未満にすることを特徴とする音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼材の製造方法。
3. 前記高炭素クロム軸受鋼用鋳片は、Ｔｉ濃度が０．００１質量％以下であることを特徴とする請求項２に記載の音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼材の製造方法。
4. ミニチュアベアリング用高炭素クロム軸受鋼材を製造する請求項２又は３に記載の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の方法によって得られた高炭素クロム軸受鋼材を用いた鋼部品。
6. 高炭素クロム軸受鋼線材であって、この線材の軸芯部から析出物抽出法によって抽出した大きさ１０μｍ以上の介在物を採取したとき、チタン系介在物個数が溶解量１ｇ当たり２個以下であることを特徴とする音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼線材。
7. Ｐ濃度が０．００２〜０．００６質量％、Ｔｉ濃度が０．００１質量％以下である請求項６に記載の音響特性に優れた高炭素クロム軸受鋼線材。

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