JP2009030145A - 軸受鋼鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を確保できる軸受鋼鋼材の提供。
【解決手段】Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなり、非金属介在物について、酸化物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるとともに、鋼材の長手方向縦断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下である軸受鋼鋼材。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなり、非金属介在物について、酸化物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるとともに、鋼材の長手方向縦断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下である軸受鋼鋼材。
【選択図】なし
Description
本発明は、軸受鋼鋼材及びその製造方法に関し、詳しくは、転動疲労寿命に優れた軸受鋼鋼材とその製造方法に関する。
各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受には、高い面圧が繰返し作用する。このため、長い転動疲労寿命が必要であり、主として、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（１９９９）に記載の「高炭素クロム軸受鋼鋼材」が使用されてきた。
転動疲労特性（転動疲労寿命）は鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物により低下することが知られている。そのため、従来は、製鋼プロセスによって鋼中の酸素含有量を少なくする試みがなされてきた。その結果、近年では酸素の含有量が質量割合で、１０ｐｐｍを下回る鋼材を安定して製造することが可能となり、それに伴って転動疲労寿命も向上してきた。
一方、近年では、例えば、エンジンの高出力化や周辺部品の小型化によって、転がり軸受の使用環境がますます高面圧化、高温化して過酷なものとなり、このため、転がり軸受に対してより一層長い転動疲労寿命が求められるようになってきた。
しかしながら、単に酸素の含有量を低減させるだけでは所望の良好な転動疲労寿命を確保することができず、このため、鋼中の酸化物のサイズを小さくして転動疲労寿命を改善することが提案されている。
具体的には、特許文献１に、重量％にて、Ｃ：０．１５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｃｒ：０．５０〜１．６０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０％以下、Ｏ：８ｐｐｍ以下を含み、更に、必要に応じて、Ｎｉ：０．４〜５．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物元素からなり、酸化物系介在物の粒子径が１５μｍ以下であることを特徴とする電子ビーム溶解法による「超清浄度軸受用鋼」に関する技術が開示されている。
また、特許文献２に、鋼の化学成分が、ＪＩＳ Ｇ ４８０５を満足すると共に、Ｏ：０．０００９質量％以下、Ａｌ：０．００５質量％以下およびＳ：０．００５質量％以下を満足する鋼からなり、圧延方向に平行な検鏡断面積１６０ｍｍ2中に存在する大きさ３μｍ以上の酸化物個数が１００個以下、そのうち大きさ１０μｍ以上のものが２個以下であり、更にそれらの組成別構成比率として、下記定義によるアルミナ系とスピネル系との合計個数が全酸化物個数の６０％未満であることを特徴とする「高炭素クロム軸受鋼」に関する技術が開示されている。
アルミナ系：（ＭｇＯ）も（ＳｉＯ2）も３％未満で且つ（ＣａＯ）も（ＣａＯ）／（（ＣａＯ）＋（Ａｌ2Ｏ3））の比で０．０８以下であるもの。
スピネル系：３％〜２０％の範囲の（ＭｇＯ）に残部が（Ａｌ2Ｏ3）である２元系に、１５％以内の（ＣａＯ）および／または１５％以内の（ＳｉＯ2）が混入する場合があるスピネル型結晶構造のもの。
スピネル系：３％〜２０％の範囲の（ＭｇＯ）に残部が（Ａｌ2Ｏ3）である２元系に、１５％以内の（ＣａＯ）および／または１５％以内の（ＳｉＯ2）が混入する場合があるスピネル型結晶構造のもの。
そして、特許文献２には、前記の高炭素クロム軸受鋼が、転炉または電気炉による酸化精錬後の脱酸およびその後の成分調整に際し実質Ａｌを含まない脱酸剤を使用する工程、次の取鍋精練におけるスラグの塩基度（（ＣａＯ）％／（ＳｉＯ2）％）が０．８以上３．０未満となるように制御する工程、それに引き続く３５分以上の真空脱ガス処理工程を含む製造工程をとることによって得られることが示されている。
前記の特許文献１で提案された技術は、通常の量産鋼の製造方法によって製造された鋼材を母材とし、電子ビーム溶解によって再溶解させることで、Ａｌ2Ｏ3のような酸化物を低減させる方法である。このため、製造コストが極めて高くなって、工業的な規模での量産には適用し難いものである。 しかも、近年における転がり軸受の厳しい使用環境下では、その転動疲労寿命は必ずしも十分といえるものではなかった。
また、特許文献２で提案された技術も、上記の特許文献１で開示された技術の場合と同様に、近年における転がり軸受の厳しい使用環境下においては、その転動疲労寿命は必ずしも十分といえるものではなかった。
そこで、本発明の目的は、近年の転がり軸受の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を確保できる軸受鋼鋼材とその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、質量割合で、酸素の含有量を１０ｐｐｍを下回る低酸素にし、しかも、鋼中の酸化物のサイズを小さくした場合にも、近年における転がり軸受の厳しい使用環境下において良好な転動疲労寿命が得られない原因について検討した。
その結果、質量割合で酸素の含有量が１０ｐｐｍを下回っても、酸化物がＡｌ2Ｏ3を主体とする硬質なものである場合は、粗大な介在物として鋼中に残存していることがあるため、良好な転動疲労寿命が得られていない可能性があると考えた。更に、質量割合で酸素の含有量が１０ｐｐｍを下回っても、Ｓの含有量が多い場合には酸化物よりも硫化物が粗大となる場合があり、これによっても良好な転動疲労寿命が得られていない可能性があると考えた。
そこで、先ず、酸化物に関して検討した結果、鋼のいわゆる「二次精錬」の過程におけるスラグの主要構成成分を主にＣａＯ及びＳｉＯ2とし、更に、Ａｌ2Ｏ3が極力少量となるように厳密な制御を行うことで、軟質な酸化物が得られること、更には、この軟質酸化物は圧下を加えることによって微細化できることが明らかになった。
しかしながら、上記のような手法でいくら酸化物を微細化しても転動疲労寿命を向上させることはできなかった。
そこで、更に検討を重ねた結果、上記の精錬方法で製造された鋼の場合、硫化物中にＭｎＯと思われる酸化物が含有されやすくなる傾向があり、この硫化物は従来のＡｌ添加により脱酸処理した軸受鋼中の硫化物とは異なり、圧下によって延伸、分断されることが難しく大きなまま存在する、という極めて重要な知見が得られた。
そして、上記の圧下によって延伸、分断されることが難しく大きなまま存在する硫化物が転動疲労寿命を低下させることが明らかになった。
そこで次に、圧下によって硫化物を延伸、分断させるための検討を行った。
その結果、硫化物の量を制限するために、Ｓの含有量を質量％で、０．０１０％以下とし、かつ、圧下比や加工温度などの圧下条件を適正に制御すれば、酸化物だけではなく硫化物をも延伸、分断させて微細化することができ、結果として、過酷な使用環境下においても、優れた転動疲労寿命を有する軸受鋼鋼材を得ることができることが判明した。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示す軸受鋼鋼材並びに（２）及び（３）に示す軸受鋼鋼材の製造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなり、非金属介在物について、酸化物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるとともに、鋼材の長手方向縦断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下であることを特徴とする軸受鋼鋼材。
（２）上記（１）に記載の化学成分及び酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することを特徴とする軸受鋼鋼材の製造方法。
但し、全圧下比とは、鋳片又は鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指し、また、１０００℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指す。
但し、全圧下比とは、鋳片又は鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指し、また、１０００℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指す。
（３）鋳片又は鋼塊が、酸化精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造されたものであることを特徴とする上記（２）に記載の軸受鋼鋼材の製造方法。
なお、酸化物の平均組成における「不純物」とは、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などを指す。
また、「長手方向縦断面」（以下、「Ｌ断面」という。）とは、鋼材の長手方向に平行に切断した面をいう。
以下、上記 （１）の軸受鋼鋼材に係る発明並びに（２）及び（３）の軸受鋼鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（３）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明の軸受鋼鋼材は、近年の転がり軸受の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として利用することができる。この軸受鋼鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素と酸化物の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学成分：
Ｃ：０．６〜１．２％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．６％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に１．２％を超えると、耐摩耗性は向上するものの、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命が低下したり、焼割れの原因となる。したがって、Ｃの含有量を０．６〜１．２％とした。望ましいＣ含有量の範囲は、０．６〜１．１％である。
Ｃ：０．６〜１．２％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．６％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に１．２％を超えると、耐摩耗性は向上するものの、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命が低下したり、焼割れの原因となる。したがって、Ｃの含有量を０．６〜１．２％とした。望ましいＣ含有量の範囲は、０．６〜１．１％である。
Ｓｉ：０．１〜０．８％
Ｓｉは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１％以上含有させなければならない。しかしながら、０．８％を超えてＳｉを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。更に、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜０．８％とした。好ましいＳｉ含有量の範囲は、０．１５〜０．７％である。
Ｓｉは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１％以上含有させなければならない。しかしながら、０．８％を超えてＳｉを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。更に、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜０．８％とした。好ましいＳｉ含有量の範囲は、０．１５〜０．７％である。
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１％以上含有させなければならない。しかしながら、１．５％を超えてＭｎを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜１．５％とした。好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．２〜１．１５％である。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１％以上含有させなければならない。しかしながら、１．５％を超えてＭｎを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜１．５％とした。好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．２〜１．１５％である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を短くしてしまう。特に、その含有量が０．０３％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。好ましいＰ含有量の範囲は０．０２％以下である。
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を短くしてしまう。特に、その含有量が０．０３％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。好ましいＰ含有量の範囲は０．０２％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため転動疲労寿命を短くしてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、転動疲労寿命の向上という観点からは、Ｓの含有量は低ければ低いほど望ましいが、Ｓには被削性を高める作用があり、その含有量が０．００５％以上で被削性向上効果が確実に得られる。このため被削性を重視する場合には、Ｓの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため転動疲労寿命を短くしてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、転動疲労寿命の向上という観点からは、Ｓの含有量は低ければ低いほど望ましいが、Ｓには被削性を高める作用があり、その含有量が０．００５％以上で被削性向上効果が確実に得られる。このため被削性を重視する場合には、Ｓの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．５％以上含有させなければならない。しかしながら、２．０％を超えてＣｒを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。好ましいＣｒ含有量の範囲は、０．９〜１．６％である。
Ｃｒは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．５％以上含有させなければならない。しかしながら、２．０％を超えてＣｒを含有させても焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。好ましいＣｒ含有量の範囲は、０．９〜１．６％である。
Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、後述するように酸化精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わないし、フラックスを投入して新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する際に用いるフラックスもＡｌ2Ｏ3の含有量の少ない、実質的にＡｌを含有しないものを用いる。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなり、特に、０．００５％を超えてしまうと、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも、圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、転動疲労寿命が短くなってしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ａｌは、０．００３％以下の含有量とすることが好ましく、低ければ低いほどよい。
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、後述するように酸化精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わないし、フラックスを投入して新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する際に用いるフラックスもＡｌ2Ｏ3の含有量の少ない、実質的にＡｌを含有しないものを用いる。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなり、特に、０．００５％を超えてしまうと、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも、圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、転動疲労寿命が短くなってしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ａｌは、０．００３％以下の含有量とすることが好ましく、低ければ低いほどよい。
Ｃａ：０．０００５％以下
本発明においては、後述するように、酸化精錬で生成したスラグの除滓後に、主成分がＣａＯであるフラックスを投入して、新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する。この際に、Ｃａはフラックスより軟質な酸化物として、鋼中に極微量混入する。ただし、Ｃａの含有量が多くなり、０．０００５％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなりすぎて、粗大な酸化物となってしまう。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５％以下とした。好ましいＣａ含有量は、０．０００３％以下であり、更に望ましくは０．０００２％以下である。なお、含有されるＣａの量の下限値は、特に規定するものではなく、鋼材中の酸化物の平均組成におけるＣａＯが１０％以上であればよい。
本発明においては、後述するように、酸化精錬で生成したスラグの除滓後に、主成分がＣａＯであるフラックスを投入して、新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する。この際に、Ｃａはフラックスより軟質な酸化物として、鋼中に極微量混入する。ただし、Ｃａの含有量が多くなり、０．０００５％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなりすぎて、粗大な酸化物となってしまう。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５％以下とした。好ましいＣａ含有量は、０．０００３％以下であり、更に望ましくは０．０００２％以下である。なお、含有されるＣａの量の下限値は、特に規定するものではなく、鋼材中の酸化物の平均組成におけるＣａＯが１０％以上であればよい。
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは、好ましくない不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００２０％を超えると、圧下した後に粗大な酸化物として残存し、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とした。なお、好ましいＯ含有量の範囲は０．００１５％以下である。
Ｏは、好ましくない不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００２０％を超えると、圧下した後に粗大な酸化物として残存し、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とした。なお、好ましいＯ含有量の範囲は０．００１５％以下である。
上記の理由から、本発明（１）に係る軸受鋼鋼材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃａ、Ｏを上述した範囲で含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなることと規定した。
また、本発明（２）においても、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃａ、Ｏを上述した範囲で含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなる鋳片又は鋼塊を用いることとした。
なお、粗大なＴｉＮが生成すると転動疲労寿命を低下させてしまうため、不純物におけるＴｉは０．００３％以下、不純物におけるＮは０．０１０％以下とすることが望ましい。
（Ｂ）非金属介在物：
（Ｂ−１）酸化物の平均組成：
本発明においては、非金属介在物について、先ず、酸化物の平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるものでなければならない。以下、質量％での酸化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。
（Ｂ−１）酸化物の平均組成：
本発明においては、非金属介在物について、先ず、酸化物の平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるものでなければならない。以下、質量％での酸化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。
本発明でいう「酸化物」は、主としてＣａＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ及びＭｇＯの５元系を基本として構成されるものであり、酸化物の平均組成が上記の範囲にある場合には酸化物は全体的に軟質であり、圧延等の加工によって容易に延伸、分断されて微細になるため、転動疲労寿命を低下させることがなく、したがって、過酷な使用環境下においても優れた転動疲労寿命を確保できるからである。
以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。
ＣａＯ：１０〜６０％
酸性酸化物であるＳｉＯ2を基本組成とする酸化物は、塩基性であるＣａＯを含むことにより酸化物の液相線温度が下がり、圧延温度域で延性を示すようになる。その効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度が１０％以上で得られるが、６０％を超えると相対的にＳｉＯ2濃度が低下して却って延性を示さなくなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度を１０〜６０％とした。なお、圧延温度域で安定した延性が得られるようにするための上記ＣａＯ濃度の望ましい上限は５０％である。
酸性酸化物であるＳｉＯ2を基本組成とする酸化物は、塩基性であるＣａＯを含むことにより酸化物の液相線温度が下がり、圧延温度域で延性を示すようになる。その効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度が１０％以上で得られるが、６０％を超えると相対的にＳｉＯ2濃度が低下して却って延性を示さなくなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度を１０〜６０％とした。なお、圧延温度域で安定した延性が得られるようにするための上記ＣａＯ濃度の望ましい上限は５０％である。
Ａｌ2Ｏ3：２０％以下
両性酸化物であるＡｌ2Ｏ3の酸化物の平均組成における濃度が２０％を超えると、圧延温度域でＡｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、後述するＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。これらの固相は硬質で圧延でも延伸することなく、晶出した厚みを保つ。したがって、酸化物の平均組成におけるＡｌ2Ｏ3濃度は２０％以下とする必要がある。なお、前記硬質相の生成を安定かつ確実に抑制するための上記Ａｌ2Ｏ3濃度の望ましい上限は１５％である。
両性酸化物であるＡｌ2Ｏ3の酸化物の平均組成における濃度が２０％を超えると、圧延温度域でＡｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、後述するＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。これらの固相は硬質で圧延でも延伸することなく、晶出した厚みを保つ。したがって、酸化物の平均組成におけるＡｌ2Ｏ3濃度は２０％以下とする必要がある。なお、前記硬質相の生成を安定かつ確実に抑制するための上記Ａｌ2Ｏ3濃度の望ましい上限は１５％である。
ＭｎＯ：５０％以下
ＭｎＯは、酸化物としては塩基性を有し、ＳｉＯ2系の軟質化を助長するので、比較的高い濃度まで許容できる。しかしながら、ＭｎＯは鋼が弱脱酸状態の時に安定な、いわゆる低級酸化物であり、ＭｎＯ濃度が高いと鋼中のＯ（酸素）の含有量も高くなる。すなわち、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度が５０％を超えるとＯ含有量を０．００２０％以下とすることができない。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度を５０％以下とした。なお、前述したＯの含有量を０．００１５％以下にするために、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度は４０％以下とすることが好ましい。
ＭｎＯは、酸化物としては塩基性を有し、ＳｉＯ2系の軟質化を助長するので、比較的高い濃度まで許容できる。しかしながら、ＭｎＯは鋼が弱脱酸状態の時に安定な、いわゆる低級酸化物であり、ＭｎＯ濃度が高いと鋼中のＯ（酸素）の含有量も高くなる。すなわち、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度が５０％を超えるとＯ含有量を０．００２０％以下とすることができない。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度を５０％以下とした。なお、前述したＯの含有量を０．００１５％以下にするために、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度は４０％以下とすることが好ましい。
ＭｇＯ：１５％以下
ＭｇＯは塩基性酸化物であり、少量ではＳｉＯ2系酸化物の軟質化ができるが、一方でその溶解度が低く、硬質のＭｇＯ（ペリクレース）相及びＡｌ2Ｏ3とともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。圧延温度域では酸化物の平均組成におけるＭｇＯが１５％を超えると、上述した硬質相を晶出する蓋然性が高くなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度を１５％以下とした。なお、前記した硬質相の晶出をより確実に抑制するために、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度は１０％以下とすることが好ましい。
ＭｇＯは塩基性酸化物であり、少量ではＳｉＯ2系酸化物の軟質化ができるが、一方でその溶解度が低く、硬質のＭｇＯ（ペリクレース）相及びＡｌ2Ｏ3とともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。圧延温度域では酸化物の平均組成におけるＭｇＯが１５％を超えると、上述した硬質相を晶出する蓋然性が高くなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度を１５％以下とした。なお、前記した硬質相の晶出をより確実に抑制するために、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度は１０％以下とすることが好ましい。
本発明でいう「酸化物」は、主としてＣａＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ及びＭｇＯの５元系を基本として構成されるものであるが、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などの酸化物における不純物の総和は３％以下であることが望ましい。
なお、酸化物の平均組成は、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下、ＭｎＯ：４０％以下及びＭｇＯ：１０％以下で残部がＳｉＯ2及び３％以下の不純物であることが好ましい。
また、酸化物の平均組成において、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ及びＭｇＯの下限は、特に規定する必要はない。
上述の理由から、本発明（１）に係る軸受鋼鋼材の酸化物の平均組成を、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなることと規定した。
また、本発明（２）においても、上記酸化物の平均組成である鋳片又は鋼塊を用いることとした。
なお、酸化物の平均組成は、例えば、鋼材を長手方向に平行に切出したＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を複数個、例えば２０個について、測定した組成を算術平均して求めればよい。
なお、上記した酸化物の平均組成は、例えば、次の〈１〉及び〈２〉に述べる製鋼方法を採用し、それに続いて、常法の連続鋳造法や鋳型法によって鋳片や鋼塊に鋳造することによって得ることができる。
〈１〉軸受鋼の製鋼過程で、いわゆる「一次精錬炉」である転炉や電気炉など（以下、単に「転炉」ともいう。）での酸化精錬後に不純物として含まれる酸素を除くために通常実施されるＡｌ添加での脱酸処理を行わない。
〈２〉二次精錬終了後の最終的なスラグについて、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．８〜２．０で、かつ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御する。なお、上記のＦ（フッ素）は造滓剤としてのほたる石の主成分であるＣａＦ2に由来する。
なお、二次精錬終了後の最終的なスラグについて、上記〈２〉の組成とするためには、転炉から取り鍋へ出鋼した後、「二次精錬」におけるスラグ組成制御を容易にするために、先ず、転炉から流出した酸化精錬で生成したスラグの除滓を実施し、除滓後に、主成分がＣａＯであり、実質的にＡｌを含まない、Ａｌ2Ｏ3やＭｇＯの含有量の少ないフラックスを投入して、新たに生成したスラグと溶鋼を強攪拌すればよい。
なお、強攪拌を得るための手段としては、例えば、減圧下での攪拌、インジェクションによる攪拌や取り鍋底部からの底吹き攪拌などを適用すればよい。インジェクションによる攪拌を行う場合には、上述のフラックスを同時に吹き込むのが望ましい。また、減圧処理を実施する場合には、あくまでも攪拌のための減圧処理に留める必要がある。これは、長時間の減圧処理を実施すれば、却って耐火物からの硬質介在物の混入やスラグの巻き込みを招くことになって、清浄性を低下させることに繋がるからである。
また、鋼のＣａ含有量が０．０００５％を超えない範囲であれば、二次精錬の過程で更に溶鋼中にＣａを添加しても構わない。
（Ｂ−２）酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さ：
酸化物、硫化物の双方ともに、その厚さが大きい場合には、転動疲労寿命の低下を招く。転動疲労寿命に最も影響を及ぼすものは、軌道面下に存在する最も粗大な介在物である。特に、鋼材のＬ断面の１００ｍｍ2の面積中において８．５μｍを超えるような最大厚さの酸化物や硫化物が、鋼材中の数多くの部位で存在すると、軌道面に存在する確率が高くなり、転動疲労寿命の著しい低下をきたす。
酸化物、硫化物の双方ともに、その厚さが大きい場合には、転動疲労寿命の低下を招く。転動疲労寿命に最も影響を及ぼすものは、軌道面下に存在する最も粗大な介在物である。特に、鋼材のＬ断面の１００ｍｍ2の面積中において８．５μｍを超えるような最大厚さの酸化物や硫化物が、鋼材中の数多くの部位で存在すると、軌道面に存在する確率が高くなり、転動疲労寿命の著しい低下をきたす。
上述の理由から、本発明（１）に係る軸受鋼鋼材は、鋼材のＬ断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下であることと規定した。
なお、上記の酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値はいずれも、７μｍ以下であることが好ましい。
なお、「Ｌ断面」とは、鋼材の長手方向に平行に切断した面を指すことは既に述べたとおりである。
（Ｃ）軸受鋼鋼材の製造方法：
本発明（１）の軸受鋼鋼材は、例えば、本発明（２）の方法、具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することによって、製造することができる。また、本発明（２）に係る化学成分と酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊、つまり前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊は、例えば、前記（Ｂ−１）項の〈１〉及び〈２〉で述べた方法を採用した後、続いて常法の連続鋳造法や鋳型法で鋳造することによって得ることができる。
本発明（１）の軸受鋼鋼材は、例えば、本発明（２）の方法、具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することによって、製造することができる。また、本発明（２）に係る化学成分と酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊、つまり前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊は、例えば、前記（Ｂ−１）項の〈１〉及び〈２〉で述べた方法を採用した後、続いて常法の連続鋳造法や鋳型法で鋳造することによって得ることができる。
そして、軸受鋼鋼材は、鋳片又は鋼塊を１０００℃を超える温度域で分塊圧延して得た鋼片を用いて、これに例えば、棒鋼圧延や線材圧延を行うことによって製造される。
上記工程において、鋳片又は鋼塊を最終の棒鋼や線材などの鋼材に加工する場合の全圧下比が１５を下回る場合には、たとえ前述の（Ａ）項で述べた化学成分からなり、（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊を用いても、軸受鋼鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さの条件を満足させることができず、このため、過酷な使用環境下において、所望の優れた転動疲労寿命を確保させることができない。
なお、上記の全圧下比が大きいほど、前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さが小さくなって、転動疲労特性（転動疲労寿命）は向上する。このため、上記全圧下比の上限は特に規定する必要はなく、鋳片や鋼塊の寸法とそれらを加工して得られる最終の棒鋼や線材など鋼材の寸法や設備面から決定される最大の値であってもよい。
なお、望ましい全圧下比の範囲は３０以上である。
しかしながら、軸受鋼鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さの条件を満足させるためには、全圧下比が１５以上を満たすようにするだけでは不十分である。
これは、酸化物の平均組成が前記（Ｂ−１）項で述べたものである時、同時に存在する硫化物にはＭｎＯと思われる酸化物が含有されており、Ａｌ添加で脱酸処理した場合に比べて硫化物は硬質化しているので、加工によって延伸、分断され難く、したがって、軸受鋼鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足させることができないからである。
全圧下比が１５以上を満たすようにし、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することによって、初めて、軸受鋼鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足させることができる。
すなわち、マトリックス（素地）の変形抵抗は硫化物に比較して小さいため、高い温度で加えられる圧下、特に、１０００℃を超える温度域で加えられる圧下は、マトリックスを優先的に変形させてしまう。そのため、上記温度域における圧下では、硫化物は延伸、分断され難く、前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足することができない。そして、この場合には、過酷な使用環境下において、所望の優れた転動疲労寿命を確保させることができない。
これに対して、圧下を加える温度域を１０００℃以下に低下させれば、マトリックスと硫化物の変形抵抗の差は小さくなるので、硫化物は延伸、分断されやすくなって前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足するようになる。
なお、圧下を加える温度域は９５０℃以下が望ましく、８５０℃以下であれば更に望ましい。
上記の圧下を加える温度域が低ければ低いほど、硫化物の延伸、分断効果が促進されるので前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さは小さくなる。このため、上記圧下を加える温度の下限は特に規定する必要はなく、最終の棒鋼や線材などの鋼材に加工するための負荷やその際の加工性など設備面や材料特性の観点から決定される最小の値であってもよい。
なお、圧下を加える温度域が１０００℃以下であっても、その温度域における圧下比が低く、特に、４を下回る場合には、硫化物が十分に延伸、分断され難いので、前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足することができない。
上記１０００℃以下の温度域における圧下比は、６以上が望ましく、８以上であれば更に望ましい。
なお、上記の１０００℃以下の温度域における圧下比の上限は、特に規定するものではなく、最終の棒鋼や線材などの鋼材に加工するための負荷やその際の加工性など設備面や材料特性の観点から決定される最大の値であってもよい。
なお、既に述べたように、上記の全圧下比とは、鋳片又は鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指し、また、１０００℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指す。
上述の理由から、本発明（２）においては、本発明（１）に記載の化学成分及び酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊、換言すれば、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することと規定した。
また、本発明（３）においては、酸化精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造された鋳片や鋼塊を用いることと規定した。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１）
表１に示す種々の化学組成を有する軸受鋼の鋳片１〜２３を製造した。
表１に示す種々の化学組成を有する軸受鋼の鋳片１〜２３を製造した。
なお、表１中の鋼１〜１２、鋼１５、鋼１６、鋼１８及び鋼２０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、鋼１３、鋼１４、鋼１７、鋼１９及び鋼２１〜２３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち鋼２２及び鋼２３は従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼である。
上記の各鋼のうち、鋼１〜２１については、転炉で酸化精錬を行った後、除滓し、フラックスを投入した。そして、フラックスインジェクション法によるフラックスの吹き込みを行った後、溶鋼中にフラックスを混入させた状態で、アーク式加熱装置付き真空溶鋼攪拌設備（以下、「ＶＡＤ」という。）により、Ａｒ雰囲気下で、Ａｒ流量４０〜６０Ｌ／分の溶鋼攪拌を４０分間行った。その後、連続鋳造して３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。なお、鋼１９及び鋼２１については、転炉からの出鋼時にＡｌを僅かに添加し、軽く脱酸処理を行ったが、鋼１〜１８及び鋼２０については、Ａｌ添加の脱酸処理を行わなかった。
鋼２２及び鋼２３については、転炉で酸化精錬を行った後、転炉からの出鋼時にＡｌ添加による脱酸処理を行ってから、除滓し、フラックスを投入した。そして、ＶＡＤにより、Ａｒ雰囲気下で、Ａｒ流量４０〜６０Ｌ／分の溶鋼攪拌を４０分間行い、更にＲＨ真空脱ガス装置による処理を４０分間行って、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物を除去した。その後、連続鋳造して３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。
表２に、鋼１〜２３の除滓後に投入したフラックスの組成、及び鋼１〜２１のフラックスインジェクション法で使用したフラックスの組成を示す。
また、表３に、鋼１〜２３のＶＡＤ処理後の質量％でのスラグの組成と塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を示す。
このようにして得た鋼１〜２３の鋳片のＴ／４部（但し、「Ｔ」は鋳片の厚みを表す。）から、すなわち、鋳片の外面と中心の中間部位から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、各鋳片における酸化物の「平均組成」を求めた。
表４に、鋼１〜２３の各鋳片について上記のようにして測定した酸化物の平均組成を示す。なお、酸化物の平均組成における残部は「不純物」、すなわち、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などを指す。
上記鋼１〜２１の鋳片については、これらを１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とし、更に、その鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、直径７０ｍｍ（以下、「φ７０ｍｍ」という。）の棒鋼を製造した。
一方、鋼２２及び鋼２３の鋳片については、これらを１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とし、更にその鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造した。
上記のようにして得た鋼１〜２３のφ７０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（但し、「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、各φ７０ｍｍの棒鋼における酸化物の「平均組成」を求めた。
また、鋼１〜２３のφ７０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、縦断方向に１００ｍｍ2のブロックを１０個切出してＬ断面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、１００ｍｍ2の各Ｌ断面中に存在する酸化物の最大厚さ及び硫化物の最大厚さを光学顕微鏡を用いて測定し、それぞれ、算術平均した。
具体的には、光学顕微鏡観察の倍率を４００倍として、先ず、１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物と硫化物をそれぞれ検出し、次いで、倍率を１０００倍としてそれぞれの厚さを測定し、この測定を１０個のブロックについて行い、それぞれ１０個の算術平均値を求めた。
なお、酸化物と硫化物が分離せずに複合している場合は、酸化物と硫化物の厚さをそれぞれ測定し、それらの厚さが測定したＬ断面中で最も大きかった場合に、それぞれを、対象とする１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物や硫化物として、算術平均した。
表５に、鋼１〜２３の各φ７０ｍｍの棒鋼について上記のようにして測定した酸化物の平均組成並びに１０個の１００ｍｍ2のＬ断面中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値を示す。なお、酸化物の平均組成における残部は「不純物」、すなわち、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などを指す。また、表５においては、上記の酸化物の最大厚さの算術平均の値及び硫化物の最大厚さの算術平均の値をそれぞれ、「酸化物の最大厚さ」及び「硫化物の最大厚さ」と表記した。以下の説明においても、酸化物の最大厚さの算術平均の値及び硫化物の最大厚さの算術平均の値をそれぞれ、「酸化物の最大厚さ」及び「硫化物の最大厚さ」ということがある。
上記のようにして得た鋼１〜２３のφ７０ｍｍの棒鋼をいずれも、７８０℃にて６時間保持した後、炉冷を行う球状化焼鈍を行い、その後、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが５.５ｍｍの素形材をスライスして採取した。
上記の直径が６０ｍｍで厚みが５.５ｍｍの素形材を、８３０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後更に、１８０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
このようにして焼入れ−焼戻しした素形材の表面をラッピング加工して転動疲労試験片を作製して、転動疲労試験に供した。
転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。
表６に、転動疲労試験の詳細条件を示す。
転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命を「転動疲労寿命」として評価した。
前記の表５に、上記のようにして求めた転動疲労寿命を併せて示した。
表５から、鋼の化学成分及び非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成及び鋼材のＬ断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値）が本発明（１）の規定を満たす試験番号１〜１２の場合には、５．７３×１０7以上の長い転動疲労寿命が得られている。
これに対して、鋼の化学成分が本発明の規定を満たしても、本発明（３）の規定から外れる方法で製造し、非金属介在物が本発明（１）で規定する条件から外れる試験番号１５、試験番号１６、試験番号１８及び試験番号２０の場合には、転動疲労寿命は短い。
すなわち、上記の各試験番号の場合、非金属介在物について、硫化物の最大厚さは本発明（１）で規定する条件を満たすものの、酸化物の平均組成が本発明（１）で規定する条件から外れるため、酸化物が硬質なものとなり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、３．１８×１０7、３．５１×１０7、２．３５×１０7及び２．９８×１０7と短いものである。
また、鋼の化学成分が本発明の規定から外れる場合も、転動疲労寿命は短い。
すなわち、試験番号１３及び試験番号１７は、非金属介在物について、酸化物の平均組成は本発明（１）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１３及び鋼１７のＳ含有量がそれぞれ、０．０１８％及び０．０１５％と高く、本発明で規定する値を超えるため、硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、３．０４×１０7及び２．８３×１０7と短いものである。
試験番号１４は、非金属介在物について、酸化物の平均組成及び硫化物の最大厚さは本発明（１）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１４のＯ含有量が０．００２４％と高く、本発明で規定する値を超えるため、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命は２．６９×１０7と短い。
試験番号１９及び試験番号２１は、非金属介在物について、硫化物の最大厚さは本発明（１）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１９及び鋼２１のＡｌ含有量がそれぞれ、０．００９％及び０．００７％と高く、本発明で規定する値を超えるため、酸化物の平均組成が本発明（１）で規定する条件から外れて、硬質な酸化物となり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、２．７６×１０7及び２．８３×１０7と短いものである。
同様に、試験番号２２及び試験番号２３は、従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼２２及び鋼２３を用いたので、Ａｌ含有量がそれぞれ、０．０１５％及び０．０１９％と高く、本発明で規定する値を超えるため、非金属介在物について、硫化物の最大厚さは本発明（１）で規定する条件を満たすものの、酸化物の平均組成が本発明（１）で規定する条件から外れて、硬質な酸化物となり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、２．４８×１０7及び３．０１×１０7と短い。
（実施例２）
実施例１で作製した鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０×１６０ｍｍの鋼片にした。
実施例１で作製した鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０×１６０ｍｍの鋼片にした。
次いで、上記の鋼片を用いて、次の〔１〕〜〔５〕に示す条件で棒鋼圧延し、φ７０ｍｍ又はφ１１０ｍｍの棒鋼を製造した。
〔１〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造、
〔２〕鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造、
〔３〕鋼片を９５０℃に加熱した後、８５０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造、
〔４〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造、
〔５〕鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造。
〔２〕鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造、
〔３〕鋼片を９５０℃に加熱した後、８５０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造、
〔４〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造、
〔５〕鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造。
また、上記の実施例１で作製した鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１４０×１４０ｍｍの鋼片とし、更に、その鋼片を用いて、次の〔６〕に示す条件で棒鋼圧延し、φ１００ｍｍの棒鋼を製造した。
〔６〕鋼片を１０５０℃に加熱した後、９３０〜８００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１００ｍｍの棒鋼を製造。
表７に、上記した各棒鋼の製造条件の詳細を示す。
上記のようにして製造した鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３のφ７０ｍｍ、φ１００ｍｍ及びφ１１０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、φ７０ｍｍ、φ１００ｍｍ及びφ１１０ｍｍの棒鋼における酸化物の「平均組成」を求めた。
また、前記鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３のφ７０ｍｍ、φ１００ｍｍ及びφ１１０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、縦断方向に１００ｍｍ2のブロックを１０個切出してＬ断面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、１００ｍｍ2の各Ｌ断面中に存在する酸化物の最大厚さ及び硫化物の最大厚さを光学顕微鏡を用いて測定し、それぞれ、算術平均した。
具体的には、光学顕微鏡観察の倍率を４００倍として、先ず、１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物と硫化物をそれぞれ検出し、次いで、倍率を１０００倍としてそれぞれの厚さを測定し、この測定を１０個のブロックについて行い、それぞれ１０個の算術平均値を求めた。
なお、酸化物と硫化物が分離せずに複合している場合は、酸化物と硫化物の厚さをそれぞれ測定し、それらの厚さが測定したＬ断面中で最も大きかった場合に、それぞれを、対象とする１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物や硫化物として、算術平均した。
表８に、前記の各棒鋼について上記のようにして測定した酸化物の平均組成並びに１０個の１００ｍｍ2のＬ断面中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値を示す。なお、先にも述べたように、酸化物の平均組成における残部は「不純物」、すなわち、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などを指す。また、「酸化物の最大厚さ」及び「硫化物の最大厚さ」は、それぞれ、酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値を指す。
また、上記のようにして得た鋼４、鋼６、鋼１３、鋼１６及び鋼２３のφ７０ｍｍ、φ１００ｍｍ及びφ１１０ｍｍの棒鋼をいずれも、７８０℃にて６時間保持した後、炉冷を行う球状化焼鈍を行い、その後、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが５.５ｍｍの素形材をスライスして採取した。
上記の直径が６０ｍｍで厚みが５.５ｍｍの素形材を、８３０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後更に、１８０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
このようにして焼入れ−焼戻しした素形材の表面をラッピング加工して転動疲労試験片を作製して、転動疲労試験に供した。
転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍの条件で行った。
なお、転動疲労試験の詳細条件は前記表６に示したとおりである。
転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命を「転動疲労寿命」として評価した。
前記の表８に、上記のようにして求めた転動疲労寿命を併せて示した。
表８から、鋼の化学成分及び非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定を満たす鋳片を、本発明（２）の方法で圧下した試験番号２５、試験番号２６、試験番号３１及び試験番号３２の場合には、７．３１×１０7以上という長い転動疲労寿命が得られていることがわかる。
これに対して、鋼の化学成分及び非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定を満たす鋳片に全圧下比が１５以上となる圧下を加えた場合であっても、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比が本発明（２）の条件から外れた方法で圧下した試験番号２４、試験番号２９、試験番号３０及び試験番号３５の場合には、硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れる。このため、転動疲労寿命は、３．８２×１０7、３．６５×１０7、３．１５×１０7及び３．４１×１０7と短い。
また、鋼の化学成分及び非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定を満たす鋳片を用いた場合であっても、全圧下比が本発明（２）の条件から外れた方法で圧下した試験番号２７、試験番号２８、試験番号３３及び試験番号３４の場合には酸化物の最大厚さ及び硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、３．１５×１０7、３．２０×１０7、２．９６×１０7及び３．５６×１０7と短いものである。
更に、非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定を満たしても鋼の化学成分としてのＳ含有量が本発明（２）の規定から外れる鋳片を用いた試験番号３６〜４１の場合には、圧下条件に拘わらず硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れ、しかも、圧下条件によっては試験番号３９及び試験番号４０のように酸化物の最大厚さも大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、２．３４×１０7、３．０４×１０7、２．９５×１０7、２．２８×１０7、２．６７×１０7及び２．９３×１０7と短いものである。
鋼の化学成分が本発明（２）の規定を満たしても非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定から外れる鋳片を用いた試験番号４２〜４７の場合には、圧下条件に拘わらず酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、３．１３×１０7、３．５１×１０7、３．２１×１０7、１．８５×１０7、２．６４×１０7及び２．９５×１０7と短いものである。
従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼の化学成分及び非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成）が本発明（２）の規定から外れる鋳片を用いた試験番号４８〜５３の場合には、圧下条件に拘わらず酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）で規定する条件から外れるので、転動疲労寿命はそれぞれ、３．０１×１０7、２．８３×１０7、１．９７×１０7、２．７５×１０7、２．０２×１０7及び２．４３×１０7と短いものである。
本発明の軸受鋼鋼材は、近年の転がり軸受の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として利用することができる。この軸受鋼鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学成分からなり、非金属介在物について、酸化物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなるとともに、鋼材の長手方向縦断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下であることを特徴とする軸受鋼鋼材。
- 請求項１に記載の化学成分及び酸化物の平均組成を有する鋳片又は鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで１０００℃以下の温度域での圧下比を４以上として圧下することを特徴とする軸受鋼鋼材の製造方法。
但し、全圧下比とは、鋳片又は鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指し、また、１０００℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた軸受鋼鋼材の断面積で除した値を指す。 - 鋳片又は鋼塊が、酸化精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造されたものであることを特徴とする請求項２に記載の軸受鋼鋼材の製造方法。
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010007092A (ja) * | 2008-06-24 | 2010-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軸受鋼鋼材およびその製造方法 |
| JP2012062526A (ja) * | 2010-09-16 | 2012-03-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 圧延軸受鋼鋼材 |
| JP2012132094A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 軸受材料及び軸受材料の製造方法 |
| WO2012132771A1 (ja) | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2013177666A (ja) * | 2012-02-03 | 2013-09-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 軸受鋼鋼材の溶製方法 |
| WO2014017362A1 (ja) | 2012-07-24 | 2014-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2014019911A (ja) * | 2012-07-18 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2015036437A (ja) * | 2013-08-13 | 2015-02-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| EP3042977A4 (en) * | 2013-09-05 | 2017-05-24 | NTN Corporation | Rolling component |
| EP3249068A4 (en) * | 2015-01-23 | 2018-08-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel material for bearings that has excellent rolling fatigue characteristics, and bearing part |
| WO2019142946A1 (ja) * | 2018-01-22 | 2019-07-25 | 日本製鉄株式会社 | 軸受鋼部品、および軸受鋼部品用棒鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH09291340A (ja) * | 1996-02-29 | 1997-11-11 | Kawasaki Steel Corp | 軸受材料 |
| JP2006063402A (ja) * | 2004-08-27 | 2006-03-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼 |
-
2007
- 2007-08-07 JP JP2007204872A patent/JP5266686B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH09291340A (ja) * | 1996-02-29 | 1997-11-11 | Kawasaki Steel Corp | 軸受材料 |
| JP2006063402A (ja) * | 2004-08-27 | 2006-03-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼 |
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010007092A (ja) * | 2008-06-24 | 2010-01-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軸受鋼鋼材およびその製造方法 |
| JP2012062526A (ja) * | 2010-09-16 | 2012-03-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 圧延軸受鋼鋼材 |
| JP2012132094A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 軸受材料及び軸受材料の製造方法 |
| EP2692892A1 (en) * | 2011-03-31 | 2014-02-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Bearing steel with excellent rolling fatigue characteristics, and bearing parts |
| EP2692892A4 (en) * | 2011-03-31 | 2015-01-28 | Kobe Steel Ltd | BEARING STAIN WITH EXCELLENT TEMPERANCE AND STORAGE PARTS THEREFOR |
| US9394593B2 (en) | 2011-03-31 | 2016-07-19 | Kobe Steel, Ltd. | Bearing steel material with excellent rolling contact fatigue properties and a bearing part |
| JP2012214829A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| WO2012132771A1 (ja) | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2013177666A (ja) * | 2012-02-03 | 2013-09-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 軸受鋼鋼材の溶製方法 |
| JP2014019911A (ja) * | 2012-07-18 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2014025083A (ja) * | 2012-07-24 | 2014-02-06 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| US9359661B2 (en) | 2012-07-24 | 2016-06-07 | Kobe Steel, Ltd. | Bearing steel material with excellent rolling fatigue property and bearing part |
| KR20160074684A (ko) | 2012-07-24 | 2016-06-28 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 구름 이동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재 및 베어링 부품 |
| WO2014017362A1 (ja) | 2012-07-24 | 2014-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2015036437A (ja) * | 2013-08-13 | 2015-02-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| EP3042977A4 (en) * | 2013-09-05 | 2017-05-24 | NTN Corporation | Rolling component |
| US10208798B2 (en) | 2013-09-05 | 2019-02-19 | Ntn Corporation | Rolling device |
| EP3249068A4 (en) * | 2015-01-23 | 2018-08-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel material for bearings that has excellent rolling fatigue characteristics, and bearing part |
| WO2019142946A1 (ja) * | 2018-01-22 | 2019-07-25 | 日本製鉄株式会社 | 軸受鋼部品、および軸受鋼部品用棒鋼 |
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| Publication number | Publication date |
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