JP2016113637A

JP2016113637A - Steel wire for bearing

Info

Publication number: JP2016113637A
Application number: JP2014250781A
Authority: JP
Inventors: 琢哉高知; Takuya Kochi; 土田　武広; Takehiro Tsuchida; 武広土田; 和寛辻; Kazuhiro Tsuji
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-12-11
Filing date: 2014-12-11
Publication date: 2016-06-23
Anticipated expiration: 2034-12-11
Also published as: JP6193842B2

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel wire for a bearing, which when subjected to wire drawing without being annealed after hot-rolled, exhibits excellent wire drawability and when subjected to spheroidizing annealing, has low hardness after spheroidizing annealing and then can be wire-drawn or cold-forged well and further can achieve higher spheroidizing by the spheroidizing annealing.SOLUTION: The steel wire for a bearing is provided that has a component composition containing, prescribed amount of C, Si, Mn, Cr, P, S, Al, Ti, N and O and the balance iron with inevitable impurities, and has steel structure satisfying all of average pearlite colony size:3.2 μm or less, area percentage of pro-eutectoid cementite in the total structure:2.0% to 5.0% and pearlite nodule size:7.0 μm to 13.5 μm.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、ニードルコロなどの軸受部品に使用される軸受用鋼線材に関する。 The present invention relates to a steel wire for bearing used in bearing parts such as a needle roller.

自動車等の車両や各種産業機械等で軸受の材料として、ＪＩＳＧ４８０５（２００８）で規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材、即ちＳＵＪ材が使用されることが多い。 As a material for bearings in vehicles such as automobiles and various industrial machines, high carbon chromium bearing steels, that is, SUJ materials defined in JIS G 4805 (2008) are often used.

軸受用鋼は、軸受製造工程において、熱間圧延材を用いた中間伸線時の良好な伸線加工性を確保するため、従来は、熱間圧延材に対して球状化焼鈍が実施されていた。しかしこの中間伸線前の球状化焼鈍には数十時間という長時間を要する。近年は、コスト削減やＣＯ₂排出量低減が一層求められていることから、前記中間伸線前の球状化焼鈍を省略することが求められている。 Steel for bearings has been conventionally spheroidized and annealed for hot-rolled materials in order to ensure good wire drawing workability during intermediate drawing using hot-rolled materials in the bearing manufacturing process. It was. However, this spheroidizing annealing before intermediate drawing requires a long time of several tens of hours. In recent years, since cost reduction and CO ₂ emission reduction have been further demanded, it has been demanded to omit the spheroidizing annealing before the intermediate wire drawing.

また、中間伸線後は一般に、仕上伸線時や冷間鍛造時の加工性確保や、最終製品である軸受に求められる転動疲労特性、耐摩耗性等を確保する観点から、炭化物を球状化する球状化焼鈍が実施される。この中間伸線後の球状化焼鈍は必須であるものの、長時間を要することから、簡略化することが求められる。該球状化焼鈍の簡略化により、消費電力量を低減でき生産性を高めることもできる。しかし球状化焼鈍を簡略化すると、硬さが低減され難く、冷間加工時の変形抵抗が高くなりやすい。その結果、例えば冷間鍛造時に使用の工具寿命が短くなる等の問題がある。よって、中間伸線後の球状化焼鈍を簡略化した場合であっても、該球状化処理後の硬さが抑えられ、冷間加工、特には冷間鍛造を良好に実施できることが求められる。 In addition, after intermediate wire drawing, carbide is generally spherical in order to ensure workability during finish wire drawing and cold forging, and to ensure the rolling fatigue characteristics and wear resistance required for the final product bearing. Spheroidizing annealing is performed. Although the spheroidizing annealing after the intermediate wire drawing is essential, since it takes a long time, simplification is required. By simplifying the spheroidizing annealing, power consumption can be reduced and productivity can be increased. However, if the spheroidizing annealing is simplified, the hardness is difficult to reduce and the deformation resistance during cold working tends to increase. As a result, there is a problem that, for example, the tool life used during cold forging is shortened. Therefore, even when the spheroidizing annealing after the intermediate wire drawing is simplified, the hardness after the spheroidizing treatment is suppressed, and it is required that the cold working, particularly the cold forging can be favorably performed.

つまり、熱間圧延を行って得られる軸受用鋼線材には、熱間圧延後であって中間伸線前に焼鈍を施さなくとも中間伸線時に優れた伸線加工性を示すこと；中間伸線後の球状化焼鈍を簡略化しても硬さが十分に低減されてその後に行う仕上伸線や冷間鍛造といった冷間加工を良好に行えること；および、前記球状化焼鈍を簡略化しても、球状化焼鈍の本来の目的である球状化を十分に達成できること；が求められる。 In other words, the steel wire for bearings obtained by hot rolling should exhibit excellent wire drawing workability at the time of intermediate drawing even after annealing and before annealing. Even if the spheroidizing annealing after the wire is simplified, the hardness is sufficiently reduced so that the cold working such as finish wire drawing and cold forging performed thereafter can be performed well; and the spheroidizing annealing can be simplified. The spheroidization, which is the original purpose of spheroidizing annealing, can be sufficiently achieved.

これまでにも、焼鈍を施すことなく熱間圧延のままで優れた伸線加工性を示す鋼線材が下記の通り提案されている。 Hitherto, steel wire rods that exhibit excellent wire drawing workability as hot rolling without annealing have been proposed as follows.

特許文献１には、上記鋼線材の製造方法が示されている。詳細には、成分組成を規定した鋼を熱間圧延後、５５０〜７００℃の範囲まで冷却速度８〜２０℃／秒で急冷した後、４００℃までの温度範囲を平均冷却速度０．５〜２℃／秒で冷却することにより、初析セメンタイトの面積率を３％以下、大きさを３μｍ以下にすることが示されている。即ち、この技術では、熱間圧延後に急冷して初析セメンタイトの面積率と大きさを低減することによって、鋼線材の伸線加工性を高め得たことが示されている。本方法では伸線加工性は向上するが、後述の通り、球状化焼鈍後の硬さを抑えて冷間加工性を確保することは難しいと思われる。 Patent Document 1 discloses a method for manufacturing the steel wire rod. Specifically, after hot-rolling the steel in which the component composition is specified, the steel is rapidly cooled to a range of 550 to 700 ° C. at a cooling rate of 8 to 20 ° C./second, and then the temperature range up to 400 ° C. is adjusted to an average cooling rate of 0.5 to It has been shown that by cooling at 2 ° C./second, the area ratio of pro-eutectoid cementite is 3% or less and the size is 3 μm or less. In other words, this technique shows that the wire drawing workability of the steel wire material can be improved by rapidly cooling after hot rolling to reduce the area ratio and size of pro-eutectoid cementite. Although the wire drawing workability is improved by this method, it is difficult to secure the cold workability by suppressing the hardness after spheroidizing annealing as described later.

特許文献２には、最終製品である転動部品に優れた転動疲労特性を付与することができる、生引きが可能な圧延線材および伸線材が提案されている。該軸受用圧延線材は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．８〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｒ：０．８〜２．０％を含み、パーライトのコロニーが６μｍ以下とされたものである。またこの線材は、初析セメンタイトが面積率で３％超であることも示されている。つまり特許文献２には、パーライトコロニーの微細化と初析セメンタイトの増加により圧延線材の伸線加工性を向上させたことが示されている。この技術は、特別な設備を必要としないが、後述の通り、より優れた伸線加工性を確保することは難しく、また、球状化焼鈍後の硬さを抑えて冷間加工性を確保することも難しいと思われる。 Patent Document 2 proposes a rolled wire rod and a wire rod that can be stretched and can provide excellent rolling fatigue characteristics to a rolling component as a final product. The rolling wire rod for bearing is mass%, C: 0.8 to 1.3%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, Cr: 0.8 to 2.0% and pearlite colonies are 6 μm or less. This wire is also shown to have proeutectoid cementite of over 3% in area ratio. That is, Patent Document 2 shows that the drawing processability of the rolled wire rod is improved by making the pearlite colony finer and increasing the proeutectoid cementite. This technology does not require special equipment, but as described later, it is difficult to ensure better wire drawing workability, and also to ensure cold workability by suppressing the hardness after spheroidizing annealing. It seems difficult.

特許文献３には、圧延ままで球状化組織を有し冷間成形性が優れた軸受け用線材・棒鋼、及びこのような軸受け用線材・棒鋼を経済的でかつ操業容易に製造できる方法が示されている。前記軸受け用線材・棒鋼として、鋼組成を規定すると共に、セメンタイトのうちアスペクト比（長径／短径）が２以下であるものの割合を７０％以上とすることが提案されている。また製造方法として、熱間圧延の仕上圧延を鋼素材の（Ａｒ₁−５０℃）〜（Ａｒ₁＋５０℃）の温度域で減面率が２０％以上となるように行い、直ちに冷却速度０．５℃／ｓ以下で、５００℃以下まで冷却する方法が開示されている。この特許文献３は、直接球状化技術に関するものであるが、球状化焼鈍後の硬さ低減、つまり冷間加工性の確保については検討されていない。 Patent Document 3 discloses a wire rod and bar steel for a bearing that has a spheroidized structure as it is rolled and has an excellent cold formability, and a method that can economically and easily manufacture such a wire rod and bar steel for a bearing. Has been. It has been proposed that the wire composition and the steel bar for bearings specify the steel composition and the ratio of cementite whose aspect ratio (major axis / minor axis) is 2 or less is 70% or more. In addition, as a manufacturing method, hot rolling finish rolling is performed so that the reduction in area is 20% or more in the temperature range of (Ar ₁ −50 ° C.) to (Ar ₁ + 50 ° C.) of the steel material, and the cooling rate is immediately reduced to 0. A method of cooling to 500 ° C. or lower at 5 ° C./s or lower is disclosed. This Patent Document 3 relates to a direct spheroidization technique, but no study has been made on reducing hardness after spheroidizing annealing, that is, ensuring cold workability.

特許文献４には、質量割合にて、Ｃ：０．８０〜１．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下を含み、組織が実質的に初析セメンタイトとパーライトとからなり、初析セメンタイトの面積率が３％超、パーライトラメラ間隔が０．１５μｍ以下であることを特徴とする軸受用圧延線材が示されている。この技術は、パーライト組織のラメラ間隔微細化、初析セメンタイト増加によって、圧延線材の伸線加工性向上を図った技術である。この技術は特別な設備を必要としないが、後述の通り、より優れた伸線加工性を確保することは難しく、また、球状化焼鈍後の硬さを抑えて冷間加工性を確保するには、更なる検討が必要であると思われる。 Patent Document 4 includes, by mass ratio, C: 0.80 to 1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, and the structure is substantially proeutectoid cementite and pearlite. The rolling wire rod for bearings is characterized in that the area ratio of pro-eutectoid cementite exceeds 3% and the pearlite lamella spacing is 0.15 μm or less. This technique is intended to improve the wire drawing workability of rolled wire rods by reducing the lamellar spacing of the pearlite structure and increasing the proeutectoid cementite. Although this technology does not require any special equipment, as described later, it is difficult to ensure better wire drawing workability, and to secure cold workability by suppressing the hardness after spheroidizing annealing. It seems that further study is needed.

特許文献５には、熱間加工ままで軟質の冷間成形性に優れる軸受け用鋼材として、規定の成分組成を満たし、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率を７０％以上とした鋼材が提案されている。つまり圧延ままでセメンタイトの球状化を図る技術であるが、この技術の実現には低温圧延を必要とするため、汎用性に欠けると思われる。 In Patent Document 5, as a steel material for bearings that is hot-worked and has excellent soft cold formability, the prescribed component composition is satisfied, and the spheroidization rate of the cementite phase in the structure after hot working is set to 70% or more. Steel has been proposed. In other words, it is a technique for spheroidizing cementite as it is rolled, but low-temperature rolling is required to realize this technique, so it seems to be lacking in versatility.

上記の通り、先行技術はいずれも中間伸線前の球状化焼鈍の省略可能な技術ではあるが、特許文献３、５は、特殊な設備を必要とし設備投資・製造コストが高くなるか、または低温圧延などの装置負荷がかかり制御も難しいため汎用性が低いと思われる。一方、特許文献１、２および４は、上記特許文献３、５の様な特殊な設備を必要としないが、後に詳述の通り、熱間圧延後に焼鈍を施さないで伸線加工する場合の優れた伸線加工性と；球状化焼鈍後の硬さが抑えられて優れた冷間加工性を発揮することと；球状化焼鈍による十分な球状化と；の全てを確保することは難しいと思われる。 As described above, the prior art is a technique that can omit the spheroidizing annealing before intermediate wire drawing, but Patent Documents 3 and 5 require special equipment and increase capital investment and manufacturing costs, or Since it is difficult to control due to equipment load such as low temperature rolling, it seems to be less versatile. On the other hand, Patent Documents 1, 2 and 4 do not require special equipment as in Patent Documents 3 and 5, but as detailed later, when wire drawing without annealing is performed after hot rolling. It is difficult to ensure all of excellent wire drawing workability; the hardness after spheroidizing annealing is suppressed and excellent cold workability is exhibited; and sufficient spheronization by spheroidizing annealing is performed. Seem.

特開平８−２６００４６号公報JP-A-8-260046 特開２００４−１０００１６号公報JP 2004-100016 A 特開２００４−１９０１２７号公報JP 2004-190127 A 特開２００３−１７１７３７号公報JP 2003-171737 A 特開２００３−１９３１９９号公報JP 2003-193199 A

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、熱間圧延後に焼鈍を施さなくとも中間伸線時に優れた伸線加工性を示し、かつ、中間伸線後に行う球状化焼鈍後は硬さが抑えられて、その後の仕上伸線や冷間鍛造を良好に行うことができ、更には、前記球状化焼鈍によって十分な球状化を達成することのできる軸受用鋼線材を提供することを目的とする。 The present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and exhibits excellent wire drawing workability at the time of intermediate wire drawing without annealing after hot rolling, and spheroidization performed after intermediate wire drawing. After annealing, the hardness is suppressed, the subsequent finish wire drawing and cold forging can be performed satisfactorily, and further, the steel wire for bearings that can achieve sufficient spheroidization by the spheroidizing annealing The purpose is to provide.

上記課題を解決し得た本発明の軸受用鋼線材は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７５％、Ｍｎ：０％超１．７０％以下、Ｃｒ：０．９０〜２．０５％、Ｐ：０％超０．０２５％以下、Ｓ：０％超０．０２５％以下、Ａｌ：０％超０．０５０％以下、Ｔｉ：０％超０．０１５％以下、Ｎ：０％超０．０２５％以下、およびＯ：０％超０．００２５％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織が、平均パーライトコロニーサイズ：３．２μｍ以下、全組織に占める初析セメンタイトの面積率：２．０％以上５．０％以下、およびパーライトノジュールサイズ：７．０μｍ以上１３．５μｍ以下の全てを満たすところに特徴を有する。 The steel wire for bearings of the present invention that can solve the above-mentioned problems has a component composition of mass%, C: 0.95 to 1.10%, Si: 0.15 to 0.75%, Mn: 0%. More than 1.70% or less, Cr: 0.90 to 2.05%, P: more than 0% to 0.025% or less, S: more than 0% to 0.025% or less, Al: more than 0% to 0.050% or less , Ti: more than 0% and not more than 0.015%, N: more than 0% and not more than 0.025%, and O: more than 0% and not more than 0.0025%, the balance being iron and inevitable impurities, However, average pearlite colony size: 3.2 μm or less, area ratio of pro-eutectoid cementite in all tissues: 2.0% to 5.0%, and pearlite nodule size: 7.0 μm to 13.5 μm It has features where it meets.

上記軸受用鋼線材は、更に、下記（Ａ）〜（Ｅ）のいずれか１以上を含んでいてもよい。
（Ａ）質量％で、Ｃｕ：０％超０．２５％未満、Ｎｉ：０％超０．２５％未満、およびＭｏ：０％超０．２５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（Ｂ）質量％で、Ｎｂ：０％超０．５％以下、Ｖ：０％超０．５％以下、およびＢ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（Ｃ）質量％で、Ｃａ：０％超０．０５％以下、ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、Ｍｇ：０％超０．０２％以下、Ｌｉ：０％超０．０２％以下、およびＺｒ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（Ｄ）質量％で、Ｐｂ：０％超０．５％以下、Ｂｉ：０％超０．５％以下、およびＴｅ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（Ｅ）質量％で、Ａｓ：０％超０．０２％以下 The steel wire for bearing may further include any one or more of the following (A) to (E).
(A) 1% or more selected from the group consisting of Cu: more than 0% and less than 0.25%, Ni: more than 0% and less than 0.25%, and Mo: more than 0% and not more than 0.25%. 1% selected from the group consisting of Nb: more than 0% and 0.5% or less, V: more than 0% and 0.5% or less, and B: more than 0% and 0.005% or less. Element (C)% by mass or more: Ca: more than 0% to 0.05% or less, REM: more than 0% to 0.05% or less, Mg: more than 0% to 0.02% or less, Li: more than 0% to 0% 0.02% or less, and Zr: at least one element (D) selected from the group consisting of more than 0% and 0.2% or less, Pb: more than 0% and 0.5% or less, Bi: 0% One or more element (E) mass% selected from the group consisting of more than 0.5% and Te: more than 0% and less than 0.1%, As: more than 0% and less than 0.02%

本発明によれば、鋼線材の組織を規定の範囲内に制御しているので、該鋼線材は、熱間圧延後に焼鈍を施さなくとも中間伸線時に優れた伸線加工性を示す。また、中間伸線後に実施の球状化焼鈍後の硬さが低く優れた冷間加工性を示す。特には前記球状化焼鈍が簡略化した条件であっても硬さが低減され優れた冷間加工性を示し、その後の仕上伸線や冷間鍛造を良好に行うことができる。更には、前記球状化焼鈍により高い球状化を達成できる。この様に熱間圧延後であって中間伸線前の球状化焼鈍を省略できるので、生産性が向上すると共に、環境負荷や製造コストも低減できる。また前記冷間鍛造時の変形抵抗が低減されて、冷間鍛造用金型の寿命を向上させることができる。 According to the present invention, since the structure of the steel wire material is controlled within a specified range, the steel wire material exhibits excellent wire drawing workability during intermediate wire drawing without being annealed after hot rolling. Moreover, the hardness after spheroidizing annealing carried out after intermediate wire drawing is low and shows excellent cold workability. In particular, even under the conditions in which the spheroidizing annealing is simplified, the hardness is reduced and excellent cold workability is exhibited, and subsequent finish wire drawing and cold forging can be performed well. Furthermore, high spheroidization can be achieved by the spheroidizing annealing. Thus, since spheroidizing annealing after hot rolling and before intermediate wire drawing can be omitted, productivity can be improved and environmental load and manufacturing cost can be reduced. Moreover, the deformation resistance at the time of the cold forging is reduced, and the life of the cold forging die can be improved.

図１は、過共析鋼の組織を示す模式図である。FIG. 1 is a schematic diagram showing the structure of hypereutectoid steel. 図２は、本発明の鋼線材を用いて軸受を製造する工程の一部を例示する図である。Drawing 2 is a figure which illustrates a part of process of manufacturing a bearing using the steel wire rod of the present invention.

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。即ち（ａ）熱間圧延後に焼鈍を施さなくとも伸線加工時、即ち中間伸線時に優れた伸線加工性を示すと共に、（ｂ）中間伸線後に実施の球状化焼鈍後は硬さが低減されて優れた冷間加工性を示し、かつ（ｃ）前記球状化焼鈍により十分に球状化される、軸受用鋼線材を実現すべく鋭意研究を行った。更には、この軸受用鋼線材を、低温圧延や再加熱などの特殊な設備を必要とすることなく、製造時の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の冷却の条件を制御することによって得るべく併せて検討した。 The inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above problems. That is, (a) excellent wire drawing workability at the time of wire drawing, that is, intermediate wire drawing without annealing after hot rolling, and (b) hardness after spheroidizing annealing performed after intermediate wire drawing. Intensive research was conducted to realize a steel wire for bearings that is reduced and exhibits excellent cold workability, and (c) is sufficiently spheroidized by the spheroidizing annealing. Furthermore, by controlling the heating conditions during manufacturing, hot rolling, and cooling after hot rolling without requiring special equipment such as low-temperature rolling and reheating, this steel wire for bearings is controlled. We examined together to obtain.

その結果、まず上記（ａ）〜（ｃ）の全ての特性を満たすには、圧延材組織、つまり本発明の鋼線材の組織を下記の通りとすることが有効であることを見出した。 As a result, it has been found that, in order to satisfy all the characteristics (a) to (c), it is effective to set the rolled material structure, that is, the structure of the steel wire of the present invention as follows.

平均パーライトコロニーサイズが３．２μｍ以下、全組織に占める初析セメンタイトの面積率が２．０％以上５．０％以下、およびパーライトのノジュールサイズが７．０μｍ以上１３．５μｍ以下 The average pearlite colony size is 3.2 μm or less, the area ratio of pro-eutectoid cementite in all tissues is 2.0% or more and 5.0% or less, and the pearlite nodule size is 7.0 μm or more and 13.5 μm or less.

まずは、焼鈍を省略しても良好に伸線加工できるよう、熱間圧延材の伸線加工性を向上させるべく、パーライト主体の組織に着目して鋭意研究を行った。 First, in order to improve the wire drawing workability of the hot-rolled material so that the wire drawing can be performed satisfactorily even if annealing is omitted, intensive research was conducted focusing on the pearlite-based structure.

軸受鋼のパーライト組織が伸線加工性に及ぼす影響について、先行技術には次の様な知見が示されている。即ち、軸受鋼は過共析鋼であり初析セメンタイトが特性に大きく影響するという観点から、特許文献１には、初析セメンタイトを低減した方が良いという技術が示されている。一方、特許文献２や特許文献４には、初析セメンタイトを増加させた方が良いといった特許文献１とは相反する知見が開示されている。また、パーライトに関する他の因子として、図１に示す通り、パーライトノジュール１やパーライトコロニー２のサイズ、ラメラ間隔３が挙げられる。尚、図１において４は旧オーステナイト粒界である。特許文献２には、前記パーライトコロニー２の微細化が良いといった知見があり、また、特許文献４には、前記ラメラ間隔３の微細化が良いといった知見が開示されている。 Regarding the influence of the pearlite structure of the bearing steel on the wire drawing workability, the following knowledge is shown in the prior art. That is, from the viewpoint that the bearing steel is hypereutectoid steel and the pro-eutectoid cementite greatly affects the characteristics, Patent Document 1 discloses a technique that it is better to reduce the pro-eutectoid cementite. On the other hand, Patent Document 2 and Patent Document 4 disclose knowledge that is contrary to Patent Document 1 that it is better to increase proeutectoid cementite. As other factors related to pearlite, as shown in FIG. 1, the sizes of pearlite nodules 1 and pearlite colonies 2 and lamella spacing 3 can be cited. In FIG. 1, reference numeral 4 denotes a prior austenite grain boundary. Patent Document 2 discloses the knowledge that the pearlite colony 2 is finely refined, and Patent Document 4 discloses the knowledge that the lamella spacing 3 is finely refined.

しかしながら、これらの従来技術では本発明で要求する、上記（ａ）〜（ｃ）の全ての特性を満足することができない。そこで上記全ての特性を兼備する軸受用鋼線材を得るべく、パーライト主体の組織についてあらためて検討を行った。その結果、まず伸線加工性に関し、（ｉ）伸線加工性の向上にはパーライトコロニー２のサイズの微細化が有効であること；および（ｉｉ）初析セメンタイト量は、少なすぎても多すぎても伸線加工性が劣化すること；つまり、上記パーライトコロニーサイズと初析セメンタイト量が共に、伸線加工性の向上にとって重要な因子である点に着目した。 However, these conventional techniques cannot satisfy all the characteristics (a) to (c) required in the present invention. Therefore, in order to obtain a steel wire for bearings having all the above properties, the pearlite-based structure was examined again. As a result, first, regarding wire drawing workability, (i) it is effective to refine the size of pearlite colony 2 to improve wire drawing workability; and (ii) the amount of pro-eutectoid cementite is too small even if it is too small. Attention has been paid to the fact that the wire drawing workability is deteriorated even if it is too large; that is, both the pearlite colony size and the amount of proeutectoid cementite are important factors for improving the wire drawing workability.

まず上記（ｉ）について説明する。パーライトコロニーは、前記図１に示す通りパーライトラメラの向きが揃った領域であるが、このパーライトコロニー２のサイズが大きいと伸線加工により塑性変形を受けた際に伸線方向へ結晶回転しにくく加工限界が低い。微細なほど結晶回転しやすく有利であると考える。この知見から本発明では、平均パーライトコロニーサイズを３．２μｍ以下と規定した。該コロニーサイズは、好ましくは３．０μｍ以下である。後述する製造条件等を考慮すると、その下限は１．５μｍ程度となる。 First, the above (i) will be described. The pearlite colony is a region where the orientation of the pearlite lamella is aligned as shown in FIG. 1, but if the size of the pearlite colony 2 is large, it is difficult for the crystal to rotate in the wire drawing direction when subjected to plastic deformation by wire drawing. The processing limit is low. It is considered that the finer the crystal, the easier it is to rotate. From this finding, in the present invention, the average pearlite colony size was defined as 3.2 μm or less. The colony size is preferably 3.0 μm or less. Considering the manufacturing conditions described later, the lower limit is about 1.5 μm.

次に（ｉｉ）の初析セメンタイト量について述べる。初析セメンタイトは、低減した場合、相対的にパーライト中のセメンタイト量が増加し、パーライト内部の塑性変形能が低下する。一方、初析セメンタイト量が増加すると、粗大な初析セメンタイトがパーライト間の塑性変形を阻害し、塑性変形能が低下する。つまり、初析セメンタイト量には最適範囲があることをまず見出した。そして、所望の伸線加工性を得るべく、初析セメンタイトの具体量について検討を行ったところ、全組織に占める初析セメンタイトの面積率の下限は２．０％以上とする必要があることを見出した。前記初析セメンタイトの面積率は、好ましくは２．５％以上である。一方、前記初析セメンタイトの面積率の上限は、５．０％以下とする必要がある。前記初析セメンタイトの面積率は、好ましくは４．５％以下、より好ましくは４．０％以下である。 Next, the amount of proeutectoid cementite in (ii) will be described. When proeutectoid cementite is reduced, the amount of cementite in the pearlite is relatively increased, and the plastic deformability inside the pearlite is lowered. On the other hand, when the amount of pro-eutectoid cementite increases, coarse pro-eutectoid cementite inhibits plastic deformation between pearlites, and the plastic deformability decreases. That is, it was first found that there is an optimal range for the amount of proeutectoid cementite. And, in order to obtain the desired wire drawing workability, the specific amount of pro-eutectoid cementite was examined, and it is necessary that the lower limit of the area ratio of pro-eutectoid cementite in the entire structure should be 2.0% or more. I found it. The area ratio of the pro-eutectoid cementite is preferably 2.5% or more. On the other hand, the upper limit of the area ratio of the pro-eutectoid cementite needs to be 5.0% or less. The area ratio of the pro-eutectoid cementite is preferably 4.5% or less, more preferably 4.0% or less.

球状化焼鈍後の硬さと球状化度に対しては、パーライトノジュールサイズが影響する。パーライトノジュールサイズと、球状化処理の加熱中の結晶粒径、例えばオーステナイト粒径とは正相関があり、パーライトノジュールが粗大であると加熱時のオーステナイト粒径も粗大となる。オーステナイト粒径が粗大であると、球状化焼鈍後のフェライト粒径も粗大化する。この様にパーライトノジュールサイズが粗大であると、球状化焼鈍後はフェライト粒径が粗大化して硬さは低減するが、球状化処理後の冷却中に棒状の炭化物が生成しやすくなり球状化度が悪化する。この観点から本発明では、パーライトノジュールサイズを１３．５μｍ以下とする。パーライトノジュールサイズは好ましくは１３．０μｍ以下である。 The pearlite nodule size affects the hardness and spheroidization degree after spheroidizing annealing. There is a positive correlation between the pearlite nodule size and the crystal grain size during heating in the spheroidizing treatment, for example, the austenite grain size. If the pearlite nodule is coarse, the austenite grain size during heating is also coarse. If the austenite grain size is coarse, the ferrite grain size after spheroidizing annealing also becomes coarse. If the pearlite nodule size is large in this way, the ferrite grain size becomes coarse after spheroidizing annealing and the hardness decreases, but rod-like carbides are easily formed during cooling after spheroidizing treatment, and the degree of spheroidization Gets worse. From this viewpoint, in the present invention, the pearlite nodule size is set to 13.5 μm or less. The pearlite nodule size is preferably 13.0 μm or less.

一方、パーライトノジュールが微細である場合、球状化処理後の冷却中に棒状の炭化物は生成し難く、球状化度を高めることができる。しかし球状化焼鈍後の硬さが増加しやすくなるため、良好な冷間加工性の確保が難しくなる。この観点から本発明では、パーライトノジュールサイズを７．０μｍ以上とする。パーライトノジュールサイズは好ましくは８．０μｍ以上である。 On the other hand, when the pearlite nodules are fine, rod-like carbides are hardly generated during cooling after the spheroidizing treatment, and the degree of spheroidization can be increased. However, since the hardness after spheroidizing annealing tends to increase, it is difficult to ensure good cold workability. From this viewpoint, in the present invention, the pearlite nodule size is set to 7.0 μm or more. The pearlite nodule size is preferably 8.0 μm or more.

この様に本発明では、パーライトノジュールサイズを適正範囲に制御することで、球状化焼鈍後の硬さ低減による冷間加工性確保、および高い球状化度を両立できた。以下、パーライトノジュールサイズを単に「ノジュールサイズ」、平均パーライトコロニーサイズを単に「コロニーサイズ」ということがある。尚、ノジュールサイズは、「ブロックサイズ」と呼ばれることもある。 As described above, in the present invention, by controlling the pearlite nodule size within an appropriate range, both cold workability can be secured by reducing the hardness after spheroidizing annealing and a high degree of spheroidization can be achieved. Hereinafter, the pearlite nodule size may be simply referred to as “nodule size”, and the average pearlite colony size may be simply referred to as “colony size”. The nodule size is sometimes referred to as a “block size”.

本発明の鋼線材の組織は、パーライトを主体とする組織である。本発明においてパーライトを主体とする組織とは、例えば全組織に占めるパーライトの割合が９０面積％以上、更には９５面積％以上であることをいう。尚、残部組織として、例えば初析セメンタイト、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトが合計１０面積％以下の範囲内で存在しうる。 The structure of the steel wire rod of the present invention is a structure mainly composed of pearlite. In the present invention, the structure mainly composed of pearlite means that, for example, the ratio of pearlite in the entire structure is 90 area% or more, and further 95 area% or more. As the remaining structure, for example, pro-eutectoid cementite, ferrite, bainite, and martensite may exist within a total area of 10% by area or less.

次に本発明の鋼線材の成分組成について説明する。 Next, the component composition of the steel wire rod of the present invention will be described.

Ｃ：０．９５〜１．１０％
Ｃは、焼入れ硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。従って、０．９５％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．９８％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が多くなりすぎると巨大炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性の低下を招くので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０５％以下とする。 C: 0.95 to 1.10%
C is an essential element for increasing the quenching hardness and maintaining the strength at room temperature and high temperature to impart wear resistance. Therefore, it is necessary to contain 0.95% or more. The C content is preferably 0.98% or more. However, if the C content is excessively large, giant carbides are likely to be generated and the rolling fatigue characteristics are deteriorated. Therefore, the C content is set to 1.10% or less, preferably 1.05% or less.

Ｓｉ：０．１５〜０．７５％
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方で、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．７５％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７０％、より好ましい上限は０．６５％である。 Si: 0.15-0.75%
Si is an element useful for improving the solid solution strengthening and hardenability of the matrix. In order to exert such an effect, it is necessary to contain Si by 0.15% or more. The Si content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.25% or more. On the other hand, if the Si content is excessively increased, the workability and machinability are remarkably lowered, so the Si content is set to 0.75% or less. The upper limit with preferable Si content is 0.70%, and a more preferable upper limit is 0.65%.

Ｍｎ：０％超１．７０％以下
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。しかしＭｎ含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．７０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下である。下限については特に定めていないが、上記の固溶強化や焼入れ性向上の作用を得るには、０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。 Mn: more than 0% and 1.70% or less Mn is an element useful for improving the solid solution strengthening and hardenability of the matrix. However, if the Mn content is too large, the workability and machinability are significantly lowered. Therefore, the Mn content is 1.70% or less. The Mn content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.00% or less. Although the lower limit is not particularly defined, it is preferably contained in an amount of 0.10% or more in order to obtain the above-described effects of solid solution strengthening and hardenability improvement. The Mn content is more preferably 0.15% or more, and still more preferably 0.20% or more.

Ｃｒ：０．９０〜２．０５％
Ｃｒは、Ｃと結びついて微細な炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｒが炭化物に濃化することで加熱時に溶けにくくなり、球状化促進に寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒを０．９０％以上含有させる必要がある。Ｃｒ含有量は好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．１０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．０５％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．５５％以下である。 Cr: 0.90 to 2.05%
Cr is an element that combines with C to form fine carbides, imparts wear resistance, and contributes to improved hardenability. Further, when Cr is concentrated in the carbide, it becomes difficult to dissolve during heating, which contributes to the promotion of spheroidization. In order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.90% or more of Cr. The Cr content is preferably 1.00% or more, more preferably 1.10% or more. However, when the Cr content is excessive, coarse carbides are generated and the rolling fatigue life is reduced. Therefore, the Cr content is 2.05% or less. The Cr content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.55% or less.

Ｐ：０％超０．０２５％以下、Ｓ：０％超０．０２５％以下
Ｐは、偏析部での靭性、加工性を劣化させ、Ｓは、介在物を形成して転動疲労特性を劣化させるため、いずれも０．０２５％以下とする。いずれの元素の含有量も、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。 P: more than 0% and 0.025% or less, S: more than 0% and 0.025% or less P deteriorates the toughness and workability in the segregation part, and S forms rolling inclusions and forms rolling fatigue characteristics. In order to deteriorate, both are made 0.025% or less. The content of any element is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.

Ａｌ：０％超０．０５０％以下
Ａｌは、窒化物を形成し、組織を微細化させ、転動疲労特性を向上させる作用を有する。この観点からは、Ａｌを０．００４０％以上含有させることもできる。一方、Ａｌを過剰に含有させると脱炭が進んで、転動疲労特性等に不具合を生じる。従って、本発明では、Ａｌ含有量を０．０５０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。 Al: more than 0% and 0.050% or less Al has a function of forming a nitride, refining a structure, and improving rolling fatigue characteristics. From this viewpoint, 0.0040% or more of Al can be contained. On the other hand, when Al is contained excessively, decarburization progresses, resulting in problems in rolling fatigue characteristics and the like. Therefore, in the present invention, the Al content is set to 0.050% or less. The Al content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less.

Ｔｉ：０％超０．０１５％以下
Ｔｉは、Ａｌと同様に窒化物を形成するが、窒化物が比較的粗大であるため組織微細化への寄与は小さい上、転動疲労特性を劣化させる場合がある。よって本発明では、Ｔｉ含有量を０．０１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２０％以下である。 Ti: More than 0% and 0.015% or less Ti forms nitrides like Al. However, since the nitrides are relatively coarse, the contribution to the refinement of the structure is small and the rolling fatigue characteristics are deteriorated. There is a case. Therefore, in this invention, Ti content shall be 0.015% or less. The Ti content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.0020% or less.

Ｎ：０％超０．０２５％以下
Ｎは、固溶強化に有効な元素であって、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与する。この観点からは、Ｎ量が０．００１０％以上、更には０．００２０％以上含まれていてもよい。但し、その含有量が過剰になると、歪時効による加工性の劣化などの不具合を招くため、積極的に含有させる場合でも０．０２５％以下とする。好ましい上限は０．０２０％、より好ましい上限は０．０１０％、更に好ましい上限は０．００５０％である。 N: more than 0% and 0.025% or less N is an element effective for solid solution strengthening, and contributes to the improvement of rolling fatigue characteristics as described above. From this viewpoint, the N content may be 0.0010% or more, and further 0.0020% or more. However, if the content is excessive, problems such as deterioration of workability due to strain aging are caused. Therefore, even when it is actively contained, the content is made 0.025% or less. A preferable upper limit is 0.020%, a more preferable upper limit is 0.010%, and a further preferable upper limit is 0.0050%.

Ｏ：０％超０．００２５％以下
軸受部品は、転動疲労により酸化物を主とする介在物を起点として破壊することが知られており、Ｏは、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｏ含有量の上限を０．００２５％とする。好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１５％、更に好ましい上限は０．００１０％である。 O: More than 0% and 0.0025% or less It is known that bearing parts are broken starting from inclusions mainly composed of oxide due to rolling fatigue, and O is preferably reduced as much as possible. In the present invention, the upper limit of the O content is 0.0025%. A preferable upper limit is 0.0020%, a more preferable upper limit is 0.0015%, and a further preferable upper limit is 0.0010%.

本発明の鋼線材の成分は、上記元素を含み、残部は鉄および不可避的不純物である。本発明の鋼線材には、上記元素と共に、必要に応じて以下に示す元素が下記範囲内で含まれていてもよい。 The components of the steel wire rod of the present invention contain the above elements, and the balance is iron and inevitable impurities. The steel wire rod of the present invention may contain the following elements within the following range, if necessary, together with the above elements.

Ｃｕ：０％超０．２５％未満、Ｎｉ：０％超０．２５％未満、およびＭｏ：０％超０．２５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、転動疲労特性の向上にも寄与する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。但し、それらの含有量が過剰になると、加工性の劣化などの不具合を招くため、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．２５％以下とする。いずれも、好ましい上限は０．２０％、より好ましい上限は０．１５％、更に好ましい上限は０．１０％である。尚、ＭｏはＳＵＪ４材およびＳＵＪ５材の必須含有元素であって、いずれも０．１０〜０．２５％含有される。 One or more elements selected from the group consisting of Cu: more than 0% and less than 0.25%, Ni: more than 0% and less than 0.25%, and Mo: more than 0% and 0.25% or less Cu, Ni, Mo All have the effect of improving hardenability and contribute to the improvement of rolling fatigue characteristics. These elements may be used alone or in combination of two or more. However, if the content is excessive, problems such as deterioration of workability are caused, so Cu: 0.25% or less, Ni: 0.25% or less, and Mo: 0.25% or less. In any case, the preferable upper limit is 0.20%, the more preferable upper limit is 0.15%, and the more preferable upper limit is 0.10%. Mo is an essential element of the SUJ4 material and the SUJ5 material, and both are contained at 0.10 to 0.25%.

Ｎｂ：０％超０．５％以下、Ｖ：０％超０．５％以下、およびＢ：０％超０．００５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｎｂ、Ｖ、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、転動疲労特性の向上にも寄与するため、必要に応じて含有される。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下とする。Ｎｂ含有量とＶ含有量の好ましい上限は、それぞれ０．２５％、より好ましい上限はそれぞれ０．１０％、更に好ましい上限はそれぞれ０．０５％である。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４％、より好ましい上限は０．００３％、更に好ましい上限は０．００２％である。 One or more elements selected from the group consisting of Nb: more than 0% and 0.5% or less, V: more than 0% and 0.5% or less, and B: more than 0% and 0.005% or less Nb, V, B Is included as necessary because it has the effect of improving the hardenability and contributes to the improvement of rolling fatigue characteristics. These elements may be used alone or in combination of two or more. However, if the content is excessive, characteristic deterioration is caused. Therefore, Nb: 0.5% or less, V: 0.5% or less, and B: 0.005% or less. The preferable upper limit of the Nb content and the V content is 0.25%, the more preferable upper limit is 0.10%, and the more preferable upper limit is 0.05%. Moreover, the upper limit with preferable B content is 0.004%, a more preferable upper limit is 0.003%, and a still more preferable upper limit is 0.002%.

Ｃａ：０％超０．０５％以下、ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、Ｍｇ：０％超０．０２％以下、Ｌｉ：０％超０．０２％以下、およびＺｒ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｃａ、ＲＥＭ（ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ）、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｚｒは、いずれも酸化物や硫化物の介在物を微細化する作用を有し、転動疲労特性の向上に寄与するため、必要に応じて含有される。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｃａ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｌｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．２％以下とする。Ｃａ含有量とＲＥＭ含有量の好ましい上限は、それぞれ０．０２％、より好ましい上限はそれぞれ０．０１％、更に好ましい上限はそれぞれ０．００５％である。また、Ｍｇ含有量とＬｉ含有量の好ましい上限は、それぞれ０．０１％、より好ましい上限はそれぞれ０．００５％、更に好ましい上限はそれぞれ０．００１％である。また、Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．１％、より好ましい上限は０．０５％、更に好ましい上限は０．０１％である。尚、本発明において、前記ＲＥＭとは、スカンジウム、イットリウム、およびランタノイド元素、即ちＬａからＬｎまでの１５元素を含む意味である。好ましくは、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｎｄである。 Ca: more than 0% and less than 0.05%, REM: more than 0% and less than 0.05%, Mg: more than 0% and less than 0.02%, Li: more than 0% and less than 0.02%, and Zr: more than 0% One or more elements selected from the group consisting of 0.2% or less Ca, REM (Rare Earth Metal), Mg, Li, and Zr all have the effect of refining oxide and sulfide inclusions. In order to contribute to the improvement of rolling fatigue characteristics, it is contained as necessary. These elements may be used alone or in combination of two or more. However, if the content is excessive, deterioration of characteristics is caused. Therefore, Ca: 0.05% or less, REM: 0.05% or less, Mg: 0.02% or less, Li: 0.02% or less, Zr : 0.2% or less. The preferable upper limit of the Ca content and the REM content is 0.02%, the more preferable upper limit is 0.01%, and the more preferable upper limit is 0.005%. Moreover, the preferable upper limit of Mg content and Li content is 0.01%, respectively, more preferable upper limit is 0.005%, and further preferable upper limit is 0.001%. The preferable upper limit of the Zr content is 0.1%, the more preferable upper limit is 0.05%, and the more preferable upper limit is 0.01%. In the present invention, the REM means scandium, yttrium, and lanthanoid elements, that is, 15 elements from La to Ln. Ce, Y, La, and Nd are preferable.

Ｐｂ：０％超０．５％以下、Ｂｉ：０％超０．５％以下、およびＴｅ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅは、いずれも被削性を向上する作用を有し、必要に応じて含有される。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。但し、それらの含有量が過剰になると、熱間加工特性の劣化、疵の発生などの不具合を招くため、Ｐｂ：０．５％以下、Ｂｉ：０．５％以下、Ｔｅ：０．１％以下とする。Ｐｂ含有量とＢｉ含有量の好ましい上限は、それぞれ０．２％、より好ましい上限はそれぞれ０．１％、更に好ましい上限はそれぞれ０．０５％である。また、Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０５％、より好ましい上限は０．０２％、更に好ましい上限は０．０１％である。 One or more elements selected from the group consisting of Pb: more than 0% and 0.5% or less, Bi: more than 0% and 0.5% or less, and Te: more than 0% and 0.1% or less Pb, Bi, Te All have the effect | action which improves a machinability, and is contained as needed. These elements may be used alone or in combination of two or more. However, if the content is excessive, problems such as deterioration of hot working characteristics and generation of wrinkles are caused. Therefore, Pb: 0.5% or less, Bi: 0.5% or less, Te: 0.1% The following. Preferable upper limit of Pb content and Bi content is 0.2%, more preferable upper limit is 0.1%, and further preferable upper limit is 0.05%. Moreover, the upper limit with preferable Te content is 0.05%, a more preferable upper limit is 0.02%, and a more preferable upper limit is 0.01%.

Ａｓ：０％超０．０２％以下
Ａｓは、鋼材の脆化を招く有害元素であり、極力低減するのが好ましい。但し、必要以上の低減はコスト増を招くため工業上好ましくない。従って、Ａｓ：０．０２％以下とする。好ましい含有量の上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００２％である。 As: more than 0% and 0.02% or less As is a harmful element that causes embrittlement of the steel material, and is preferably reduced as much as possible. However, an unnecessarily reduced increase causes an increase in cost, which is not industrially preferable. Therefore, As: 0.02% or less. The upper limit of the preferable content is 0.01%, the more preferable upper limit is 0.005%, and the more preferable upper limit is 0.002%.

次に、軸受用鋼線材、特には上述した鋼組織を確保するための製造条件について説明する。 Next, the manufacturing conditions for securing the steel wire for bearings, particularly the above-described steel structure will be described.

本発明者らは、低温圧延や再加熱などの特殊な設備を必要とせずに、製造時の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の冷却の条件を制御して、本発明で規定の組織を得ることを目的として検討を行った。まず本発明者らは、先行技術に示された製造方法について検討を行った。 The present inventors control the heating conditions during manufacturing, hot rolling, and cooling after hot rolling without requiring special equipment such as low temperature rolling and reheating, and are defined in the present invention. We examined for the purpose of obtaining an organization. First, the present inventors examined the manufacturing method shown in the prior art.

特許文献２には、パーライトコロニーの微細化のために、加熱温度を１０００℃以下、かつ圧延終了温度を８５０℃以下として旧オーステナイトを制御する必要があり、その上で３℃／ｓ以下で冷却すればよいことが段落００１８以降に示されている。しかし、まず比較的低温で圧延を行っていることから、圧延機の負荷が大きくなることやノジュールサイズが必要以上に微細化することが考えられる。 In Patent Document 2, it is necessary to control the prior austenite with a heating temperature of 1000 ° C. or less and a rolling end temperature of 850 ° C. or less, and then cooling at 3 ° C./s or less in order to refine the pearlite colony. This is indicated in paragraphs 0018 and after. However, since rolling is performed at a relatively low temperature, it is conceivable that the load on the rolling mill increases and the nodule size becomes finer than necessary.

また、本発明で制御するコロニーサイズは、旧オーステナイト粒径よりも変態温度の影響を受ける。コロニーサイズの微細化には、変態温度の低下が必要であり、そのためには比較的速やかに冷却する必要がある。しかし冷却速度を速めると、ノジュールサイズも必要以上に微細化しやすくなる。ノジュールサイズを本発明で規定の範囲内とするには、上記冷却速度を適正範囲に制御する必要があると考える。 Moreover, the colony size controlled by the present invention is affected by the transformation temperature rather than the prior austenite grain size. In order to refine the colony size, it is necessary to lower the transformation temperature, and for this purpose, it is necessary to cool relatively quickly. However, when the cooling rate is increased, the nodule size is more easily reduced than necessary. In order to make the nodule size within the range specified in the present invention, it is considered necessary to control the cooling rate within an appropriate range.

更に特許文献２では、初析セメンタイト増量のために、熱間圧延終了後の７００℃までの冷却速度を０．５℃／ｓ以下の徐冷とすることが示されている。しかし熱間圧延後に徐冷するとノジュールサイズの粗大化を招く。また、本発明では上述の通り初析セメンタイト量に適正範囲があり、この適正量の初析セメンタイト量を確保する観点からも、冷却速度を適正範囲とする必要があると考える。 Further, Patent Document 2 shows that the cooling rate to 700 ° C. after the end of hot rolling is gradually cooled to 0.5 ° C./s or less in order to increase the amount of proeutectoid cementite. However, slow cooling after hot rolling causes coarsening of the nodule size. In the present invention, the amount of pro-eutectoid cementite is in an appropriate range as described above, and from the viewpoint of securing the proper amount of pro-eutectoid cementite, it is considered that the cooling rate needs to be in the appropriate range.

特許文献４には、初析セメンタイト増量のために、圧延後７００〜８００℃まで０．１〜２℃／ｓで徐冷することが示されている。また、ラメラ間隔微細化のため、前記徐冷に引き続き６５０〜５００℃まで５〜２０℃／ｓで急冷することが示されている。しかしながら、上述の通り熱間圧延後に徐冷するとノジュールサイズの粗大化を招く。 Patent Document 4 shows that annealing is gradually cooled at 0.1 to 2 ° C./s from 700 to 800 ° C. after rolling in order to increase the amount of proeutectoid cementite. Further, it has been shown that, for lamella spacing miniaturization, rapid cooling is performed at 5 to 20 ° C./s from 650 to 500 ° C. following the slow cooling. However, as described above, slow cooling after hot rolling leads to coarse nodules.

一方、特許文献１では、初析セメンタイト量低減のために、熱間圧延後５５０〜７００℃まで８〜２０℃／ｓで急冷することが示されている。しかしながら、熱間圧延後に比較的低温域まで急冷すると、ノジュールサイズが必要以上に微細化し、上述した規定の範囲内とすることが難しい。 On the other hand, Patent Document 1 shows that rapid cooling is performed at 8 to 20 ° C./s from 550 to 700 ° C. after hot rolling in order to reduce the amount of pro-eutectoid cementite. However, if it is rapidly cooled to a relatively low temperature range after hot rolling, the nodule size becomes unnecessarily fine and it is difficult to make it within the specified range described above.

これら先行技術の製造方法の検討から、本発明で規定の組織は、特許文献２や特許文献４の様な連続冷却、特に連続して徐冷するのでは確保が困難であり、また特許文献１の様に、熱間圧延後、比較的低温域まで急冷しても確保が困難であり、よって加熱温度・圧延温度制御および冷却時の多段冷却パターンが有効であることをまず見出した。以下、本発明の鋼線材を得るための具体的な製造条件について説明する。 From the examination of these prior art manufacturing methods, it is difficult to secure the structure defined in the present invention by continuous cooling as in Patent Document 2 and Patent Document 4, particularly by continuous slow cooling. As described above, after hot rolling, it was difficult to ensure even by rapid cooling to a relatively low temperature range. Therefore, it was first found that the heating temperature / rolling temperature control and the multi-stage cooling pattern during cooling were effective. Hereinafter, specific manufacturing conditions for obtaining the steel wire rod of the present invention will be described.

熱間圧延時の加熱温度Ｔ１：９００〜１０５０℃
前記成分組成の鋼を溶製して鋳造し、熱間圧延を行う。熱間圧延に際して行う加熱の温度が低温であると、未固溶炭化物が熱間圧延後に偏析バンドとして残存し、最終製品、つまり軸受の耐久性が劣化する。よって加熱温度は９００℃以上とする。好ましくは９２０℃以上である。一方、上記加熱温度が高すぎると、脱炭が促進され、この場合も最終製品である軸受の耐久性が劣化する。よって、加熱温度は１０５０℃以下、好ましくは１０２０℃以下とする。 Heating temperature T1: 900-1050 ° C. during hot rolling
The steel having the above composition is melted and cast, and hot rolled. When the temperature of the heating performed during the hot rolling is low, undissolved carbides remain as segregation bands after the hot rolling, and the durability of the final product, that is, the bearing is deteriorated. Therefore, the heating temperature is 900 ° C. or higher. Preferably it is 920 degreeC or more. On the other hand, if the heating temperature is too high, decarburization is promoted, and in this case as well, the durability of the bearing which is the final product is deteriorated. Therefore, the heating temperature is set to 1050 ° C. or lower, preferably 1020 ° C. or lower.

仕上圧延温度Ｔ２：７９０〜８５０℃
仕上圧延温度は、旧オーステナイト粒径に影響し、変態後のパーライトの特にノジュールサイズへの影響が大きい。仕上圧延温度が低温になるほど、旧オーステナイト粒径が小さくなり、変態後のパーライトのノジュールサイズは微細になる。ノジュールサイズが微細化し過ぎると球状化焼鈍後の硬さが上昇する。よって、本発明では仕上圧延温度を７９０℃以上とする。仕上圧延温度は好ましくは８００℃以上であり、より好ましくは８１０℃超である。一方、仕上圧延温度が高温になるほど、旧オーステナイト粒径が大きくなり、変態後のパーライトのノジュールサイズは粗大になる。ノジュールサイズが粗大になると、球状化焼鈍時に球状化が進まない。よって本発明では、仕上圧延温度の上限を８５０℃以下とする。仕上圧延温度は好ましくは８４０℃以下である。 Finish rolling temperature T2: 790-850 ° C
The finishing rolling temperature affects the prior austenite grain size, and has a great influence on the nodule size of the pearlite after transformation. The lower the finish rolling temperature, the smaller the prior austenite grain size and the finer the nodule size of the pearlite after transformation. If the nodule size is too fine, the hardness after spheroidizing annealing will increase. Therefore, in the present invention, the finish rolling temperature is set to 790 ° C or higher. The finish rolling temperature is preferably 800 ° C or higher, more preferably more than 810 ° C. On the other hand, the higher the finish rolling temperature, the larger the prior austenite grain size, and the larger the nodule size of the pearlite after transformation. When the nodule size is coarse, spheroidization does not progress during spheroidizing annealing. Therefore, in this invention, the upper limit of finish rolling temperature shall be 850 degrees C or less. The finish rolling temperature is preferably 840 ° C. or lower.

仕上圧延温度Ｔ２から、７６０〜８２０℃の温度域の冷却停止温度Ｔ３までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
熱間圧延後の比較的高温域の冷却では、その冷却速度が、旧オーステナイト粒径および初析セメンタイト量に影響する。この高温域での冷却速度が小さいほど、旧オーステナイト粒径は粗大化し、初析セメンタイト量は増加する。本発明者らは、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することによりノジュールサイズの粗大化を抑制する観点から、仕上圧延温度Ｔ２から７６０〜８２０℃の温度域の冷却停止温度Ｔ３までを、平均冷却速度ＣＲ１：３０℃／ｓ以上で冷却するのがよいことを見出した。平均冷却速度ＣＲ１はより好ましくは３５℃／ｓ以上である。尚、平均冷却速度ＣＲ１の上限は、線材表層部の過冷却防止の観点からおおよそ１００℃／ｓとなる。 Average cooling rate from finish rolling temperature T2 to cooling stop temperature T3 in the temperature range of 760 to 820 ° C .: 30 ° C./s or more In cooling in a relatively high temperature range after hot rolling, the cooling rate is the prior austenite grains Affects diameter and proeutectoid cementite content. The smaller the cooling rate in this high temperature range, the coarser the prior austenite grain size, and the amount of proeutectoid cementite increases. From the viewpoint of suppressing the coarsening of the nodule size by suppressing the coarsening of the prior austenite grain size, the present inventors averaged the finish rolling temperature T2 to the cooling stop temperature T3 in the temperature range of 760 to 820 ° C. It has been found that cooling is preferably performed at a cooling rate CR1: 30 ° C./s or more. The average cooling rate CR1 is more preferably 35 ° C./s or more. The upper limit of the average cooling rate CR1 is approximately 100 ° C./s from the viewpoint of preventing overcooling of the wire surface layer portion.

前記Ｔ３で示す冷却停止温度も、前記平均冷却速度と同様に旧オーステナイト粒径と初析セメンタイト量に影響する。冷却停止温度Ｔ３が高いほど旧オーステナイト粒径は粗大化し、初析セメンタイト量は増加する。本発明では、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制してノジュールサイズの粗大化を抑制する観点および初析セメンタイト量を５．０％以下に抑える観点から、冷却停止温度Ｔ３を８２０℃以下とした。冷却停止温度Ｔ３はより好ましくは８１０℃以下である。一方、冷却停止温度Ｔ３が低いほど旧オーステナイト粒径は微細になり、かつ初析セメンタイト量は減少する。初析セメンタイトを２．０面積％以上確保する観点から冷却停止温度Ｔ３を７６０℃以上とした。冷却停止温度Ｔ３はより好ましくは７８０℃以上である。 The cooling stop temperature indicated by T3 also affects the prior austenite grain size and the amount of proeutectoid cementite, as with the average cooling rate. As the cooling stop temperature T3 is higher, the prior austenite grain size becomes coarser and the amount of proeutectoid cementite increases. In the present invention, the cooling stop temperature T3 is set to 820 ° C. or less from the viewpoint of suppressing coarsening of the prior austenite grain size to suppress coarsening of the nodule size and suppressing the amount of proeutectoid cementite to 5.0% or less. . The cooling stop temperature T3 is more preferably 810 ° C. or lower. On the other hand, the lower the cooling stop temperature T3, the finer the prior austenite grain size, and the amount of proeutectoid cementite decreases. From the viewpoint of securing 2.0% by area or more of pro-eutectoid cementite, the cooling stop temperature T3 was set to 760 ° C. or higher. The cooling stop temperature T3 is more preferably 780 ° C. or higher.

前記冷却において、前記仕上圧延温度Ｔ２と前記冷却停止温度Ｔ３との差は１５℃以上とすることが好ましい。この温度差を設けることによって、旧オーステナイト粒径の粗大化を十分に抑制することができる。前記温度差は好ましくは２０℃以上である。 In the cooling, the difference between the finish rolling temperature T2 and the cooling stop temperature T3 is preferably 15 ° C. or more. By providing this temperature difference, coarsening of the prior austenite grain size can be sufficiently suppressed. The temperature difference is preferably 20 ° C. or more.

前記冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までの平均冷却速度ＣＲ２：１．０℃／ｓ以上４．５℃／ｓ以下
前記冷却停止温度Ｔ３以下の温度域はパーライト変態域にあたる。よってこの温度域の冷却制御は、パーライト組織因子のうち本発明で規定のコロニーサイズとノジュールサイズの制御のための重要なプロセスである。変態温度が低いほどコロニーサイズ、ノジュールサイズが共に微細化する。また、この温度域での冷却速度が高いほど変態温度が低くなり、その結果、コロニーサイズ、ノジュールサイズが共に微細化する。これらの観点から、コロニーサイズを本発明で規定の通り微細化するには、前記冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までの平均冷却速度ＣＲ２を１．０℃／ｓ以上とする必要がある。前記平均冷却速度ＣＲ２は好ましくは１．５℃／ｓ以上である。一方、前記平均冷却速度ＣＲ２が速すぎると、ノジュールサイズが微細化しすぎてしまい、前述の通り冷間加工性の確保が難しくなる。よって本発明では前記平均冷却速度ＣＲ２を４．５℃／ｓ以下とするのがよい。前記平均冷却速度ＣＲ２は好ましくは４．０℃／ｓ以下である。 Average cooling rate CR2 from the cooling stop temperature T3 to 650 ° C: 1.0 ° C / s or more and 4.5 ° C / s or less The temperature range of the cooling stop temperature T3 or less corresponds to the pearlite transformation region. Therefore, the cooling control in this temperature range is an important process for controlling the colony size and nodule size defined in the present invention among the pearlite tissue factors. The lower the transformation temperature, the smaller the colony size and nodule size. Further, the higher the cooling rate in this temperature range, the lower the transformation temperature, and as a result, both the colony size and the nodule size become finer. From these viewpoints, in order to refine the colony size as defined in the present invention, the average cooling rate CR2 from the cooling stop temperature T3 to 650 ° C. needs to be 1.0 ° C./s or more. The average cooling rate CR2 is preferably 1.5 ° C./s or more. On the other hand, when the average cooling rate CR2 is too fast, the nodule size is too fine, and it becomes difficult to ensure cold workability as described above. Therefore, in the present invention, the average cooling rate CR2 is preferably 4.5 ° C./s or less. The average cooling rate CR2 is preferably 4.0 ° C./s or less.

本発明では制御冷却の温度域は６５０℃まででよく、それ以下の温度域の冷却条件は問わない。 In the present invention, the temperature range of the controlled cooling may be up to 650 ° C., and the cooling conditions in the temperature range below it are not limited.

本発明の鋼線材は、その後、図２に例示する通り、例えば、酸洗・皮膜、中間伸線、球状化焼鈍、酸洗・皮膜、仕上伸線、更には冷間鍛造等の工程に供されるが、これらの実施条件は一般的に行われている条件を採用することができる。前記球状化焼鈍も特に問わず、一般的に行われている条件を採用することができるが、本発明によれば、例えば７８５℃で６時間加熱後、３０℃／ｈで冷却といった簡略化した条件を採用した場合であっても、硬さを十分低減でき、仕上伸線や冷間鍛造を良好に行うことができる。本発明の鋼線材は、図２の熱間圧延後であって前記中間伸線前に行われていた球状化焼鈍を省略できる。また本発明の鋼線材は、図２の中間伸線後に実施の球状化焼鈍後、仕上伸線や冷間鍛造を良好に行うことができる。軸受は、仕上伸線後、切断してから所定の形状に冷間鍛造し、図２には示していないが、焼入れ焼戻し処理し、最後に仕上げ加工を施すことで製造される。 The steel wire of the present invention is then subjected to processes such as pickling / coating, intermediate wire drawing, spheroidizing annealing, pickling / coating, finish wire drawing, and further cold forging as illustrated in FIG. However, these implementation conditions can adopt generally performed conditions. The spheroidizing annealing is not particularly limited, and generally used conditions can be adopted. However, according to the present invention, for example, after heating at 785 ° C. for 6 hours, cooling at 30 ° C./h is simplified. Even when the conditions are adopted, the hardness can be sufficiently reduced, and finish wire drawing and cold forging can be performed well. The steel wire rod of the present invention can omit the spheroidizing annealing performed after the hot rolling in FIG. 2 and before the intermediate wire drawing. Moreover, the steel wire rod of this invention can perform finish wire drawing and cold forging favorably after the spheroidizing annealing performed after the intermediate wire drawing in FIG. The bearing is manufactured by finish-drawing, cutting and then cold forging into a predetermined shape, and although not shown in FIG. 2, it is quenched and tempered and finally finished.

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。即ち、下記では、実施例としてＪＩＳ規格のＳＵＪ２を使用し評価したが、本発明はＳＵＪ２のみでなく、ＪＩＳ規格のＳＵＪ３〜５に相当する軸受鋼鋼材全般に活用可能である。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention. That is, in the following, JIS standard SUJ2 was used and evaluated as an example, but the present invention can be used not only for SUJ2 but also for all bearing steel materials corresponding to JIS standard SUJ3-5.

表１に示す成分組成を満たす鋼材を、連続鋳造により製造した。得られた鋳片を、分塊圧延して１５５ｍｍ角の鋼片を作製した後、表２に示す加熱温度Ｔ１まで加熱してから熱間圧延を実施して、供試材として、サイズが直径１０ｍｍの圧延材を得た。熱間圧延の条件は次の通りである。即ち、仕上圧延温度Ｔ２は、表２に示す通りである。仕上圧延温度Ｔ２から、表２に示す冷却停止温度Ｔ３までを、表２に示す平均冷却速度ＣＲ１で冷却し、更に冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までを、表２に示す平均冷却速度ＣＲ２で冷却した。６５０℃から室温までは放冷または風冷とした。 Steel materials satisfying the component compositions shown in Table 1 were produced by continuous casting. The obtained slab was mass-rolled to produce a 155 mm square steel slab, and then heated to the heating temperature T1 shown in Table 2 and then hot-rolled. A 10 mm rolled material was obtained. The conditions for hot rolling are as follows. That is, the finish rolling temperature T2 is as shown in Table 2. The finish rolling temperature T2 to the cooling stop temperature T3 shown in Table 2 is cooled at the average cooling rate CR1 shown in Table 2, and the cooling stop temperature T3 to 650 ° C. is further cooled at the average cooling rate CR2 shown in Table 2. did. From 650 ° C. to room temperature, it was allowed to cool or air cooled.

下記表２のＮｏ．１１〜１３は、比較例として、特許文献１、２に記載の条件で実施した例である。 No. in Table 2 below. 11 to 13 are examples carried out under the conditions described in Patent Documents 1 and 2 as comparative examples.

得られた供試材を用いて、組織の観察、伸線加工性の評価、および球状化焼鈍後の硬さ測定と球状化度の測定を下記の通り行った。 Using the obtained test material, the observation of the structure, the evaluation of the wire drawing workability, the hardness measurement after the spheroidizing annealing, and the measurement of the spheroidizing degree were performed as follows.

（１）組織の観察
得られた供試材の組織を観察し、平均パーライトコロニーサイズ、ノジュールサイズ、および初析セメンタイトの面積率を求めた。 (1) Observation of structure | tissue The structure | tissue of the obtained test material was observed, and the average pearlite colony size, the nodule size, and the area ratio of proeutectoid cementite were calculated | required.

（１−１）平均パーライトコロニーサイズ
鏡面研磨の後、ピクラールエッチングを行って試料を調製した。該試料を用い、ＳＥＭ（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察を行い、３０００〜５０００倍で３視野撮影した。そして顕微鏡写真の縦方向または横方向に線を引き、線分法によりパーライトコロニーサイズを測定した。このとき１写真につき、５本以上の線を引いた。そして合計３枚の顕微鏡写真の平均パーライトコロニーサイズを求めた。 (1-1) Average pearlite colony size After mirror polishing, a sample was prepared by performing picral etching. Using this sample, SEM (Scanning Electron Microscope) observation was performed, and 3 fields of view were taken at 3000 to 5000 times. A line was drawn in the vertical or horizontal direction of the micrograph, and the pearlite colony size was measured by the line segment method. At this time, five or more lines were drawn per photograph. And the average pearlite colony size of a total of three micrographs was calculated | required.

（１−２）初析セメンタイトの面積率
鏡面研磨の後、ピクラールエッチングを行って試料を調製した。該試料を用い、ＳＥＭ観察を行って、２０００〜３０００倍で３視野撮影した。そして写真の縦方向および横方向に２０本ずつ線を引いたときの交点合計４００点が、初析セメンタイト上に有り・無しを判断し、下記式（１）により初析セメンタイトの面積率を求めた。
初析セメンタイトの面積率＝（初析セメンタイト上にある交点数／全交点数）×１００
・・・（１） (1-2) Area ratio of pro-eutectoid cementite After mirror polishing, Picral etching was performed to prepare a sample. Using this sample, SEM observation was performed, and three fields of view were photographed at 2000 to 3000 times. The total of 400 intersection points when 20 lines are drawn in the vertical and horizontal directions of the photograph are judged to be present or absent on the pro-eutectoid cementite, and the area ratio of pro-eutectoid cementite is obtained by the following formula (1). It was.
Area ratio of pro-eutectoid cementite = (number of intersections on pro-eutectoid cementite / total number of intersections) x 100
... (1)

（１−３）パーライトノジュールサイズ
鏡面研磨の後、ピクラールエッチングを行って試料を調製した。該試料を用い、光学顕微鏡観察を行い、１００〜４００倍で３視野観察した。各視野につき、比較法によりノジュール粒度Ｇを測定し、下式によりパーライトノジュールサイズＤｎに換算した。そして３視野の平均値を求めた。 (1-3) Perlite Nodule Size After mirror polishing, a sample was prepared by performing picral etching. Using this sample, observation with an optical microscope was performed, and three visual fields were observed at 100 to 400 times. For each field of view, the nodule particle size G was measured by a comparative method, and converted to a pearlite nodule size Dn by the following formula. And the average value of 3 visual fields was calculated | required.

上記式において、Ｄｎはパーライトノジュールサイズ、Ｇはノジュール粒度を示す。

In the above formula, Dn represents a pearlite nodule size, and G represents a nodule particle size.

（２）伸線加工性の評価
球状化焼鈍を省略し、熱間圧延ままでの鋼線材の伸線加工性を評価した。詳細には、万能試験機を用いて引張試験を行い、伸線加工性の評価指標として下記式により絞り値を測定した。伸線加工における一回の減面加工率は通常２０％程度であることから、本実施例では、この絞り値が２０％以上であるものをＯＫ、即ち、熱間圧延後に焼鈍を施さなくとも伸線加工時に優れた伸線加工性を示すと判断した。
絞り値＝［（引張試験前の試験片の断面積−引張破断部の断面積）／引張試験前の試験片の断面積］×１００ (2) Evaluation of wire drawing workability The spheroidizing annealing was omitted, and the wire drawing workability of the steel wire rod as hot rolled was evaluated. Specifically, a tensile test was performed using a universal testing machine, and a drawing value was measured by the following formula as an evaluation index of wire drawing workability. In the present embodiment, the drawing area with a drawing value of 20% or more is OK, that is, without annealing after hot rolling, since the single area reduction ratio in wire drawing is usually about 20%. It was judged that excellent wire drawing workability was exhibited during wire drawing.
Aperture value = [(cross-sectional area of test piece before tensile test−cross-sectional area of tensile fracture portion) / cross-sectional area of test piece before tensile test] × 100

（３）球状化焼鈍後の冷間加工性の評価
球状化焼鈍後の冷間加工性を評価するため、鋼線材に下記の条件で球状化焼鈍を施して球状化材を得た。そしてこの球状化材を用い、冷間加工時の変形抵抗の指標としてビッカース硬さ試験を下記方法で実施した。そして本実施例では、このビッカース硬さが１９０Ｈｖ以下の場合をＯＫ、即ち、球状化焼鈍後の硬さが低減されて冷間加工性に優れる、と評価した。
球状化焼鈍条件：７８５℃で６時間加熱後、６５０℃まで平均冷却速度３０℃／ｈで冷却
ビッカース硬さ試験：球状化焼鈍後の球状化材の長手方向に垂直な断面の直径Ｄ／４位置にて、荷重１ｋｇの条件で４点の測定を行い、平均値を求めた。 (3) Evaluation of cold workability after spheroidizing annealing In order to evaluate the cold workability after spheroidizing annealing, a spheroidizing material was obtained by subjecting a steel wire to spheroidizing annealing under the following conditions. Then, using this spheroidizing material, a Vickers hardness test was carried out by the following method as an index of deformation resistance during cold working. In this example, the case where the Vickers hardness was 190 Hv or less was evaluated as OK, that is, the hardness after spheroidizing annealing was reduced and the cold workability was excellent.
Spheroidizing annealing condition: Heated at 785 ° C. for 6 hours and then cooled to 650 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./h Vickers hardness test: Diameter D / 4 of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the spheroidizing material after spheroidizing annealing At the position, four points were measured under a load of 1 kg, and an average value was obtained.

（４）球状化度の測定
また、球状化焼鈍により得られる球状化材は、炭化物の球状化度が一般に評価される。球状化度は冷間鍛造時の割れや、最終製品である軸受に求められる転動疲労特性、耐摩耗性等に影響するため、最低限要求される品質の一つである。本実施例では、球状化材の長手方向に垂直な断面を観察できるよう、鏡面研磨の後、ピクラールエッチングを行って試料を調製した。この様にして試料を８個用意した。そして各試料につき、上記断面の直径Ｄ／４の位置の組織を、倍率１０００倍にて光学顕微鏡で１視野観察した。そして「層状パーライトがない視野の合計÷８×１００」を球状化度として求めた。本実施例では、球状化度が１００％の場合をＯＫと評価した。 (4) Measurement of degree of spheroidization In addition, the spheroidizing material obtained by spheroidizing annealing is generally evaluated for the degree of spheroidization of carbides. The degree of spheroidization is one of the minimum required qualities because it affects cracks during cold forging, rolling fatigue characteristics and wear resistance required for the final product bearing. In this example, a sample was prepared by performing a picral etching after mirror polishing so that a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the spheroidizing material could be observed. In this way, eight samples were prepared. And about each sample, the structure | tissue of the position of the diameter D / 4 of the said cross section was observed 1 field-of-view with the optical microscope at 1000-times multiplication factor. Then, “total field of view without layered pearlite ÷ 8 × 100” was determined as the degree of spheroidization. In this example, the case where the spheroidization degree was 100% was evaluated as OK.

これらの結果を表２に併記する。 These results are also shown in Table 2.

表２より次のことがわかる。Ｎｏ．２、３、および５〜７は、本発明で規定の成分組成を満たし、推奨される条件で製造して規定の組織が得られたため、引張試験での絞りが大きく、熱間圧延後に焼鈍を施さなくとも伸線加工時に優れた伸線加工性を示す。かつ、球状化焼鈍後の硬さが抑えられて冷間加工性にも優れていることがわかる。また球状化焼鈍により十分に球状化度が高められたこともわかる。 Table 2 shows the following. No. 2, 3, and 5-7 satisfy the specified component composition in the present invention, and are manufactured under the recommended conditions to obtain the specified structure, so that the drawing in the tensile test is large, and annealing is performed after hot rolling. Even if not applied, it shows excellent wire drawing workability during wire drawing. And it turns out that the hardness after spheroidizing annealing is suppressed and it is excellent also in cold workability. It can also be seen that the degree of spheroidization was sufficiently increased by spheroidizing annealing.

これに対してＮｏ．１は、仕上圧延温度Ｔ２が高くかつ冷却停止温度Ｔ３も高く、更には冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までの平均冷却速度ＣＲ２も小さいため、コロニーサイズとノジュールサイズがいずれも大きくなった。その結果、引張試験での絞りが小さく伸線加工性に劣る結果となった。また球状化焼鈍による球状化が不十分となった。 In contrast, no. In No. 1, the finish rolling temperature T2 was high and the cooling stop temperature T3 was high, and the average cooling rate CR2 from the cooling stop temperature T3 to 650 ° C. was low, so both the colony size and the nodule size were large. As a result, the drawing in the tensile test was small and the wire drawing workability was poor. Moreover, the spheroidization by spheroidizing annealing became insufficient.

Ｎｏ．４は、冷却停止温度Ｔ３が低すぎであり、かつこの冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までの平均冷却速度も小さいため、コロニーサイズとノジュールサイズが規定の上限を超え、かつ初析セメンタイト量も多めとなった。そしてその結果、引張試験での絞りが小さく伸線加工性に劣る結果となった。また球状化焼鈍による球状化が不十分となった。 No. In No. 4, the cooling stop temperature T3 is too low, and the average cooling rate from the cooling stop temperature T3 to 650 ° C. is small, so that the colony size and nodule size exceed the specified upper limit, and the amount of proeutectoid cementite is large. It became. As a result, the drawing in the tensile test was small and the wire drawing workability was poor. Moreover, the spheroidization by spheroidizing annealing became insufficient.

Ｎｏ．８は、冷却停止温度Ｔ３から６５０℃までの平均冷却速度が大きすぎるため、ノジュールサイズが必要以上に微細となって規定の下限値を下回り、球状化焼鈍後の硬さが高い、即ち球状化焼鈍後の良好な冷間加工性を確保できない結果となった。 No. No. 8, since the average cooling rate from the cooling stop temperature T3 to 650 ° C. is too large, the nodule size becomes finer than necessary and falls below the specified lower limit, and the hardness after spheroidizing annealing is high, that is, spheroidizing As a result, good cold workability after annealing could not be secured.

Ｎｏ．９は、仕上圧延温度Ｔ２から冷却停止温度Ｔ３までの平均冷却速度ＣＲ１が小さすぎるため、ノジュールサイズが粗大化し球状化焼鈍による球状化が不十分となった。 No. In No. 9, since the average cooling rate CR1 from the finish rolling temperature T2 to the cooling stop temperature T3 was too small, the nodule size was coarsened and spheroidization by spheroidizing annealing was insufficient.

Ｎｏ．１０は、仕上圧延温度Ｔ２が高すぎると共に冷却停止温度Ｔ３も高すぎるため、ノジュールサイズが粗大化しまた初析セメンタイト量が不足して、引張試験での絞りが小さく伸線加工性に劣る結果となった。また球状化焼鈍による球状化が不十分となった。 No. No. 10, because the finish rolling temperature T2 is too high and the cooling stop temperature T3 is too high, the nodule size becomes coarse, the amount of proeutectoid cementite is insufficient, the drawing in the tensile test is small, and the wire drawing workability is poor. became. Moreover, the spheroidization by spheroidizing annealing became insufficient.

Ｎｏ．１１〜１３は、上述の通り特許文献１、２に記載の条件で製造した例である。Ｎｏ．１１および１２の通り、仕上圧延後、４００℃まで平均冷却速度０．８℃／ｓまたは１．７℃／ｓで連続冷却した場合は、コロニーサイズとノジュールサイズが共に粗大となりかつ初析セメンタイトも増加した。その結果、引張試験での絞りが小さく伸線加工性に劣る結果となった。また球状化焼鈍による球状化が不十分となった。またＮｏ．１３の通り仕上圧延温度Ｔ２から６５０℃まで平均冷却速度１０℃／ｓで急冷後、１．７℃／ｓで徐冷した場合には、ノジュールサイズが微細となり、球状化焼鈍後の硬さを低減できなかった。 No. 11 to 13 are examples manufactured under the conditions described in Patent Documents 1 and 2 as described above. No. 11 and 12, after finish rolling, when continuously cooled to 400 ° C. at an average cooling rate of 0.8 ° C./s or 1.7 ° C./s, both the colony size and the nodule size are coarse and the proeutectoid cementite is also Increased. As a result, the drawing in the tensile test was small and the wire drawing workability was poor. Moreover, the spheroidization by spheroidizing annealing became insufficient. No. As shown in FIG. 13, when the steel sheet is rapidly cooled from the finish rolling temperature T2 to 650 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s and then slowly cooled at 1.7 ° C./s, the nodule size becomes fine and the hardness after spheroidizing annealing is reduced. Could not be reduced.

１パーライトノジュール
２パーライトコロニー
３ラメラ間隔
４旧オーステナイト粒界 1 pearlite nodule 2 pearlite colony 3 lamellar spacing 4 old austenite grain boundary

Claims

Ingredient composition is mass%,
C: 0.95 to 1.10%
Si: 0.15-0.75%,
Mn: more than 0% and 1.70% or less,
Cr: 0.90 to 2.05%,
P: more than 0% and 0.025% or less,
S: more than 0% and 0.025% or less,
Al: more than 0% and 0.050% or less,
Ti: more than 0% and 0.015% or less,
N: more than 0% and 0.025% or less, and O: more than 0% and 0.0025% or less, with the balance consisting of iron and inevitable impurities,
Steel structure
Average perlite colony size: 3.2 μm or less,
A steel wire for a bearing characterized by satisfying all the area ratios of pro-eutectoid cementite in the entire structure: 2.0% to 5.0% and pearlite nodule size: 7.0 μm to 13.5 μm.

Furthermore, in mass%,
2. One or more elements selected from the group consisting of Cu: more than 0% and less than 0.25%, Ni: more than 0% and less than 0.25%, and Mo: more than 0% and 0.25% or less. Steel wire for bearings as described in 1.

Furthermore, in mass%,
2. One or more elements selected from the group consisting of Nb: more than 0% and 0.5% or less, V: more than 0% and 0.5% or less, and B: more than 0% and 0.005% or less. Or the steel wire for bearings of 2.

Furthermore, in mass%,
Ca: more than 0% and less than 0.05%, REM: more than 0% and less than 0.05%, Mg: more than 0% and less than 0.02%, Li: more than 0% and less than 0.02%, and Zr: more than 0% The steel wire for bearings according to any one of claims 1 to 3 containing one or more elements selected from the group consisting of 0.2% or less.

Furthermore, in mass%,
2. One or more elements selected from the group consisting of Pb: more than 0% and 0.5% or less, Bi: more than 0% and 0.5% or less, and Te: more than 0% and 0.1% or less. The steel wire for bearings in any one of -4.

Furthermore, in mass%,
As: Steel wire for bearings according to any one of claims 1 to 5, comprising more than 0% and 0.02% or less.