JP2016135901A - 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 - Google Patents

Abstract

【課題】転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することのできる新規な軸受用鋼材を提供する。
【解決手段】本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、所定の鋼中成分を含み、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）および（２）の要件を満足する。
（１）平均組成が質量％でＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：１．０〜４０％を含有し、残部は不純物からなると共に、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する。
（２）前記酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が酸化物系介在物全体の３０％以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品に関する。詳細には本発明は、各種産業機械や自動車等に使用される、コロ、ニードル、玉、レース等の軸受用の転動体として用いたときに、優れた転動疲労特性を発揮する軸受用鋼材、およびこのような軸受用鋼材から得られる軸受部品に関する。

各種産業機械や自動車等の分野に使用される軸受用の転動体には、ラジアル方向（回転体の軸と垂直方向）から高い繰り返し応力が付与される。そのため、軸受用の転動体には転動疲労特性に優れることが求められている。転動疲労特性への要求は、産業機械類の高性能化、軽量化に対応して、年々厳しくなっており、軸受部品の更なる耐久性向上のため、軸受用鋼材にはより一層良好な転動疲労特性が求められている。

従来、転動疲労特性は、鋼中に生成する酸化物系介在物のなかでも、主にＡｌ脱酸鋼を用いたときに生成するＡｌ₂Ｏ₃等のような、硬質酸化物系介在物の個数密度と深く相関しており、上記硬質酸化物系介在物の個数密度を低減することによって転動疲労特性が改善すると考えられていた。そのため、製鋼プロセスにおいて、鋼中の酸素含有量を低減して転動疲労特性を改善する試みがなされてきた。

しかしながら近年では、転動疲労特性と、酸化物系介在物に代表される非金属系介在物の関係に関する研究が進み、酸化物系介在物の個数密度と転動疲労特性とは必ずしも相関関係がないことが判明している。即ち、転動疲労特性は、非金属系介在物のサイズ、例えば非金属系介在物の面積の平方根と密接な相関関係があり、転動疲労特性を改善するには、非金属系介在物の個数密度を低減するよりも、非金属系介在物のサイズを小さくすることが有効であることが明らかになっている。

そこで、従来のようなＡｌ脱酸鋼を用いるのではなく、鋼中のＡｌ含有量を極力抑えると共に、Ｓｉ脱酸鋼にすることで、生成する酸化物の組成を、Ａｌ₂Ｏ₃主体ではなくＳｉＯ₂、ＣａＯなどを主体とする組成に制御し、これにより、圧延工程で非金属系介在物を延伸、分断させて非金属系介在物のサイズを低減し、転動疲労特性を改善する方法が提案されている。

例えば特許文献１には、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と共に、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材が提案されている。

また、特許文献２には、上記特許文献１に記載の酸化物系介在物に、従来にない酸化物成分としてＺｒＯ₂を所定量含む高清浄度Ｓｉ脱酸鋼材が開示されている。

また、特許文献３には、ＲＥＭ介在物の生成を制御して、アルミナ、ＴｉＮ、及びＭｎＳの有害な介在物の悪影響を解消し、優れた耐疲労特性を有するばね用鋼とその製造方法が記載されている。詳細には上記特許文献３には、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物へと改質して粗大化を防止でき、かつ、ＳをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより有害なＴｉＮの個数密度を減らす方法が記載されている。

また、特許文献４は本願出願人によって開示された技術である。詳細には上記特許文献４には、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中にＴｉＯ₂を含むことで上記酸化物系介在物の結晶化を抑制でき、母相の鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞を抑制することで転動疲労特性に極めて優れた軸受用鋼材が得られることが記載されている。

特開２００９−３０１４５号公報 特開２０１０−２０２９０５号公報 特開２０１３−１０８１７１号公報 特開２０１４−２５０８３号公報

しかしながら、上記特許文献１では、鋼と酸化物系介在物の界面の空洞に関して、空洞を抑制する取組みが行われていないため、充分な転動疲労特性が得られているとはいえない。

上記特許文献２にも、上記界面の剥離によって生じる空洞に関する記載は一切ない。そもそも非金属系介在物全体の微細化のみに主眼を置いた技術であり、実施例の評価においても、ＡＳＴＭ Ｅ４５法のＣ系介在物評点の算術平均値で評価されているに過ぎない。従って、このようにして製造された鋼材が、必ずしも優れた転動疲労特性を発揮するとは限らない。

また、上記特許文献３では、酸化物系介在物がＲＥＭやＡｌのような強脱酸元素から構成されており、Ｓｉのような弱脱酸元素を主体としていないため、酸化物系介在物と鋼との界面に生成する剥離を抑制することはできない。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することのできる新規な軸受用鋼材を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．８〜１．１％、Ｓｉ：０．１５〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：１．３〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１０％、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）および（２）の要件を満足するところに要旨を有する。
（１）平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：１．０〜４０％を含有し、残部は不純物からなると共に、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する。
（２）前記酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が酸化物系介在物全体の３０％以上である。

本発明の好ましい実施例において、上記鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する前記酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均が３．０以下に抑制されたものである。

本発明には、上記の軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品も本発明の範囲内に包含される。

本発明によれば、鋼材の化学成分組成および鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成が適切に制御されているため、転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することができる軸受用鋼材を提供することができた。このような軸受用鋼材は、コロ、ニードル、玉等、主にラジアル方向の荷重が繰り返し付与される軸受部品の素材として有用であるのみならず、レース等、ストラス方向の荷重も繰り返し付与される軸受部品の素材としても有用であり、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができる。

本発明者らは、前述した特許文献４を開示した後も、転動疲労特性に一層優れた軸受用鋼材を提供するため、更に検討を重ねてきた。その結果、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物と鋼の界面にＴｉＮが生成すると、当該界面の密着性が向上して空隙が抑制される結果、転動疲労特性がより一層改善することが判明した。更に上記所定割合のＴｉＮを生成させるためには、例えば分塊圧延、分塊鍛造、熱間圧延などの前に行われる加熱時の保持時間を、従来よりも長目に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明に到達した経緯を、上記特許文献４、更には上記特許文献３との関係で詳しく説明する。

本発明者らは上記特許文献４と同様、「Ａｌによる脱酸処理を行なわなくても、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができ、早期剥離を抑制できる軸受用のＳｉ脱酸鋼材の提供」を目的とし、転動疲労特性のレベルは、上記特許文献４よりも一層優れたＳｉ脱酸鋼材を提供するとの観点から検討を重ねてきた。

Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物は非晶質となり易く、熱間圧延などで延伸し易いことが知られている。そのため、酸化物系介在物に異方性が生じてしまう。その結果、鋼材の転動疲労特性においても異方性が生じてしまうため、好ましくない。その一方で、酸化物系介在物の組成を制御することで熱間加工などの高温域で結晶化し、多結晶体とすることも可能である。しかしながら、多結晶体となった酸化物系介在物は、母相である鋼に比べて変形抵抗が高いため、熱間加工や冷間加工時に鋼（母相）と酸化物系介在物との界面に空隙を発生し易い。界面に発生した空隙は、転動疲労特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。

そこで本発明者らは、Ｓｉ脱酸で得られる上記酸化物系介在物の組成のみならずＴｉＮの生成状況を制御することによって空隙の発生を抑制する方法について鋭意検討した。その結果、Ｓｉ脱酸で得られる上記酸化物系介在物と母相である鋼の界面に所定量のＴｉＮを生成させると上記界面の剥離を抑制でき、転動疲労特性が著しく向上することを見出した。

なお、ＴｉＮに関しては、前述した特許文献３に示すように、疲労特性に有害であるとの報告が多数行われている。しかしながら、上記報告は全て、特許文献３のようにＡｌ脱酸鋼において生成するＴｉＮに関するものである。つまり、Ａｌ脱酸鋼の場合、Ａｌ₂Ｏ₃など［その他、ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃、（Ｃａ，Ａｌ）系酸化物なども含む］の脱酸生成物が溶鋼中に固相で生成するため、上記脱酸生成物を生成核としてＴｉＮが生成し易い。また、Ａｌ₂Ｏ₃などは溶鋼中で凝集して粗大化し易いため、Ａｌ₂Ｏ₃などに生成したＴｉＮも粗大化する傾向にある。その結果、Ａｌ₂Ｏ₃などの上記脱酸生成物とＴｉＮからなる複合介在物は粗大化する傾向にあり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすと考えられる。また、粗大化したＡｌ₂Ｏ₃などの大部分をＴｉＮで被覆するためには、多量のＴｉＮを生成させる必要があり、かえって複合介在物の粗大化を招き、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。更に、ＴｉＮで被覆できなかったＡｌ₂Ｏ₃などの酸化物系介在物と鋼との界面には剥離が生じるため、その剥離が原因となって鋼材の転動疲労特性が低下してしまう。

このように従来においても、酸化物系介在物と鋼との界面に生成するＴｉＮに着目した技術は多数開示されているが、いずれも特許文献３に示すようにＡｌ脱酸鋼を対象とするものであり、有害なＴｉＮの個数密度を低減して無害化する技術が開示されているに過ぎない。上記特許文献３の方法では、転動疲労特性に有害な酸化物系介在物と鋼との界面に生成する剥離を抑制することはできない。

これに対して、本発明ではＳｉ脱酸鋼を対象とし、Ａｌ₂Ｏ₃などのような粗大化し易い脱酸生成物は生成しない。詳細は後述するが本発明の鋼材は、ＳｉＯ₂を所定範囲含み、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する脱酸生成物が生成する。これらの脱酸生成物は、Ａｌ₂Ｏ₃などのＡｌ脱酸で生成する脱酸生成物に比べて低融点であり、溶鋼中で凝集し難く、粗大化し難い傾向にある。そのため、Ｓｉ脱酸で生成した脱酸生成物を生成核としてＴｉＮが生成して複合介在物が形成されても、当該複合介在物は比較的微細なままである。また、ＴｉＮは、結晶構造がｂｃｃであるα−Ｆｅとの格子整合性に優れていることは良く知られている。そのため、ＴｉＮにより、上記複合介在物と鋼との密着性が良好となり、その結果、上記複合介在物と鋼の界面の剥離が抑制されると考えられる。その結果、転動疲労特性が飛躍的に改善される傾向にあることが判明した。

なお、所定量のＴｉＮを確保するためには、前述したように分解圧延などの前に行われる加熱時の保持時間を従来よりも長く行うことが必要である。この点、上記特許文献４では、転動疲労特性を改善するために、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物を非晶質体に維持することに主眼を置き、上記加熱時の保持時間は従来と同様であり、特段の配慮は全く行っていなかった。上記特許文献４における転動疲労特性のレベルを高めるに当たって、本発明者らが検討した結果、これまで留意していなかった、上記加熱時の保持時間を従来よりも長く行うと、上記酸化物系介在物と鋼の界面にＴｉＮが生成し、酸化物系介在物と鋼の界面の密着性が向上して空隙が抑制され、転動疲労特性がより一層改善することが判明して、本発明を完成した。

以下、本発明の軸受用鋼材について詳しく説明する。上述したように本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．８〜１．１％、Ｓｉ：０．１５〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：１．３〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１０％、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）および（２）の要件を満足するところに特徴がある。
（１）平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：１．０〜４０％を含有し、残部は不純物からなると共に、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する。
（２）前記酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が３０％以上である。

まず、鋼中成分について説明する。

［Ｃ：０．８〜１．１％］
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐磨耗性を付与するための必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは少なくとも、０．８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．１％を超えて過剰になると、軸受の芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％以上、より好ましくは０．９０％以上である。また、Ｃ含有量の好ましい上限は１．０５％以下、より好ましくは１．０％以下である。

［Ｓｉ：０．１５〜０．８％］
Ｓｉは、脱酸元素として有効に作用する他、焼入れ・焼戻し軟化抵抗を高めて硬さを高める作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．８％を超えると、鍛造時に金型寿命が低下するばかりか、コスト増加を招くことになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７％以下（より好ましくは０．６％以下）である。

［Ｍｎ：０．１〜１．０％］
Ｍｎは、鋼材マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１％を下回るとその効果が発揮されず、１．０％を上回ると低級酸化物であるＭｎＯ含有量が増加し、転動疲労特性を悪化させる他、加工性や切削性が著しく低下する。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。

［Ｃｒ：１．３〜１．８％］
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成によって、強度および耐磨耗性を向上させ、これによって転動疲労特性の改善に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は、１．３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になって１．８％を超えると、炭化物が粗大化して、転動疲労特性および切削性を低下させる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３５％以上、より好ましくは１．４％以上である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．７％以下、より好ましくは１．６％以下である。

［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、転動疲労特性の低下が著しくなる。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下とするのが良い。尚、Ｐは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

［Ｓ：０％超０．０１５％以下］
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１５％を超えると、粗大な硫化物が残存するため、転動疲労特性が劣化する。従って、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要がある。転動疲労特性の向上という観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とするのが良い。尚、Ｓは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

［Ａｌ：０．０００２〜０．００５％］
Ａｌは脱酸元素であり、酸化物系介在物の平均組成を制御するためにＡｌの含有量を制御する必要がある。本発明ではＳｉによる脱酸を行うため、Ａｌ脱酸鋼のように酸化精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わない。Ａｌ含有量が多くなり、０．００５％を超えると、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、転動疲労特性が劣化する。従って、Ａｌ含有量の上限を０．００５％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。但し、Ａｌ含有量を０．０００２％未満にすると、酸化物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量が少なくなり過ぎ、ＳｉＯ₂を多く含む酸化物系介在物が生成して転動疲労特性が劣化する。また、Ａｌ含有量を０．０００２％未満に制御するためには、Ａｌの混入を抑制するために、鋼中成分のみならず、フラックス中のＡｌ₂Ｏ₃含有量も少なくする必要があるが、高炭素鋼である軸受鋼においてＡｌ₂Ｏ₃含有量の少ないフラックスは非常に高価であり、経済的でない。従って、Ａｌ含有量の下限を０．０００２％とする。好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。

［Ｃａ：０．０００２〜０．００２％］
Ｃａは、酸化物中のＣａＯ含有量を制御し、転動疲労特性を改善するのに有効である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とする。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．００２％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなり過ぎてしまい、酸化物が粗大化して転動疲労特性が低下する。従って、Ｃａ含有量は０．００２％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。

［Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｔｉは、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＴｉを添加することで、酸化物系介在物と鋼との界面に所定量のＴｉＮが生成され、上記界面の剥離を抑制できる。その結果、転動疲労特性が改善する。更に、酸化物系介在物中のＴｉＯ₂濃度を制御することができ、アスペクト比の低減化（詳細は後述する。）にも有効に作用し、転動疲労特性が一層向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が多くなって０．０１０％を超えると、ＴｉＮが粗大化すると共に、ＴｉＯ₂系酸化物の粗大化を招き、転動疲労特性が悪化する。よって、Ｔｉ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００１１％以上である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。

［Ｎ：０．００３０〜０．０１０％］
Ｎも上記Ｔｉと同様、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＮを添加することで、酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成され、上記界面の剥離を抑制できる。その結果、転動疲労特性が改善する。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は０．００３０％以上とする必要がある。ただし、Ｎの含有量が多くなって０．０１０％を超えると、ＴｉＮが粗大化するため、転動疲労特性が悪化する。よって、Ｎ含有量の上限は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３５％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。

［Ｏ：０％超０．００３０％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０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、熱間圧延および冷間圧延後においても粗大な酸化物として残存し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｏ含有量の上限を０．００３０％以下とする。転動疲労特性を改善するためにはＯ含有量をできる限り低減することが良く、例えばＯ含有量の好ましい上限は０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｏ含有量の下限は、転動疲労特性改善の観点からは特に限定されないが、経済性などを考慮すると、好ましくは０．０００４％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上である。Ｏ含有量を０．０００４％未満に制御するためには溶鋼からのＯ除去を厳密に行う必要があるが、溶鋼処理時間が長くなるなど経済的でないからである。

本発明に含まれる元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物である。上記不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素が挙げられ、例えば、Ａｓ、Ｈ、Ｎｉ等の混入が許容され得る。

次に、鋼材中に存在する酸化物系介在物について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）および（２）の要件を満足するところに特徴がある。
（１）平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：１．０〜４０％を含有し、残部は不純物からなると共に、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する。
（２）前記酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が酸化物系介在物全体の３０％以上である。

本発明において、特に短径１μｍ以上の酸化物系介在物に着目した理由は以下のとおりである。すなわち、転動疲労特性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程、悪影響度が大きいと言われている。そこで、転動疲労特性に悪影響を及ぼす可能性がある、寸法の大きな酸化物系介在物を評価するため、上記サイズの酸化物系介在物を制御することにした。

以下、順に説明する。

［ＣａＯ：１０〜５０％］
ＣａＯは、ＳｉＯ₂を主体とした酸化物の液相線温度低下に効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。また、ＣａＯには、酸化物系介在物を結晶化する効果がある。そのため、酸化物系介在物のアスペクト比低減に重要な役割を果たす。このような効果は、酸化物系介在物の平均組成におけるＣａＯ含有量を１０％以上に制御することによって得られる。しかしながら、ＣａＯ含有量が高過ぎると、酸化物系介在物が粗大化して転動疲労特性が悪化してしまうため、その上限を５０％以下とする必要がある。酸化物系介在物中に占めるＣａＯ含有量の好ましい下限は２０％以上であり、より好ましくは２５％以上である。また、ＣａＯ含有量の好ましい上限は４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。

［Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％］
Ａｌ₂Ｏ₃は、ＳｉＯ₂を主体とした酸化物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物鋼と鋼との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。また、Ａｌ₂Ｏ₃には、酸化物系介在物を結晶化する効果がある。そのため、酸化物系介在物のアスペクト比低減に重要な役割を果たす。このような効果は、酸化物系介在物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量を１０％以上に制御することによって得られる。一方、酸化物系介在物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量が５０％を超えると、溶鋼中および凝固過程でＡｌ₂Ｏ₃（コランダム）結晶相が晶出したり、ＭｇＯと共にＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃（スピネル）結晶相が晶出する。これらの固相は硬質であり、粗大な介在物として存在し、加工中に空洞が生成し易くなり、転動疲労特性を悪化させる。こうした観点から、酸化物系介在物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量は５０％以下とする必要がある。酸化物系介在物におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量の好ましい下限は２０％以上であり、より好ましくは２５％以上である。また、Ａｌ₂Ｏ₃含有量の好ましい上限は４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。

［ＳｉＯ₂：２０〜７０％］
ＳｉＯ₂は、酸化物系介在物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。このような効果を有効に発揮させるためには、酸化物系介在物中にＳｉＯ₂を２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＳｉＯ₂含有量が７０％を超えると酸化物が粗大化して転動疲労特性が悪化する。また、酸化物が延伸してアスペクト比が大きくなるため、転動疲労特性が悪化する。酸化物系介在物中におけるＳｉＯ₂含有量の好ましい下限は２５％以上であり、より好ましくは３０％以上である。また、ＳｉＯ₂含有量の好ましい上限は６０％以下であり、より好ましくは４５％以下である。

［ＴｉＯ₂：１．０〜４０％］
ＴｉＯ₂は、ＳｉＯ₂を主体とした酸化物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。このような効果は、酸化物系介在物の平均組成におけるＴｉＯ₂含有量を１．０％以上に制御することによって得られる。しかしながら、ＴｉＯ₂含有量が高すぎると、酸化物が粗大化して転動疲労特性が悪化してしまうため、その上限を４０％以下とする必要がある。酸化物系介在物中におけるＴｉＯ₂含有量の好ましい下限は３％以上であり、より好ましくは５％以上である。また、ＴｉＯ₂含有量の好ましい上限は３５％以下であり、より好ましくは３０％以下である。

［ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％］
上述したようにＣａＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、およびＴｉＯ₂は、本発明における酸化物系介在物の主要成分であり、それぞれの含有量を制御するが、本発明では、更にこれらの合計量も適切に制御する必要がある。これにより、酸化物系介在物と鋼との界面に所定割合のＴｉＮを生成させて界面の剥離を抑制し、転動疲労特性を改善することができる。上記の合計量が６０％未満では、酸化物が粗大化してしまい、ＴｉＮによる上記界面制御が十分に得られず、転動疲労特性が悪化する。上記合計量は多い程良く、好ましい下限は６５％以上であり、より好ましくは７０％以上である。なお、その上限は特に限定されず、例えば１００％であっても良い。

［酸化物系介在物と母相である鋼（鋼材の基地相）との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が酸化物系介在物全体の３０％以上］
上記界面に生成するＴｉＮとは、後記する実施例の欄に示すように、当該酸化物系介在物の円周上生成されるＴｉＮを意味する。このＴｉＮは転動疲労特性の改善に極めて重要であり、上記界面にＴｉＮが生成することで、酸化物系介在物と母相である鋼との界面の剥離が抑制される。転動疲労特性に有害な界面剥離が抑制される結果、転動疲労特性が改善する。このような効果を得るには、上記界面に生成するＴｉＮの個数割合を３０％以上とする。上記ＴｉＮの個数割合は多い程良く、好ましい下限は４０％以上であり、より好ましくは５０％以上である。なお、その上限は特に限定されず、例えば、１００％であっても良い。

ＴｉＮが生成している上記酸化物系介在物の個数割合の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。

本発明鋼材に含まれる酸化物は、ＣａＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、およびＴｉＯ₂で構成され、残部は不純物である。不純物としては、製造過程などで不可避的に含まれる不純物が挙げられる。不純物は、酸化物系介在物の結晶化状態やアスペクト比などに悪影響を及ぼさず、所望の特性が得られる限度において含まれ得るが、不純物全体（合計量）として、おおむね、２０％以下に制御されていることが好ましい。具体的には、例えばＲＥＭ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＺｒＯ₂、Ｎａ₂Ｏ、Ｋ₂Ｏ、Ｌｉ₂Ｏ、Ｃｒ₂Ｏ₃、ＮｂＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ₃Ｏ₄、Ｆｅ₂Ｏ₃をそれぞれ約１０％以下の範囲で含有することができる。なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。

更に本発明では、上記のように鋼中成分および酸化物組成を適切に制御することによって、上記鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均（以下、単にアスペクト比と呼ぶ場合がある。）が３．０以下に低減されたものとなる。これにより、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができる。上記アスペクト比は小さい程良く、おおむね、２．５以下であることが好ましく、２．０以下であることが更に好ましい。

アスペクト比の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。

次に、上記鋼材を製造する方法について説明する。本発明では、特に所定の酸化物組成が得られるように、特に溶製工程、更には熱間加工の各工程に留意して製造すれば良く、それ以外の工程は、軸受用鋼の製造に通常用いられる方法を適宜選択して用いることができる。

上記酸化物組成を得るための好ましい溶製方法は以下のとおりである。

まず鋼材を溶製する際に、通常実施されるＡｌ添加での脱酸処理を行なわずに、Ｓｉ添加による脱酸を実施する。この溶製時には、ＣａＯ、およびＡｌ₂Ｏ₃の各含有量を制御するために、鋼中に含まれるＡｌ含有量を上記のとおり、０．０００２〜０．００５％、Ｃａ含有量を上記のとおり０．０００２〜０．００２％に夫々制御する。

また、ＴｉＮの好ましい制御方法は以下のとおりである。まず、常法に従って溶製時に、鋼中に含まれるＴｉ含有量が上記のとおり０．０００５〜０．０１０％、Ｎ含有量が上記の通り０．００３０〜０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉ、Ｎを添加すれば良い。Ｔｉの添加方法は特に限定されず、例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整しても良いし、あるいは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御しても良い。Ｎの添加方法も特に限定されず、Ｎを含有する合金を添加して調整しても良いし、あるいは、溶鋼をガス攪拌する際に窒素を用いて制御しても良いし、溶鋼と接触するガス相中の窒素分圧を制御しても良い。

更に、酸化物系介在物と鋼との界面に所定量のＴｉＮを生成させるためには、分解圧延、分解鍛造、または熱間圧延の、少なくともいずれかの工程の前に行われる加熱（約７００〜１３００℃）の際、保持時間を一定以上制御することが有効である。例えば、分解圧延または分解鍛造の前に行われる加熱時の保持時間を従来（おおむね１〜１．５時間程度）よりも長く、約２．０時間以上に制御することが有効である。保持時間は長い程良く、例えば２．５時間以上であることが好ましく、３．０時間以上であることがより好ましい。なお、その上限は特に限定されないが、製造効率などを考慮すると、おおむね、２０．０時間以下に制御することが好ましい。なお、上記保持時間の範囲は、各工程によって保持温度が相違するため、保持温度の応じた好ましい保持時間を設定することが推奨される。

また、ＴｉＯ₂の制御方法としては特に限定されず、当該技術分野で通常用いられる方法に基づき、溶製時に、鋼中に含まれるＴｉ含有量が上記のとおり、０．０００５〜０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉを添加すれば良い。Ｔｉの添加方法は特に限定されず、例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整しても良いし、あるいは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御しても良い。

なお、ＳｉＯ₂は、他の酸化物を上記のようにコントロールすることによって得られるものである。

本発明では、上記のように化学成分組成に制御した鋼材に対して、常法に従い、圧延および球状化焼鈍を行った後、熱間加工または冷間加工を行う。

このようにして本発明の鋼材を得た後、所定の部品形状にし、焼入れ・焼戻しすると、本発明の軸受部品が得られる。鋼材段階の形状については、こうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含むものであり、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決めることができる。

上記軸受部品としては、例えば、コロ、ニードル、玉、レース等が挙げられる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

（１）鋳片の製造
小型溶解炉（容量１７０ｋｇ／１ｃｈ）を用い、下記表１に示す各種化学成分組成の供試鋼（残部は鉄および不可避的不純物）を溶製し、鋳片（鋳片上部の直径がφ２４５ｍｍ、鋳片下部の直径がφ２１０ｍｍであり、鋳片の高さが４８０ｍｍ）を作製した。溶製時にはＭｇＯ系耐火物の取鍋を用い、通常実施されるＡｌ脱酸処理を行わず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを用いて溶鋼の溶存酸素量を調整した後、下記一部の例を除き、Ｔｉ源、Ｃａ源をこの順序で投入し、Ｔｉ含有量、Ｃａ含有量を制御した。

鋼材Ｎｏ．４９は、比較のため、Ａｌ添加による脱酸処理を実施した。また、鋼材Ｎｏ．３６は、Ｃａ源を添加すると同時にＭｇ合金を添加した。その結果、鋼材Ｎｏ．３６では酸化物系介在物のＭｇＯ濃度が高くなり、表２に示すようにＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂の合計量が低くなった。このとき、酸化物系介在物中のＭｇＯの含有量は、溶製時にＭｇＯを含む耐火物を溶解炉や精錬容器、搬送容器などに用いることによって調整した。例えば、合金投入後の溶製時間を調整することで酸化物系介在物中のＭｇＯ含有量を調整した。

なお、本実施例では、前記Ｃａ源としてＮｉ−Ｃａ合金を、前記Ｔｉ源としてＦｅ−Ｔｉ合金を、それぞれ用いた。また、Ｎは雰囲気中の窒素分圧を制御すると共に、Ｔｉ源添加前に窒化マンガンを添加することで調整した。

（２）圧延材の製造
このようにして得られた鋳片を、加熱炉において１１００〜１３００℃の温度に加熱し、この温度域（保持温度域）で、表２に記載の「加熱炉保持時間」保持した後、９００〜１２００℃の温度で分塊圧延した。本実施例では、酸化物系介在物と鋼との界面に所定量のＴｉＮを生成させるために、鋳片を加熱する上記加熱炉において鋳片を２．０時間以上加熱保持した。その後、加熱炉において８３０〜１２００℃の温度に加熱し、鋼材を１．０時間保持した後、８３０〜１１００℃の温度で熱間圧延を実施し、φ６５ｍｍの熱間圧延材を得た。

（３）酸化物系介在物の平均組成測定用試験片の作製と平均組成の決定
上記熱間圧延材を、７６０〜８００℃の温度で２〜８時間加熱した後、１０〜１５℃／時の平均冷却速度で（Ａｒ₁変態点−６０℃）の温度まで冷却してから大気放冷する（球状化焼鈍）ことにより、球状化セメンタイトを分散させた球状化焼鈍材を得た。このようにして得られた球状化焼鈍材からφ６０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの試験片を切り出し、８４０℃の温度で３０分間加熱した後、油焼入れし、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼戻しを行って、酸化物系介在物の平均組成測定用試験片を作製した。

このようにして得られた各試験片について、直径Ｄの１／４の位置で圧延方向に平行に切断した面から、２０ｍｍ×２０ｍｍのミクロ試料を１個切り出し、断面を研磨した。研磨面を日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、商品名「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）を用いて観察し、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物について成分組成を定量分析した。このとき、観察面積を１００ｍｍ²（研磨面）とし、酸化物系介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）とし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記酸化物系介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から、各ミクロ試料に含まれる元素量を定量し、その結果を算術平均することで介在物の平均組成を求めた。このようにして得られた定量結果のうち、酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とした。このとき、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。本発明では、上記単独酸化物として質量換算したものを平均して、酸化物の平均組成とした。なお、ＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ₂Ｏ₃、Ｍ₃Ｏ₅，ＭＯ₂などの形態で存在するが、本実施例では、観測される全ての酸化物をＭ₂Ｏ₃に換算してＲＥＭ酸化物の平均組成を算出した。

（４）酸化物系介在物のアスペクト比の決定
上記酸化物系介在物平均組成測定用試験片を用い、短径が１μｍ以上の任意の酸化物系介在物（分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素））を１００個選び、各々の長径と短径を測定し、各々の酸化物系介在物のアスペクト比（＝長径／短径）を算出した。その結果を算術平均することで酸化物系介在物の平均のアスペクト比を求めた。

（５）酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合の測定
上記酸化物系介在物平均組成測定用試験片を用い、観察面積を１００ｍｍ²（研磨面）について、まず、電子線マイクロプローブＸ線分析計を用いて、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物（分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）で、酸素含量が５％以上の介在物）を５個選んだ。５個の酸化物系介在物の選定基準については、観察面積１００ｍｍ²の中に存在する酸化物系介在物のうち、そのサイズが最も大きいものから順番に５個を選んだ。酸化物系介在物のサイズが最も大きいものを選定した理由は、転動疲労特性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程悪影響度が大きいと言われているからである。なお、酸化物系介在物のサイズは、上記観察面に現れている酸化物系介在物の面積で大小を比較した。その後、対象の酸化物系介在物について、ＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ、集束イオンビーム加工法）により酸化物系介在物がＴＥＭ観察可能な厚さまで薄片化した。装置は、日立製作所製の集束イオンビーム加工観察装置ＦＢ２０００Ａを用いて、加速電圧３０ｋＶ、イオン源にはＧａを用いた。その後、薄片化した酸化物系介在物をＴＥＭ観察した。装置は、日本電子製の電界放出形透過電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆを用い、Ｎｏｒａｎ製ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析装置Ｖａｎｔａｇｅにて、酸化物系介在物と鋼との界面に対してＥＤＸ分析を実施した。分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒとし、Ｔｉ濃度が３０％以上の相を選定し、その相に対して電子線回折による同定解析を行い、立方晶の結晶構造を示すものをＴｉＮと判断した。このとき、対象の酸化物系介在物と鋼との界面（酸化物系介在物の円周上）にＴｉＮが生成している場合（つまり、ＴｉＮとして判断する上記方法でＴｉＮが存在すると認められた場合）、酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物があると判断し、測定した５個の酸化物系介在物中に存在する、上記ＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合を測定した。

（６）スラスト転動疲労試験片の製造と転動疲労試験
上記（３）で得られた球状化焼鈍材からφ６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの試験片を切り出し、８４０℃の温度で３０分間加熱した後、油焼入れをし、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼戻しを行った。最後に仕上げ研磨を施して、表面粗さＲａ０．０４μｍ以下のスラスト転動疲労試験片を作製した。このようにして得られたスラスト転動疲労試験片を用い、スラスト疲労試験機（スラスト型転動疲労試験機「ＦＪ−５Ｔ」、富士試験機製作所製）にて、負荷速度１２００ｒｐｍ、鋼球数３個、面圧５．２４ＧＰａ、中止回数２億回の条件でスラスト転動疲労試験を実施した。

転動疲労寿命の尺度として、通常、疲労寿命Ｌ₁₀（累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数、以下「Ｌ₁₀寿命」と呼ぶ場合がある。）が用いられる。詳細には、Ｌ₁₀とは、試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの繰り返し数の意味である（「軸受」、岩波全書、曽田範宗著を参照）。各鋼材につき、１６個の試料を用いて上記の試験を行ってＬ₁₀寿命を決定した。次いで、従来鋼の鋼材Ｎｏ．４９のＬ₁₀寿命（１．２×１０⁷回）に対する各鋼材のＬ₁₀寿命の寿命比を求め、下記基準で評価した。
・不可（転動疲労寿命に劣る）：Ｌ₁₀寿命５．４×１０⁷回未満（４．５倍未満の寿命比）
・可（転動疲労寿命に優れる）：Ｌ₁₀寿命５．４×１０⁷回以上６．０×１０⁷回未満（４．５倍以上５．０倍未満の寿命比）
・良（転動疲労寿命に特に優れる）：Ｌ₁₀寿命６．０×１０⁷回以上６．５×１０⁷回未満（５．０倍以上５．４倍未満の寿命比）を
・優（転動疲労寿命に特段に優れる）：Ｌ₁₀寿命６．５×１０⁷回以上（５．４倍以上の寿命比）

なお、上記合格基準の最低レベルである「可」の寿命比（４．５倍以上）は、前述した特許文献４の実施例で最も高い寿命比が得られた表２の試験Ｎｏ．１１、試験Ｎｏ．３５（寿命比３．５倍）を超えるものであり、本実施例では、上記特許文献４よりも高い合格基準を設定している。

これらの結果を表２に記載する。なお、表２の試験Ｎｏ．は、同じ数字の表１の鋼材Ｎｏ．を用いたことを示す。また表中、「Ｅ＋０７」は「×１０⁷」の意味であり、「Ｅ＋０６」は「×１０⁶」の意味である。

これらの結果から、次のように考察することができる。

まず、表２の試験Ｎｏ．８〜１２、１５〜１９、２２〜２４、２７〜２９、３２〜３５、３８〜４６、４８は、いずれも本発明で規定する化学成分組成（鋼材の化学成分組成および酸化物組成）およびＴｉＮの個数割合を満足する例であり、酸化物系介在物のアスペクト比も適切に制御されているため、転動疲労寿命に優れていることが分かる。

なお、本実施例では、スラスト方向での転動疲労特性を測定しているが、本発明の鋼材はアスペクト比が小さいため、ラジアル方向の転動疲労特性も良好であると推察される。

これに対し、以下の試験Ｎｏ．は、本発明のいずれかの要件を満足しないため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１は鋼中Ｃ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．１を用いた例、試験Ｎｏ．２は鋼中Ｍｎ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２を用いた例、試験Ｎｏ．３は鋼中Ｃｒ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．３を用いた例、試験Ｎｏ．４は鋼中Ｃｒ量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．４を用いた例、試験Ｎｏ．５は鋼中Ｐ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．５を用いた例、試験Ｎｏ．６は鋼中Ｓ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．６を用いた例であり、いずれも転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．７は、Ａｌ含有量が過剰の表１の鋼材Ｎｏ．７を用いた例であり、酸化物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量が高くなり、転動疲労特性が低下した。

一方、試験Ｎｏ．１３は、Ａｌ含有量、Ｃａ含有量、Ｔｉ含有量が不足した表１の鋼材Ｎｏ．１３を用いた例である。上記試験Ｎｏ．１３では、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉの各酸化物が全て、本発明で規定する範囲を外れると共に、ＴｉＮも生成せず、酸化物系介在物のアスペクト比も外れるため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１４は、Ｃａ含有量が多い表１の鋼材Ｎｏ．１４を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が多く、転動疲労特性が低下した。

一方、試験Ｎｏ．２０は、Ｃａ含有量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．２０を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．２１は、Ｔｉ含有量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２１を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ₂含有量が多く、転動疲労特性が低下した。

一方、試験Ｎｏ．２５は、Ｔｉ含有量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．２５を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ₂含有量が少なく、ＴｉＮも生成しないため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．２６は、Ｎ含有量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２６を用いた例であり、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．３０は、Ｎ含有量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．３０を用いた例であり、所定のＴｉＮが生成しないため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．３１は、Ｏ含有量が多い表１の鋼材Ｎｏ．３０を用いた例であり、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．３６は、（ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂）の合計量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．３６を用いた例であり、所定のＴｉＮが生成しないため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．３７は、加熱炉の保持時間が短い例であり、所定のＴｉＮが生成しないため、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．４７は、Ａｌ濃度が比較的高い状態で溶製時間が長時間であったため、溶鋼中のＡｌと酸化物介在物中のＳｉＯ₂の酸化還元反応が進み、ＳｉＯ₂含有量が不足し、転動疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．４９は、Ａｌ脱酸処理によって得られた表１の鋼材Ｎｏ．４９（従来のアルミキルド鋼）を用いた例であり、Ａｌ含有量が過剰になって酸化物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量が非常に高くなっており、所望とするＴｉＯ₂なども全く生成せず、且つ、所定のＴｉＮも生成しないため、転動疲労特性が低下した。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．８〜１．１％、
   Ｓｉ：０．１５〜０．８％、
   Ｍｎ：０．１〜１．０％、
   Ｃｒ：１．３〜１．８％、
   Ｐ ：０％超０．０５％以下、
   Ｓ ：０％超０．０１５％以下、
   Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、
   Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、
   Ｎ ：０．００３０〜０．０１０％、
   Ｏ ：０％超０．００３０％以下
   を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
   鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）および（２）の要件を満足することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
   （１）平均組成が、質量％で、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：１．０〜４０％を含有し、残部は不純物からなると共に、ＣａＯ＋Ａｌ₂Ｏ₃＋ＳｉＯ₂＋ＴｉＯ₂≧６０％を満足する。
   （２）前記酸化物系介在物と鋼との界面にＴｉＮが生成している酸化物系介在物の個数割合が酸化物系介在物全体の３０％以上である。
2. 前記鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する前記酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均が３．０以下に抑制されたものである請求項１に記載の軸受用鋼材。
3. 請求項１または２に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。