JP2016172916A - 転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 - Google Patents

Abstract

【課題】転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材を提供する。
【解決手段】本発明の軸受用鋼材は、Ｃ：０．８〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．３〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｂ：０％超０．００５０％以下を含有すると共に、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂの含有量が下記式（１）を満足し、残部は鉄及び不可避的不純物である。
［Ｎ］−０．５２×［Ａｌ］−０．２９×［Ｔｉ］−１．３０×［Ｂ］≦０．００２０・・・（１）
【選択図】なし

Description

本発明は、転動疲労特性および冷間鍛造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、自動車、各種産業機械などの分野で使用される軸受部品や機械構造用部品などに適用される鋼材に関する。特にころ軸受、玉軸受等の転がり軸受の内輪・外輪、転動体として用いたときに優れた転動疲労寿命を発揮すると共に、上記転がり軸受の内・外輪、転動体に加工したときに優れた冷間鍛造性を発揮する鋼材に関する。

各種の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（コロ、ニードル、玉、レース等）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、年々厳しいものになっており、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は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開示されている。

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３には、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中に、従来含有されていなかった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や、酸化物系介在物内部に発生する空洞に関する記載は一切ない。そもそも上記特許文献２は、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。

更に近年、製造コスト低減の観点から、軸受用鋼材から各種軸受部品を製造する際、冷間鍛造性の改善が求められている。軸受用鋼材は、圧延材のままでは硬過ぎるため、球状化焼鈍と呼ばれる軟化処理が施されるが、依然として変形抵抗が高く、金型寿命が短いことが問題となっている。よって、転動疲労特性に優れているだけでなく、冷間鍛造性にも優れた軸受用鋼材の提供が望まれているが、これらの特性を両方兼ね備えた軸受用鋼材は未だ開発されていない。

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、転動疲労特性および冷間鍛造性の両方に優れた軸受用鋼材、および軸受部品を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．８〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．３〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｂ：０％超０．００５０％以下を含有すると共に、下式（１）を満足し、残部は鉄及び不可避的不純物であるところに要旨を有する。
［Ｎ］−０．５２×［Ａｌ］−０．２９×［Ｔｉ］−１．３０×［Ｂ］≦０．００２０・・・（１）
式中、［Ｎ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］は夫々、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂの含有量（質量％）を意味する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼材は更に、質量％で、Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼材は更に、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少なくとも１種を含有する。

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のうち、特にＮ量に対するＡｌ量、Ｔｉ量、およびＢ量が所定の関係式を満足するように適切に制御されているため、転動疲労特性および冷間鍛造性の両方に極めて優れた軸受用鋼材を提供できる。本発明によれば、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。また、本発明の軸受用鋼材は冷間鍛造性に優れているため、金型寿命を向上させることができ、製造コストの低減を達成できる。よって、本発明の軸受用鋼材は、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る。

本発明者らは、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、且つ、冷間鍛造性にも優れた軸受用のＳｉ脱酸鋼材を提供するため、検討を重ねてきた。

冷間鍛造性の向上のみを考慮するのであれば、鋼材の化学成分を最適化する従来技術が開示されている。しかし、上記特許文献３のように酸化物系介在物の組成を制御して優れた転動疲労特性を確保することも考慮すると、上記特許文献３に比べて、鋼材の化学成分を大きく変更することは難しい。そこで、優れた転動疲労特性を維持しつつ、冷間鍛造性の向上を図るために検討した。その結果、特許文献３において、Ｂを必須成分として含有し、且つ、後記する式（１）に規定するようにＮ量に対するＡｌ量、Ｔｉ量およびＢ量を適切に制御すれば冷間鍛造性も向上することを見出し、本発明を完成した。

ここで、上記式（１）を構成するＡｌ、ＴｉおよびＢはいずれも、窒化物を形成して固溶Ｎ量を減少させるのに有効に作用するため、冷間鍛造性の向上に寄与すると考えられる。これに対し、上記特許文献３では冷間鍛造性の向上は全く意図しておらず、酸化物系介在物の組成を制御して転動疲労特性を改善するとの観点からＡｌ、Ｔｉの添加量を厳密に制御しているに過ぎない。実際のところ上記特許文献３の実施例はいずれも、上記式（１）の関係を満足しておらず、Ａｌ、Ｔｉの一部は酸化物として存在するため、本発明のように固溶Ｎ量の低減効果は得られないと考えられる。

以下、本発明を詳しく説明する。

まず、本発明の鋼中成分について説明する。

［Ｃ：０．８〜１．１％］
Ｃは、基地に固溶してマルテンサイト粒を強化するため、焼入れ焼戻し後の軸受部品の強度を確保するために有効な元素である。軸受部品において、所望の強度を得るためには、Ｃ含有量の下限を０．８％以上とする。しかしながら、Ｃ含有量が１．１％を超えると、鋳造後に大型の炭化物を生成し、その後の圧延中に割れを生じ易くなるため、Ｃ含有量の上限を１．１％以下とする。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１．０３％以下である。

［Ｓｉ：０．１〜０．８％］
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。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量の下限を０．１％以上とする。しかしながら、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含有量の上限を０．８％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１３％以上、より好ましくは０．１５％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％］
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ないため、Ｍｎ含有量の下限を０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１％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、加工性や被削性が著しく低下するため、Ｍｎ含有量の上限を１％以下とする。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０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。

［Ｃｒ：１．３〜１．８％］
Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、更にオーステナイト中の炭化物を安定化させて炭化物の球状化を促進するのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量の下限を１．３％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．８％を超えると、粗大な炭化物が生成して転動疲労特性を悪化させるため、Ｃｒ含有量の上限を１．８％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３５％以上、より好ましくは１．４０％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、不可避的に不純物として含有する元素であり、粒界に偏析して加工性を低下させるため、Ｐ含有量の上限を０．０５％以下に抑制する。Ｐ含有量は少ない程良く、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。尚、Ｐ含有量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であり、ＭｎＳとして析出して転動疲労寿命を低下させるため、Ｓ含有量の上限を０．０５％以下に抑制する。Ｓ含有量は少ない程良く、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。尚、Ｓ含有量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

［Ｃａ：０．０００２〜０．００２％］
Ｃａは、酸化物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物の結晶化を抑制して転動疲労特性の改善に有効である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量の下限を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、酸化物が結晶化してしまう。そのため、Ｃａ含有量の上限を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０．００１％以下であり、より好ましくは０．０００８％以下である。

［Ｎ：０％超０．０１０％以下］
Ｎは、含有量が多くなるとＴｉＮを生成し、転動疲労特性を悪化させる他、固溶Ｎが残存し易くなり、冷間鍛造性を悪化させるため、できる限り低減することが推奨される。よって、Ｎ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。

［Ｏ：０％超０．００５％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０．００５％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。よって、Ｏ含有量の上限を０．００５％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。

［Ａｌ：０．０００２〜０．００５％］
Ａｌは、ＡｌＮを形成して固溶Ｎを低減する能力を有するが、酸化物系介在物組成制御の観点から好ましくない元素であり、本発明では、Ａｌ含有量を極力少なくする必要がある。従って、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、特に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の含有量の上限を０．００５％以下とする。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を多く含む結晶相が生成する。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含有量の下限は０．０００２％以上とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％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。Ｔｉは、ＴｉＮを形成して固溶Ｎを低減する能力を有する。一方、酸化物組成制御の観点からは、所定量のＴｉを添加し、酸化物中のＴｉＯ₂含有量を適切に制御することにより、Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ₂含有酸化物系介在物の熱間加工時における結晶化、母相の鋼と酸化物系介在物の界面に発生する空洞、多結晶体である酸化物系介在物内部に発生する空洞の問題を解決することができ、転動疲労特性が向上する。このような効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．０００５％以上とする。ただし、Ｔｉの含有量が多くなって０．０１０％を超えると、ＴｉＯ₂系酸化物が結晶相として単独で生成する。従って、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。

［Ｂ：０％超０．００５０％以下］
Ｂは、本発明を最も特徴付ける元素であり、冷間鍛造性を向上させる上で重要な元素である。詳細にはＢはＮと結合して窒素化合物を形成することにより鋼中の固溶Ｎの残存を抑制し、冷間鍛造性の向上に寄与する。このような効果を有効に発揮するためには、Ｂ含有量の下限を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量の、より好ましい下限は０．０００１％以上であり、更に好ましい下限は０．０００２％以上である。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＢの炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響が生じる。よって、Ｂ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｂの含有量の好ましい上限は０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。

更に本発明の鋼材は、下記式（１）を満足する必要がある。この式（１）は、冷間鍛造性向上の指標となるパラメータとして、数多くの基礎実験に基づいて本発明者らが規定した式である。
［Ｎ］−０．５２×［Ａｌ］−０．２９×［Ｔｉ］−１．３０×［Ｂ］≦０．００２０・・・（１）
式中、［Ｎ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］は夫々、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂの含有量（質量％）を意味する。

すなわち、上記式（１）は、冷間鍛造性の向上に有用な固溶Ｎの低減という観点から、Ｎと結合して窒化物を形成するＡｌ、Ｔｉ、Ｂの各含有量をＮ含有量との関係で規定したものである。上記式（１）の左辺（［Ｎ］−０．５２×［Ａｌ］−０．２９×［Ｔｉ］−１．３０×［Ｂ］）をＰ値としたとき、Ｐ値が０．００２０を超えると、固溶Ｎの残存量が多くなり、冷間鍛造中の動的歪み時効により変形抵抗が増大して冷間鍛造性が悪化する。更に、軸受使用中の繰り返し負荷によっても動的歪み時効が発生し、鋼材の延性を低下させることにより、転動疲労き裂の伸展が促進され、転動疲労特性も悪化する。上記Ｐ値は、０．００１８以下であることが好ましく、０．００１５以下であることがより好ましい。なお、上記Ｐ値の下限は上記観点からは特に限定されないが、Ｎによる固溶強化などを考慮すると、おおむね、−０．０１００以上であることが好ましく、−０．００８０以上であることがより好ましい。

本発明の鋼材に含まれる元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。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等の混入が許容され得る。

本発明の鋼材は、更に下記元素を選択成分として含有することができる。

［Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、いずれも母相の焼入れ性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、いずれの元素も０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、各元素の含有量が１％を超えると、加工性が劣化する。よって、各元素の含有量の好ましい上限は１％以下であり、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。

［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少なくとも１種］
Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量を０．０１％以上、Ｔｅの含有量を０．００００１％以上とすることが好ましい。より好ましい含有量の下限は、Ｐｂ、Ｂｉのそれぞれで０．０２％以上、Ｔｅで０．００００２％以上である。しかし、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量が０．５％を超えるか、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、圧延疵の発生等、製造上の問題が生じる。よって、各元素の好ましい含有量の上限を、Ｐｂ、Ｂｉではそれぞれ、０．５％以下、Ｔｅでは０．１％以下とする。Ｐｂ、Ｂｉについて、より好ましい含有量の上限はそれぞれ、０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下である。また、Ｔｅについて、より好ましい含有量の上限は０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。

更に本発明の鋼材は、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物の平均組成を適切に制御することが好ましい。具体的には前述した特許文献３と同様、転動疲労特性向上の目的で、全酸化物に対する比率（質量％）で、ＣａＯ：２０〜５０％、Ａｌ₂Ｏ₃：２０〜５０％、ＳｉＯ₂：２０〜７０％、ＴｉＯ₂：３〜１０％を含有し、残部は不可避的不純物となるように制御することが好ましい。

［ＣａＯ：２０〜５０％］
Ｃａは塩基性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物の結晶化を抑制する効果がある。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ含有量を、好ましくは２０％以上に制御することによって得られる。しかしながら、ＣａＯ含有量が高すぎると、酸化物が結晶化してしまうため、ＣａＯ含有量の上限を、好ましくは５０％以下とする。酸化物中におけるＣａＯ含有量の、より好ましい下限は２２％以上であり、更に好ましくは２５％以上である。また、ＣａＯ含有量の、より好ましい上限は４３％以下であり、更に好ましくは４１％以下である。

［Ａｌ₂Ｏ₃：２０〜５０％］
Ａｌ₂Ｏ₃は両性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物の結晶化を抑制する効果がある。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量を、好ましくは２０％以上に制御することによって得られる。一方、酸化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とともにＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃（スピネル）結晶相が晶出する。あるいは、圧延温度域でこれらの結晶相が生成する。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、酸化物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量は５０％以下とすることが好ましい。酸化物におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量の、より好ましい下限は２２％以上であり、更に好ましくは２５％以上である。また、Ａｌ₂Ｏ₃含有量の、より好ましい上限は４３％以下であり、更に好ましくは４１％以下である。

［ＳｉＯ₂：２０〜７０％］
ＳｉＯ₂は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を非晶質化させるために不可欠の成分である。このような効果を有効に発揮させるためには、酸化物中にＳｉＯ₂を２０％以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＳｉＯ₂含有量が７０％を超えると、ＳｉＯ₂を多く含む結晶相が生成して空洞が形成されるため、転動疲労特性が悪化する。酸化物中におけるＳｉＯ₂含有量の、より好ましい下限は２５％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。また、ＳｉＯ₂含有量の、より好ましい上限は５０％以下であり、更に好ましくは４５％以下である。

［ＴｉＯ₂：３〜１０％］
ＴｉＯ₂は、転動疲労特性の更なる向上に寄与する酸化物成分である。ＴｉＯ₂が酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、ＴｉＯ₂濃化相（Ａ相）とＳｉＯ₂濃化相（Ｂ相）の２相に分離でき、両相とも結晶質化を抑制することができる。その結果、Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ₂含有酸化物系介在物の熱間加工時の結晶化の抑制、母相の鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞の抑制、多結晶体である酸化物系介在物内部にも発生する空洞の抑制を実現でき、転動疲労特性が一層向上する。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＴｉＯ₂含有量を、好ましくは３％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、ＴｉＯ₂系酸化物が結晶相として単独で生成し、空洞が形成され、転動疲労特性が低下するため、１０％以下とすることが好ましい。酸化物中におけるＴｉＯ₂含有量の、より好ましい下限は４％以上であり、更に好ましくは５％以上である。また、ＴｉＯ₂含有量の、より好ましい上限は８％以下であり、更に好ましくは７％以下である。

本発明の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、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Ｃｅのうち少なくとも１種の元素を含有するのがよい。

次に、本発明の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、ＴｉＯ₂の制御方法は特に限定されず、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濃度を制御してもかまわない。

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軸受用鋼材を得た後、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し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
容量１５０ｋｇ／１ｃｈの小型溶解炉用い、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、直径がφ２４５ｍｍ、高さが４８０ｍｍの鋳片を作製した。溶製時に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、Ｓｉ脱酸処理を行った。具体的には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、Ｔｉ→Ｃａの順序で投入し、Ｔｉ含有量、Ｃａ含有量を制御した。なお、本実施例では、溶鋼に添加するＣａとしてＮｉ−Ｃａ合金を、Ｔｉ源としてＦｅ−Ｔｉ合金を、それぞれ用いた。このようにして得られた鋳片の化学成分を表１に示す。

（２）酸化物系介在物の平均組成測定用の試験片の作成測定
得られた鋳片を１２５０℃に加熱して１時間保持した後、１２００℃で分塊圧延し、室温まで冷却した。次いで１０００℃まで再加熱して９００〜１０００℃の温度で熱間圧延して丸棒鋼を得た。

このようにして得られた丸棒鋼について、その表面処理剤から直径Ｄの１／２位置で圧延方向断面が観察できるように、上記丸棒鋼から２０ｍｍＬ（圧延方向長さ）×２０ｍｍＷ（圧延方向幅）×１０ｍｍ（表層からの深さ）の試験片を切り出した。なお、軸受用鋼材では、上記の熱間圧延後に球状化焼鈍するが、本実施例では、測定の簡便のため、球状化焼鈍する前の上記熱間圧延材を酸化物系介在物の平均組成測定用の試験片として用いた。軸受用鋼材における酸化物系介在物の平均組成は、球状化焼鈍によって影響されず、上記熱間圧延材の結果を軸受用鋼材の結果に代用できるからである。

（３）酸化物系介在物の平均組成の測定
上記試験片の断面を研磨した後、日本電子データム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、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介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各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平均の介在物組成を求めた。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察された場合には、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、観察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。これらの結果を算術平均することで、酸化物の平均組成を求めた。

（４）スラスト転動疲労試験片の作製と転動疲労特性の評価
上記（２）で得られた丸棒鋼を７７０℃で６時間保持した後、１０℃／時の平均冷却速度で６８０℃まで冷却した後、放冷して軟化させることにより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６ｍｍの円盤状のスラスト転動疲労試験用試験片を切り出し、８４０℃で３０分加熱後に油焼入れをし、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼き戻しを行った。最後に仕上げ研磨を施して、表面粗さＲａ０．１μｍ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、繰返速度（負荷速度）：１２００ｒｐｍ、鋼球数３個、面圧：５．２４ＧＰａ、中止回数２×１０⁸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」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。本実施例では、Ｌ₁₀寿命が５．０×１０⁷回以上のものを合格（転動疲労寿命に優れる）と評価した。

（５）冷間鍛造性評価用の試験片の作製と冷間鍛造性の評価
上記（２）で得られた丸棒鋼を７７０℃で６時間保持した後、１０℃／時の平均冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後、放冷して軟化させることにより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の中心部から、直径：１０ｍｍ、厚さ：１６ｍｍの円盤を切出して試験片を得た。この試験片を用い、プレス試験機（神戸製鋼所製のＬＣＨ１６００リンク式１６００ｔｏｎプレス機）で加工率（圧縮率）：８０％にて冷間鍛造したときの変形抵抗（ＭＰａ）を測定し、冷間鍛造性の評価を行った。本実施例では、上記変形抵抗が８５０ＭＰａ以下のものを合格（冷間鍛造性に優れる）と評価した。なお、上記加工率は、下式で表されるものである。
｛１−（Ｌ／Ｌ０）｝×１００（％）
ここで、Ｌ：鍛造前の試験片長さ（ｍｍ）、Ｌ０：鍛造後の試験片長さ（ｍｍ）を意味する。

これらの結果を表２に記載する。表２の試験Ｎｏ．は、表１の鋼材Ｎｏ．を用いたものである。表２のＬ₁₀寿命の欄において、「Ｅ＋０７」とは「×１０⁷」を意味する。例えば表２の試験Ｎｏ．１の上記欄に記載の「６．０Ｅ＋０７」は「６．０×１０⁷」を意味する。

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．１〜２３は、いずれも本発明で規定する化学成分組成を満足すると共に、酸化物系介在物の組成も好ましい要件を満足する例であり、転動疲労特性および冷間鍛造性の両方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、本発明では固溶Ｎの残存を低減し、軸受使用中の動的歪み時効も抑制しているため、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、転動疲労特性および冷間鍛造性のいずれかが低下した。

試験Ｎｏ．２４は鋼中のＡｌ量およびＣａ量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．２４を用いた例であり、ＴｉＯ₂を除く酸化物系介在物の組成がいずれも、本発明の好ましい要件を満足しないため、転動疲労寿命が短くなって冷間鍛造性が低下した。

試験Ｎｏ．２５は鋼中のＡｌ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２５を用いた例であり、酸化物系介在物の組成がＡｌ₂Ｏ₃主体の介在物となって硬質化したため加工中に空洞が発生し、転動疲労寿命が短くなった。

試験Ｎｏ．２６は鋼中のＣａ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２６を用いた例であり、酸化物系介在物の組成がＣａＯ主体の介在物となって硬質化したため加工中に空洞が発生し、転動疲労寿命が短くなった。

試験Ｎｏ．２７は鋼中のＴｉ量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．２７を用いた例であり、酸化物系介在物中のＴｉＯ₂量が低下した。そのため、酸化物系介在物を２相分離し、且つ２相の結晶化を抑制することができず、加工中に空洞が発生して転動疲労寿命が短くなった。

試験Ｎｏ．２８、２９は、鋼中のＴｉ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２８、２９を用いた例であり、酸化物系介在物中のＴｉＯ₂量が増加し、ＴｉＯ₂が結晶相として単独で生成した。そのため、加工中に、母相の鋼との界面に空洞が発生し、転動疲労寿命が短くなった。

試験Ｎｏ．３０は鋼中のＮ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．３０を用いた例であり、本発明で規定する式（１）を満足しないため、変形抵抗が増加して冷間鍛造性が低下した。

試験Ｎｏ．３１、３２は、鋼中のＢ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．３１、３２を用いた例であり、粗大なＢの炭化物が生成し、転動疲労寿命が短くなった。

試験Ｎｏ．３３、３４、３５は、鋼中にＢを含まず、且つ、式（１）を満足しない表１の鋼材Ｎｏ．３３、３４、３５を用いた例であり、変形抵抗が増加した。

試験Ｎｏ．３６は、Ａｌ脱酸処理によって得られた表１の鋼材Ｎｏ．３６（従来のアルミキルド鋼）を用いた例であり、Ａｌ含有量が多すぎて酸化物系介在物の組成がＡｌ₂Ｏ₃主体の介在物となって硬質化したため、加工中に空洞が発生し、転動疲労寿命が短くなった。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．８〜１．１％、
   Ｓｉ：０．１〜０．８％、
   Ｍｎ：０．１〜１％、
   Ｃｒ：１．３〜１．８％、
   Ｐ ：０％超０．０５％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、
   Ｎ ：０％超０．０１０％以下、
   Ｏ ：０％超０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
   Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、
   Ｂ ：０％超０．００５０％以下
   を含有すると共に、
   下式（１）を満足し、
   残部は鉄及び不可避的不純物であることを特徴とする転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材。
   ［Ｎ］−０．５２×［Ａｌ］−０．２９×［Ｔｉ］−１．３０×［Ｂ］≦０．００２０・・・（１）
   式中、［Ｎ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］は夫々、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂの含有量（質量％）を意味する。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の軸受用鋼材。
3. 更に、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少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の軸受用鋼材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品。