JP2018035433A

JP2018035433A - 鋼製部品

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Publication number: JP2018035433A
Application number: JP2016172256A
Authority: JP
Inventors: 竜也岩崎; Tatsuya Iwasaki; 隼也山本; Junya Yamamoto; 宏二渡里; Koji Watari; 橋村　雅之; Masayuki Hashimura; 雅之橋村; 根石　豊; Yutaka Neishi; 豊根石
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-09-02
Filing date: 2016-09-02
Publication date: 2018-03-08
Anticipated expiration: 2036-09-02
Also published as: JP6750409B2

Abstract

【課題】優れた転動疲労寿命を有し、しかも被削性にも優れた軸受部品を提供する。【解決手段】特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、超音波疲労試験の破壊起点である介在物において、√ＡＲＥＡを極値統計処理して求めた予測最大介在物径√ＡＲＥＡｍａｘ、酸化物と硫化物の複合介在物の比率、酸化物の平均組成および、介在物全体に占めるＭｎＳとＣａＳの含有量がいずれも特定の範囲内に含まれ、表面から２０μｍの深さ位置での残留オーステナイト体積率と表面から２００μｍ深さの範囲での最大オーステナイト体積率との比が０．６以下となり、表面に厚さ１〜１５μｍの塑性流動組織を有する、鋼製部品。【選択図】図２

Description

本発明は、転動疲労寿命に優れた鋼製部品に関する。

自動車用部品の中でも、高い面圧が繰返し作用する「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった部品（以下、「転動部材」ともいう。）には、優れた転動疲労特性が必要となる。「等速ジョイント」や「ハブユニット」の素材には、主としてＪＩＳＧ４０５１（２００９）に記載の「機械構造用炭素鋼鋼材」が用いられており、転動疲労特性が必要な部位のみを高周波焼入れ処理によって硬化させることが行われている。

高周波焼入れのメリットとしては、必要な部位のみ硬化できることや、インライン処理ができるため、他のバッチ式の表面処理に比べて工程の自由度が高いことが挙げられる。

転動疲労特性は、鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物と硫化物により低下することが知られている。そのため、従来は、鋼中のＯ（酸素）およびＳ（硫黄）の含有量を少なくする試みがなされており、その結果、転動疲労寿命も向上してきた。

自動車部品においては、エンジンの高出力化や部品の軽量化のニーズによって、上記部品の使用条件がますます高面圧化、高温化して過酷なものとなり、このため、より一層長い転動疲労寿命が求められるようになってきた。
しかしながら、単にＯおよびＳの含有量を低減させるだけでは所望の良好な転動疲労寿命を確保することができず、鋼中の酸化物と硫化物のサイズを小さくして転動疲労寿命を改善することや、ショットピーニング等の特殊な加工によって転動疲労寿命を改善することが提案されている。

特開２０１３−１８５２５０号公報特開２００７−２１００７０号公報

村上敬宜、金属疲労微小欠陥と介在物の影響（１９９３）、養賢堂

特許文献１は、疲労破壊の起点となりうる酸化物系および硫化物系の介在物の組成を制御し、転動疲労特性を向上させたものである。しかし、実際の破壊起点となる介在物は必ずしも酸化物あるいは硫化物として別個に存在するものではないという問題がある。また、粗大介在物を転動疲労特性に対して無害化するために必要な、溶鋼段階および凝固段階での介在物組成・形態の制御については考慮されていない。

これらの鋼の疲労破壊の起点になりうる粗大介在物のサイズを評価する方法としては、非特許文献１に、極値統計を利用したものが記載されている。

特許文献２には、金属部材に対して、すくい面をネガティブ方向に３０〜５０°の範囲で傾けた工具を用いて旋削加工を施す技術が開示されている。特許文献２では、当該技術により、ショットピーニングのような工程を施さなくても、圧縮残留応力を付与して曲げ疲労強度を高めることができる、とされている。しかし、転動疲労特性の向上には言及されていない。また、作業能率やコスト面からは、切削加工時に工具摩耗を抑制することも望まれる。

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、鋼中の非金属介在物、特に溶鋼段階および凝固後の鋼材に含まれる酸化物および硫化物の組成および形態を適切に制御した後、切削加工後の金属組織を制御することにより、ショットピーニングのような工程を施さなくても、転動部材の過酷な使用環境下において、優れた転動疲労寿命を確保でき、しかも被削性にも優れた鋼製部品を提供することにある。

一般に、転動疲労破壊は、鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によってき裂が生じ、その後、繰返し荷重によってき裂が徐々に進展し、最終的に破壊（剥離破壊を含む。）に至る現象である、と理解されている。

そこで、本発明者らは、介在物の組成と形態に及ぼすＣａの影響に着目して検討を行い、下記の（ａ）〜（ｅ）の重要な知見を得た。

（ａ）Ｃａによって、硫化物の組成を制御することができる。具体的には溶鋼中にＣａを添加すると、溶鋼中あるいは鋼の凝固段階でＣａがＳと結びつき、（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳを生成する。（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳの生成により、硫化物、特にＭｎＳの径が小さくなり、分散するため、転動疲労の応力集中源となる粗大なＭｎＳ硫化物が低減する。

（ｂ）酸化物がＡｌ₂Ｏ₃を主体とするものである場合には、凝集、合体して粗大な介在物として存在することがあり、このときには良好な転動疲労寿命が得られない可能性がある。

（ｃ）アルミキルド鋼（以下、「Ａｌキルド鋼」という。）の溶鋼段階でＣａを添加すると、脱酸生成物Ａｌ₂Ｏ₃はＣａと反応し、低融点組成酸化物の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化する。このとき、溶鋼中で酸化物は球状化し、凝集粗大化が抑制される。

（ｄ）さらに、Ｓを含む鋼が凝固する際に、未凝固の溶鋼にＳが濃縮し、同時に介在物が溶鋼中に押し出される傾向がある。Ｃａを添加したＡｌキルド鋼では、凝固が進み、Ｓが溶鋼に濃化するのに従い、球状（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに含まれるＣａＯが、鋼中のＡｌ、Ｍｇ、Ｓと以下の反応を起こす。
３ＣａＯ＋２Ａｌ＋３Ｓ → Ａｌ₂Ｏ₃ ＋３ＣａＳ
ＣａＯ＋Ｍｇ＋Ｓ → ＭｇＯ＋ＣａＳ
そのため、Ｃａ、Ｓ、Ｍｇを含むＡｌキルド鋼が凝固する際には、酸化物の組成に占めるＣａＯの比率が減少し、Ａｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの分率が高くなる。特に、安定性の高いＡｌとＭｇの酸化物であるＡｌ₂ＭｇＯ₄が増加する。また、この反応により生ずるＣａＳは、酸化物の周囲に付着し、酸化物との複合介在物を形成する。

（ｅ）（ｄ）で示した反応により酸化物中のＣａＯの比率が低下し、ＣａＳと酸化物との複合介在物を形成したＣａ＋Ｓ添加鋼は、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが低融点組成のまま残ったＣａ添加鋼に比べて、転動疲労寿命が向上する。

（ｆ）以上の知見により、転動疲労寿命を向上させるためには、溶鋼段階でＣａによりＡｌ₂Ｏ₃を（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化させ凝集を抑制した後、凝固段階でのＣａＳ生成により、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏの多い酸化物をＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの多い酸化物に変化させ、ＣａＳと酸化物との複合介在物とすることが望ましい。
なお、酸化物としては、ＳｉＯ_２、ＭｎＯなども生成するが、その酸化物全体に対する割合は低い。

さらに、本発明者は、高周波焼入れ焼き戻し後に切削加工を行うことで、切削時に残留オーステナイトが硬質な加工誘起マルテンサイトに変態し、製品部材の転動疲労寿命が向上することを明らかにした。また、切削時に、より多くの残留オーステナイトを加工誘起マルテンサイト変態させれば、部品の転動疲労寿命がより一層向上することも判明した。

通常、切削時の加工誘起マルテンサイトへの変態挙動を制御するためには、切削条件を最適化することが有効である。そのため、本発明者らは、マルテンサイトへの変態量をできるだけ多くすべく、切削条件の最適化を試みた。しかしながら、切削条件だけを最適化したのでは、転動疲労寿命は確かに向上するものの、目標とする値に到達するには至らなかった。

そこで、本発明者らは、鋼材の成分や熱処理条件にも着目して、転動疲労寿命のさらなる改善を試みた。その結果、特定の鋼材成分や熱処理条件を採用することで、切削加工時に加工誘起マルテンサイト変態が生じ易くなり、転動疲労寿命が格段に向上することが判明した。

従来、残留オーステナイト量を制御するために、特定の鋼材の成分や熱処理条件を採用することは、一般に行われている。しかしながら、残留オーステナイト量のみならず、切削加工時の加工誘起マルテンサイト変態の挙動を制御するために、鋼材の成分や熱処理条件を最適化することは、これまで行われていない。

さらに、本発明者らは、切削加工時の工具摩耗の抑制についてもさらに鋭意検討し、特に、鋼材の成分や熱処理条件を加味した上で、最適な切削条件を見出した。

以上により、本発明者らは、耐摩耗性、疲労強度及び工具摩耗のすべてをバランス良く改善するには、鋼材の成分、熱処理条件及び切削条件を個別に最適化するのではなく、これらの条件を相互に関連付けて有機的に最適化することが望ましいとの知見を得た。

さらに、上記のような知見に基づいて製造された鋼製部品の材料組織的特長を明らかにした。

本発明は、上記の技術的思想とそれに基づく知見によって完成されたものであり、その要旨は、下記に示す鋼製部品にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．４〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．０００３〜０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼材からなり、
かつ、前記鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たし、
前記鋼材の表面から２００μｍ深さの範囲での任意の点で測定した残留オーステナイトの体積率のうち最大残留オーステナイト体積率が６〜２０％であり、
表面から２０μｍの深さ位置での残留オーステナイト体積率が、表面から２００μｍ深さの範囲での最大残留オーステナイト体積率に対する比が０．６以下であり、
表面に厚さ１〜１５μｍの塑性流動組織を有する
ことを特徴とする鋼製部品。
（Ａ）鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片の破壊起点に観察される介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径√ａｒｅａが５０μｍ以下であること。
（Ｂ）超音波疲労試験の破壊起点に現れる介在物のうちの５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物であること。
（Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下であること。
（Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にあること。
（２）さらに、前記鋼材が、質量％で、Ｐｂ：０〜０．２％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）に記載の鋼製部品。
（３）さらに、前記鋼材が、
０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０および
−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５
を満たすことを特徴とする（１）または（２）に記載の鋼製部品。
ここで式中のＣａ、Ｏ、Ｓは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼製部品は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命に優れ、自動車部品として使用される「等速ジョイント」や「ハブユニット」といった高周波焼入れを行う転動部材の素材として好適に用いることができる。

図１は、切削加工された転動疲労試験片から表層組織観察用の試験片を採取する際の、試験片および観察位置を示す図であり、（ａ）は組織観察用の試験片が切り取られた転動疲労試験片の正面図であり、（ｂ）は切り取った組織観察用試験片の側面図である。図２は、試験片のＳＥＭ像の一例を示す写真である。図３は、丸棒から切り出し、溶接、焼ならし、高温保持、炉冷が施された板材を示す正面図である。図４は、図３に示す板材を示す平面図である。図５は、粗加工の超音波疲労試験片を示す平面図である。図６は、仕上げ加工がなされた超音波疲労試験片を示す平面図である。図７は、転動疲労試験片の粗加工品を示す図であり、（ａ）はその正面図であり、（ｂ）はその側面図である。図８は、転動疲労試験片を示す図であり、（ａ）はその正面図であり、（ｂ）はその側面図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。

＜鋼製部品＞
（Ａ）鋼の成分
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．４０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が０．６０％を超えると、母材が硬くなって、鍛造性が著しく悪化するとともに切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには高周波焼入れ部の靭性低下の原因となるため、転動疲労寿命が低下する可能性がある。また硬さの上昇を招き、切削加工時の工具寿命の低下、焼割れの原因となる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４２％である。好ましい上限は０．５８％である。

Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高めて転動疲労寿命を向上させるのに必要な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．３０％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなる上、工具と鋼の凝着が起こりやすくなるため、切削時の工具磨耗を増大させる。Ｓｉの好ましい下限は０．０５％である。好ましい上限は０．２５％である。

Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めるとともに、鋼中の残留オーステナイトを増加させる。その結果、部品の転動疲労特性が向上する。しかし、Ｍｎ含有量が０．２％以下では、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、残留オーステナイトの安定性が高くなりすぎ、切削時に十分な加工誘起変態が生じない。Ｍｎの好ましい下限は０．３％である。好ましい上限は１．６％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．０５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。Ｐの含有量は、極力低くすることがよく、好ましくは０．０２％以下である。

Ｓ：０．０００５％〜０．０１０％
Ｓは、本発明を特徴づける、重要な元素である。Ｓは、鋼の凝固時に球状酸化物中のＣａＯと反応し、ＣａＳを含む複合介在物を形成することによって、球状酸化物に占めるＡｌ₂Ｏ₃およびＭｇＯの比率を高める効果をもつ。そのため、Ｓの含有量は０．０００５％以上が必要である。しかし、Ｓが０．０１０％以上含まれている場合には、Ｃａに対して過剰となり、ＣａＳを形成せずに残ったＳは、凝固の最終段階で溶鋼中のＭｎとＭｎＳを形成する。これは粗大な介在物となりやすいため、転動疲労寿命の向上という観点からは避けるべきである。好ましいＳの含有量は０．００６％以下、さらに好ましくは０．００４％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒは、高周波焼入れ後に転動部に必要な硬化層深さを確保するのに必要な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．５０％を超えてＣｒを含有させると、高周波熱処理の場合には却って焼入れ性が低下する。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％である。好ましい上限は０．４０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、焼入れ部の結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有する必要がある。しかし、その含有量が０．１０％を超えると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命および被削性の低下が著しくなる。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
本実施形態においてＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。

Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
Ｃａは、酸化物として適量の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが形成されれば、溶鋼と介在物の間の界面エネルギーが低下し、酸化物の凝集力が低下する。そのため、鋼中の酸化物の粗大化が抑制され、転動疲労寿命が高まる。また、Ｃａは鋼中のＳと結びつき、ＣａＳあるいは（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓを形成することによって、Ｓが最終凝固部に集まり、粗大なＭｎＳを形成することを抑制している。上述したＣａの各効果は、Ｃａの含有量が０．０００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００３０％を超えると、上記効果が飽和するだけではなく、酸化物がＣａＯを多く含む粗大介在物を形成しやすい組成のものとなり、結果として転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｍｇ：０．０００１％以上０．００３０％以下
Ｍｇは、凝固段階で酸化物中のＯと結びつき、酸化物組成をＣａＯの多いものから（Ａｌ、Ｍｇ）Ｏの多いものに変化させる反応を促進する。このＭｇの効果は、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上で発揮される。しかしながら、Ｍｇが０．００３０％を超えると、ＭｇＯの単独組成の酸化物が多量に形成され、転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｍｇ量の好ましい上限は０．００１０％、さらに好ましくは０．０００８％である。

Ｏ：０．０００３〜０．００３０％
Ｏは、酸化物を形成する。Ｏは不可避的に鋼中に含有されるものであるが、本発明では意図的にＣａＯを形成させるために０．０００３％以上のＯが必要である。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００３０％を超えると、酸化物が粗大化し、転動疲労寿命および被削性の低下を招く。Ｏの含有量の好ましい下限は、０．０００５％であり、限好ましい上限は０．００２０％、さらに好ましくは０．００１５％である。

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成し、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用を持つ。この効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００３％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０３０％を超えると粗大な窒化物を生成し、転動疲労寿命の低下を招くおそれがある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。

なお、焼入れ部の結晶粒粗大化の抑制効果を得るため、後述するＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、これらの元素の窒化物を生成させることが好ましい。そのため、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５０％にするとよい。

また、高周波焼入れ時の焼入れ性向上効果を得るため、後述するように、ＢおよびＴｉを含有する場合には、ＢとＮの結合を極力抑制することが好ましい。そのため、ＢおよびＴｉを含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％にするとよい。

０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０
Ｃａが酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成し、酸化物の凝集および粗大化をより安定的に抑制するためには、Ｃａ量とＯ量の含有量のバランスが重要である。そのため、０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０となるように制御することが好ましい。

−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５
Ｓは凝固段階で酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏ中のＣａと反応することによって、酸化物中のＣａＯを低下させる。そのためＳは、溶鋼および酸化物内のＣａとＣａＳを形成するだけの量が存在することが好ましい。その一方で、Ｃａと反応する量を大きく超えてＳが存在すると、粗大なＭｎＳ生成の原因となる。以上のことから、Ｃａ量とＳ量の関係は、−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５を満たすのが好ましい。

残部
本発明の鋼製部品は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものである。なお、「不可避的不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから意図せずに混入するものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明の鋼製部品には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選択される１種以上の元素ならびに／または、ＢおよびＴｉを含有させてもよい。

[鋼製部品の成分（任意選択的要件）]
Ｐｂ：０．２％以下
Ｐｂは選択元素であり、含有されなくてもよい。Ｐｂを含有した場合、工具摩耗の低減、及び切り屑処理性の向上などの被削性が良好となる。しかしながら、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鋼の強度及び靱性が低下し、転動疲労寿命も低下するため、Ｐｂ含有量の上限は０．２％以下とすることが好ましい。このようなＰｂの効果を安定して得るためには、Ｐｂの含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｐｂ含有量のさらに好ましい上限は０．1％以下である。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、ＣやＭｎと同様に、焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用を有するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、転動疲労寿命の低下を招き、また熱間加工性が低下する場合がある。一方、Ｃｕの上記効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。

Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、残留オーステナイトを増加させる。しかしながら、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、焼入れ及び焼戻し後の残留オーステナイトが過剰となり、切削加工時にも十分な加工誘起マルテンサイトが発生せず、部品の転動疲労寿命の低下を招く場合がある。一方、Ｎｉの上記効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。

Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏも、ＣやＭｎと同様に、焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用があるため、含有させてもよい。しかしながら、０．１５％を超えてＭｏを含有させても上記効果は飽和する上、焼戻し後の残留オーステナイトが過剰となり、切削加工時にも十分な加工誘起マルテンサイトが発生せず、部品の転動疲労寿命の低下を招く場合がある。一方、Ｍｏの上記効果は、その含有量が０．０２％以上の場合に安定して得られる。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上を含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、最大３．１５％とするとよい。

高周波加熱は、短時間といえども高温まで加熱される。このため、本発明に係る鋼製部品には、焼入れ部の結晶粒粗大化抑制作用を有するＶとＮｂの１種以上を次に述べる範囲で含有させてもよい。

Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｖには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｖを含有させてもよい。ただし、０．３０％を超えてＶを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて工具摩耗が増大してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＶ含有量の上限は、好ましくは０．２０％である。一方、Ｖの上記効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｎｂには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。ただし、０．１０％を超えてＮｂを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて工具磨耗が増大してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＮｂ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。一方、Ｎｂの上記効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種を含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、最大０．４０％とするとよい。本発明に係る軸受鋼鋼材には、より良好な焼入れ性を確保するために、ＶおよびＮｂを、次に述べる量のＢとＴｉを複合して含有させてもよい。

Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、微量の含有で鋼の焼入れ性を大きく向上させて、焼入れ後に転動部に必要な硬化層深さを一層大きくすることができる元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００３０％を超えてもその効果は飽和してしまう。一方、Ｂの上記効果は、その含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｂを含有することによって焼入れ性が向上するのは、Ｂが化合物ではなく、固溶状態で存在する場合である。そのため、ＢがＮと結合してＢＮを形成した場合には、Ｂによる焼入れ性向上効果は期待できない。したがって、上記の量のＢを含有させる際、ＢよりもＮとの親和力が大きく窒化物形成能が強いＴｉを複合して含有させる。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させても、Ｎを固定する効果が飽和するばかりか、粗大なＴｉＮが多量に生成してしまうため、被削性および転動疲労寿命が低下する場合がある。一方、Ｔｉの上記効果は、その含有量が０．００５％以上の場合に安定して得られる。

（Ｂ）非金属介在物
（Ｂ−１）非金属介在物のサイズ
本発明においては、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた際の、破壊起点に存在する介在物の径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径（「√ａｒｅａ_max」と呼ぶ場合がある。）が５０μｍ以下でなければならない。ここで、被検体積１４４ｍｍ³とは、以下に説明するように、転動疲労試験片の被検体積である。

以下に、非特許文献１に示されている極値統計処理によって、転動疲労試験片の被検体積中の最大介在物径√ａｒｅａ_maxを予測する方法を説明する。

まず、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を用いた疲労試験を行い、疲労破壊後の破壊起点に存在する介在物の径（「√ａｒｅａ」と呼ぶ場合がある。）を、各鋼種でサンプル数ｎ本の試験片で評価する。ｎは１０以上の整数であるとよい。√ａｒｅａを評価する際には、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、介在物の長径と短径を測定し、√ａｒｅａ＝（長径×短径）^1/2として、各試験片でそれぞれ破壊起点に存在する介在物（起点介在物）の径√ａｒｅａを求める。複数の介在物が連なって存在している場合には、まとめて１つの介在物と見なし評価する。但し、連なった介在物のうち小さい方の√ａｒｅａより介在物間の隙間のほうが大きい場合には、両者を分断された介在物と見なす。隙間のほうが小さい場合には両者をまとめて１つの介在物とする。

予測体積である転動疲労試験の被検体積をＶ、検査基準体積である超音波疲労試験片の体積をＶ₀とする。超音波疲労試験片ｎ本の破壊起点に存在する介在物の径√ａｒｅａを小さい方から並べ、それぞれ√ａｒｅａ_j（ｊ＝１〜ｎ）とする。これらに対して累積分布関数Ｆ_jおよび基準化変数ｙ_jを
Ｆ_j＝ｊ／（ｎ＋１）
ｙ_j＝−ｌｎ（−ｌｎ（Ｆ_j））
の式により計算する。√ａｒｅａ_jとｙ_jの間に直線関係が成り立つと見なし、最小二乗法で√ａｒｅａ_jとｙ_jの関係を求め、最大介在物径の分布直線
√ａｒｅａ＝ａ×ｙ＋ｂ・・・[４]
を計算する。

そして、予測体積と検査基準体積から再帰期間Ｔおよびそれに対応する基準化変数ｙを
Ｔ＝（Ｖ＋Ｖ₀）／Ｖ₀
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ［（Ｔ−１）／Ｔ］］
によって求め、ｙを上記[４]式の最大介在物分布直線に代入したときの√ａｒｅａを、転動疲労試験片の被検体積中の、予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxとする。

転動疲労試験の被検体積（Ｖ）は、後述の実施例で用いる森式転動疲労試験の試験片１０枚分の被検体積とする。転動疲労寿命をＬ₁₀寿命によって評価しており、その際には転動疲労試験片１０枚で試験を行うためである。試験に用いる転動体の直径は９．５３ｍｍで、最大接触応力は５２３０ＭＰａであるため、ヘルツ応力がかかる軌道の幅は０．７ｍｍ、最大応力の９０％以上がかかる深さは０．１７ｍｍである。また、軌道の半径は１９．２５ｍｍであるため、試験片１枚分の被検体積は２π×１９．２５ｍｍ×０．７ｍｍ×０．１７ｍｍ＝１４．４ｍｍ³である。従って転動疲労試験の被検体積Ｖは、１４．４ｍｍ³×１０Ｐ＝１４４ｍｍ³である。

また、後述の実施例で用いた超音波疲労試験片では、最大応力の９０％以上がかかる被検体積は４６．１ｍｍ³であるため、Ｖ₀＝４６．１ｍｍ³である。ＶおよびＶ₀から、本発明の実施例の再帰期間に対応する基準化変数yを求めると、ｙ＝１．２８となる。

（Ｂ−２）酸化物と硫化物の複合介在物の比率
以下では、各鋼種の、超音波疲労試験片に破壊起点に現れる介在物のうちの、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む複合介在物の個数の比率を、「複合介在物の比率」と呼ぶ。本発明の鋼においては、複合介在物の比率が５０％以上でなければならない。複合介在物の比率がこの範囲から外れることは、本発明を特徴づける介在物制御である、ＣａによるＡｌ₂Ｏ₃酸化物凝集の抑制あるいは、ＣａＯとＳとの反応による組成変化が起こらず、粗大なクラスター状のＡｌ_２Ｏ_３や（Ａｌ、Ｃａ）Ｏのまま残存した介在物が存在することを意味する。これらの介在物は、ＣａおよびＳとの反応により酸化物組成が制御された複合介在物に比べ、転動疲労寿命に対し有害となるため、鋼材の転動疲労寿命が低下する。

（Ｂ−３）酸化物の平均組成
本発明においては、超音波疲労試験片の各破壊起点に現れる介在物に含まれる酸化物をそれぞれＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その組成における質量％での含有量が、酸化物が得られた全破壊起点の平均でＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下の範囲になければならない。

以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。
ＣａＯ：０〜２０％
Ａｌキルド鋼の介在物において、ＣａＯは、低融点の球状介在物である（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。ＣａＯが２０％以上存在する場合には、酸化物に占める（Ａｌ、Ｃａ）Ｏの割合が半分以上と高くなるが、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏは鋼材のマトリックスと比較してヤング率が低い介在物であるため、転動疲労時には介在物周囲で負荷応力が局所的に増大し、疲労き裂の発生および進展が促進され、結果として転動疲労寿命が低下する。そのため、本発明の鋼において酸化物中に最終的に残存するＣａＯを、２０％以下とした。

ＭｇＯ：１０％超４０％以下
鋼の凝固段階で、濃化した溶存ＳとＣａＯが反応しＣａＳが生成して、ＣａＯが減少する方向に酸化物組成を変化させる。この反応は、酸化物Ａｌ₂ＭｇＯ₄が形成する条件において最も促進される。凝固後の段階で酸化物中のＭｇＯが１０％以下となる条件では、酸化物中のＣａＯの減少が十分に起こっておらず、転動疲労寿命に有害な（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが残存している。また、ＭｇＯの酸化物全体に占める割合が、Ａｌ₂ＭｇＯ₄に占めるＭｇＯの割合である２８％を大きく越える条件、特に４０％を超える場合には、単独のＭｇＯが生成しやすく、これらは凝集して粗大なクラスターとなりやすい。

（Ｂ−４）介在物中に占める硫化物の含有量
さらに、本発明においては、超音波疲労試験片の各破壊起点に現れる介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量が全破壊起点の平均でそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲になければならない。以下に、各硫化物の含有量の限定理由を示す。

ＣａＳ：１０〜６０％
本発明で規定する鋼は、溶鋼の段階でＡｌ₂Ｏ₃の凝集がＣａにより抑制され、酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏとなった後に、凝固の段階で酸化物中のＣａがＳと反応し、Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｇＯの割合が高い酸化物とＣａＳの複合介在物となることを特徴とする鋼である。凝固段階で生成したＣａＳの一部は、酸化物に付着し、複合介在物となるため、介在物の組成および形態制御が適切に行われた際には、超音波疲労起点に現れる複合介在物にＣａＳが含まれる。最終的な酸化物の組成が（Ｂ−３）で規定する範囲に含まれていても、介在物全体に占めるＣａＳの含有量が１０％未満である場合には、溶鋼の段階から凝固終了後までの間、酸化物中に含まれるＣａが少ないままであり、Ａｌ₂Ｏ₃の凝集のＣａによる抑制が不十分であることが考えられる。また、ＣａＳの含有量が６０％を超える場合には、溶鋼の段階で酸化物中のＣａの含有量が高く、単独のＣａＯが存在していており、酸化物の凝集の抑制が不十分であると考えられる。

ＭｎＳ：０〜２０％
溶鋼中のＳの中で、酸化物中のＣａとＣａＳを形成しなかったものは、凝固最終段階でＭｎＳを形成する。超音波疲労試験の破壊起点となった介在物の平均組成が、２０％を超えるＭｎＳを含有している場合には、酸化物やＣａＳ、およびそれらの複合介在物だけではなく、ＭｎＳを主体とする介在物が粗大な介在物として存在する。これらのＭｎＳを主体とする粗大な介在物は、転動疲労寿命に害を与えるものであり、よって、ＭｎＳ生成量を２０％以下に抑える必要がある。ＭｎＳは起点に現れる介在物中に全く含まれなくてもよい。

なお、（Ｂ−２）に示した複合介在物の判別や、（Ｂ−３）、（Ｂ−４）に示した酸化物組成および介在物中の硫化物の含有量の測定は、以下の（１）〜（７）に示す方法で介在物の各成分の量を求めることによって行う。

（１）超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得る。
（２）得られたスペクトルから介在物中のＭｇ、Ａｌ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｎのモル分率を求める。以下では各元素のモル分率を［Ｍｇ］、［Ａｌ］、［Ｓ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］とする。
（３）Ｍｎは優先的にＳと結びつくため、［Ｓ］、［Ｍｎ］のうち少ない方を、介在物全体に占めるＭｎＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＭｎＳ｝とする。
（４）残ったＳはＣａと結びつくため、［Ｓ］−｛ＭｎＳ｝、［Ｃａ］のうち少ない方をＣａＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＣａＳ｝とする。
（５）ＣａＳを形成しなかったＣａは酸化物を形成する。そのため［Ｃａ］−｛ＣａＳ｝を、ＣａＯのモル分率とする。
（６）Ｍｇ、Ａｌは超音波疲労起点の介在物では酸化物を形成するため、［Ｍｇ］、［Ａｌ］／２をそれぞれＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃のモル分率とする。
（７）各試験片の破壊起点の介在物について、（３）〜（６）で求めた各化合物のモル分率から各化合物の質量分率を求め、これを各試験片から得られた破壊起点介在物について平均することにより、酸化物の組成および介在物中に占めるＣａＳ、ＭｎＳの含有量を求める。

[鋼製部品の組織]
本実施形態に係る鋼製部品は、その表面から２０μｍの深さの組織が、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなり、表面から２００μｍ深さの範囲での最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）が６〜２０％であり、表面から２０μｍの深さ位置（以下、単に「基準位置」と称する場合がある）での残留オーステナイト体積率（Ｒ２）と、表面から２００μｍ深さの範囲で最大残留オーステナイト体積率との比（Ｍ＝Ｒ１／Ｒ２）が０．６以下であり、表面に厚さ１〜１５μｍの塑性流動組織を有する。

残留オーステナイトはマルテンサイト相中に含まれるため、光学顕微鏡による組織観察では、マルテンサイトと残留オーステナイトを区別することができない。そこで、部品の残留オーステナイトの体積率を、次の方法で測定する。

即ち、部品の表面にφ３ｍｍの穴が開いたマスキングを施し、電解研磨を施す。１１．６％の塩化アンモニウムと、３５．１％のグリセリンと、５３．３％の水とを含有する電解液を準備する。この電解液を用いて、基準位置を含む表面を、＋２０Ｖの電圧で電解研磨する。電解研磨の時間を変化させることで研磨量を調整し、２０μｍ深さの穴を開ける。

続いて、電解研磨された穴底面の残留オーステナイト量を測定する。測定には市販のＸ線回折装置を使用することができる。光源にはＣｒ管球を使用する。Ｘ線回折により得られたｂｃｃ構造の（２２１）面と、ｆｃｃ構造の（２２０）面の回折ピークの積分強度比に基づいて、残留オーステナイトの体積率を測定する。

［表面から２００μｍ深さの範囲での最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）：６〜２０％］
最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）は、鋼材の表面から２００μｍ深さの範囲での任意の点で測定した残留オーステナイトの体積率のうち最大のものである。例えば、上述した電解研磨方法と同じ方法を用いて、表面から１０μｍピッチで２００μｍ深さまで測定した残留オーステナイトの体積率のうち最大の値を最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）とすればよい。すなわち、最大残留オーステナイト体積率は、切削加工前の鋼材の残留オーステナイト体積率を示すものである。残留オーステナイトは、切削加工時に加工誘起マルテンサイト変態を発生する。その結果、表面の強度が上昇し、部品の転動疲労寿命が上昇する。このような効果を得るためには、最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）が少なくとも６％存在しなければならない。一方、残留オーステナイトは軟質であるため体積率（Ｒ１）が２０％を超えるとかえって強度が低下する。体積率（Ｒ１）は８〜１８％とすることが好ましい。

［基準位置での残留オーステナイト体積率（Ｒ２）と、表面から２００μｍ深さの範囲で最大残留オーステナイト体積率（Ｒ１）との、比（Ｍ（＝Ｒ２／Ｒ１））が０．６以下］
Ｍは、切削加工時の加工誘起マルテンサイト変態の程度を表す。Ｍが小さいと、切削加工時により多くの加工誘起マルテンサイト変態が発生したことを意味し、部品の転動疲労特性が向上する。上記の効果を得るためにはＭが０．６以下であるとよい。なお、より好ましいＭの値は０．５８以下であるとよい。

［表面に厚さ１〜１５μｍの塑性流動組織が存在すること］
表層の塑性流動組織の厚さは次の方法で測定される。図１は、切削加工された転動疲労試験片から表層組織観察用の試験片を採取する際の、試験片および観察位置を示す図であり、（ａ）は組織観察用の試験片が切り取られた転動疲労試験片の正面図であり、（ｂ）は切り取った組織観察用試験片の側面図である。同図に示すように、転動疲労試験片１１から表層組織観察用試験片１２を切り出すに際し、図１に示すような、試験片１１の表面を含み、円の接線に平行かつ表面に垂直な面が観察面（１２ａ）になるような試験片１２を採取する。鏡面研磨した試験片を、５％ナイタール溶液で腐食する。腐食された面を、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察する。得られたＳＥＭ像の一例を図２に示す。同図において、塑性流動組織２１は、中心部２２に対して組織が試験片の周方向（図２において紙面の左方向から右方向）に湾曲している部分であり、試験片の表面から湾曲した組織の端までの距離を塑性流動組織２１の厚さと定義した。

本実施形態に係る軸受部品を製造する際には、切削加工時に、表層に大きな変形が生じ、塑性流動組織が形成される。この塑性流動組織は硬質であり、厚さが１μｍ以上になると部品の転動疲労寿命が向上する。しかし、塑性流動組織は脆いため、その厚さが薄い場合にはある程度変形が可能であるが、厚さが１５μｍを超えると、割れが生じて亀裂の発生起点となるため、部品の転動疲労寿命が逆に低下する。さらに、厚さが１５μｍを超えると、仕上げ加工時の工具への負担が大きくなり、工具寿命が著しく低下する。従って、表層の塑性流動組織の厚さは１〜１５μｍに限定した。なお、部品の転動疲労寿命をさらに向上させるためには、製品部材の表層の塑性流動組織の厚さは２μｍ以上とすることが好ましく、４μｍ以上とすることがさらに好ましい。上限は、１３μｍにするとさらに好ましく、１１μｍにするとなお好ましい。

以上示したように、本実施形態に係る鋼製部品では、介在物の害を小さくした特定の成分の鋼材に対して加工誘起変態を発生させて硬質の加工誘起マルテンサイトを十分に存在させることで、転動疲労寿命を高めると同時に優れた被削性を備えることができる。

＜鋼製部品の製造方法＞
次に、上述の鋼製部品の製造方法の一例を説明する。

［精錬工程］
精錬工程では、溶鋼を精錬する。精錬はたとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）を用いた真空脱ガス処理である。本実施形態に係る軸受鋼の製造方法では、溶鋼を精錬する際の脱酸剤の投入順序が重要となる。本発明では、脱酸時に加える元素であるＣ、Ａｌ、Ｃａの原料を、この順に加えるとよい。

溶鋼をＣで脱酸し、生成するＣＯを系外に排出した後、溶鋼にＡｌを投入し、溶鋼をＡｌ脱酸する。好ましくは、Ａｌ脱酸後の溶鋼中のＯ含有量（全酸素量）を０．００３０％以下にする。そしてＡｌ脱酸後、Ｃａを溶鋼に投入して脱酸を行う。Ｃａによる脱酸にはたとえば、Ｃａ−Ｓｉ合金の添加や、ＣａＯ−ＣａＦ₂フラックスを用いることができる。Ｃａによる脱酸後、真空脱ガス処理を含む精錬をさらに実施してもよい。以上の工程により、上記の化学成分および介在物をもつ溶鋼を製造する。

最初にＣ脱酸を行うのは、Ａｌ脱酸前に酸素をＣＯとして系外に排出することによって、Ａｌ脱酸で生成する酸化物の量を低減させるためである。

また、Ａｌ脱酸の後、Ｃａによる脱酸を行うのは、Ａｌ₂Ｏ₃酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化し、凝集が抑制されるためである。また、Ａｌより先にＣａ添加をすると、単独のＣａＯが生成し、粗大なクラスターとなり鋼材内に残りやすく、転動疲労寿命に対し有害となるためでもある。

なお、ＭｇＯを形成する強脱酸元素である微量Ｍｇの添加の方法および順序については、特に規定しない。例えば、ＭｇＯを含む炉壁の一部が還元されてＭｇが溶鋼中に混入し、本発明の請求項で規定したＭｇ量の条件を満たしたものでもよい。

［鋳造工程］
精錬後の溶鋼を用いて、鋳片を製造する。

本実施形態では、鋳込み中の鋳片の冷却速度ＲＣを、５０℃／分以下とするのが好ましい。冷却速度とは、溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度である。冷却速度ＲＣが５０℃／分を超えれば、鋳込み中において、生成した粗大酸化物系介在物が浮上する前にトラップされ、その結果、介在物径が粗大となりやすくなる。また、溶鋼中で未凝固部に濃化したＳとの反応が十分に起こらないまま周囲の鋼が凝固するため、酸化物がＣａＯを多く含んだまま残存する。ＲＣは数値計算によって容易に求めることができる。

製造された鋳片や鋼塊を、熱間加工して、ビレットを製造する。ビレットを、熱間加工により棒鋼などの鋼材にする。この際には、圧下比が６以上の圧延を行うのが望ましい。圧下比が大きいほど比較的軟質な介在物は延伸する傾向があるが、圧下比が６以上であれば、圧延方向と平行な断面で測定した予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxに大きな差は生じない。圧下比は、圧延前の鋳片や鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた鋼材の断面積で除した値を示すものである。

［高周波焼入れ品の製造工程］
得られた鋼材を加工して粗加工品を製造する。加工方法は周知の方法でよい。例えば、熱間加工、冷間加工、切削加工等を用いることができる。粗加工品は、最終部品に近い形状とする。機械加工された粗加工品に対して調質処理を実施してもよい。

例えば、粗加工後、高周波焼入れを実施し、高周波焼入れ材を得ることができる。
［切削加工工程］
粗加工品に対し切削加工工程を行う。切削加工工程により、製品部材の形状に仕上げつつ、表層に加工誘起マルテンサイト変態を生じさせることができる。これにより、部品の転動疲労寿命が高まる。切削加工工程は、例えば次の条件で行う。

切削工具のすくい角α：−３０°＜α≦−５°
すくい角αが−５°よりも大きければ、切削加工時に加工誘起マルテンサイト変態が十分に発生しない。そのため、部品の転動疲労寿命が低下する。一方、αが−３０°以下であれば、切削抵抗が大きくなりすぎる。この場合、工具摩耗が増大し、場合によっては工具が欠損する。従って、αは、例えば−３０°＜α≦−５°とすることができる。より好ましいαの範囲は−２５°以上−１５°以下である。

工具のノーズの曲率半径ｒ（ノーズｒ）：０．４〜１．２ｍｍ
工具のノーズｒが小さければ表面粗さが大きくなる。表面粗さが大きくなった場合には、仕上げ研磨の削り代が大きくなりすぎ、切削加工の効果が得られず、部品の転動疲労寿命が低下する。一方、工具のノーズｒが大きければ、切削抵抗が大きくなるため、工具摩耗が増大する。従って、ノーズｒは、例えば０．４〜１．２ｍｍとすることができる。

送り速度ｆ（送りｆ）：０．１〜０．４ｍｍ／ｒｅｖ
送りｆが小さければ、切削抵抗、つまり、工具が被削材に押し付けられる力が小さくなり、十分な加工誘起マルテンサイト変態が発生しない。そのため、部品の転動疲労寿命が低下する。一方、送りが大きければ、切削抵抗が大きくなって工具摩耗が大きくなる。従って、ｆは、例えば０．１〜０．４ｍｍ／ｒｅｖとすることができる。

切削速度ｖ：５０〜１５０ｍ／分
切削速度ｖが大きければ、切削温度が上昇し、凝着摩耗が発生して工具摩耗が増大する。さらに、発熱によってオーステナイトの加工誘起変態が抑制され、部品の転動疲労寿命が低下する。一方、ｖが小さければ、切削能率が低下する。従って、切削速度ｖは、例えば５０〜１５０ｍ／分とすることができる。

切り込みｄ：０．０５〜０．２ｍｍ
切り込みｄが小さければ、切削抵抗が小さくなるため、十分な加工誘起マルテンサイト変態が発生しない。そのため、部品の転動疲労寿命が低下する。一方、切り込みｄが大きければ、切削抵抗が大きくなり、工具摩耗が大きくなる。従って、ｄは、例えば０．０５〜０．２ｍｍとすることができる。

以上に示す鋼製部品の製造方法では、特に、精錬工程及び切削加工工程における上述した諸条件設定により、化学組成、介在物と、金属組織について改良を加えられた鋼製部品が得られる。従って、当該製造方法により得られた鋼製部品は、転動疲労寿命、被削性を、高いレベルで発現することができる。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｑ、ＡＡ〜ＡＴを、真空溶解炉を用いて溶製し、ＳｉＯ₂製の坩堝に鋳込み、鋼塊を作製した。この鋼の脱酸時に添加した元素の順序および、その後の鋳込み時の冷却速度ＲＣを、表２に示す。鋼Ａ〜Ｑ、ＡＡ〜ＡＮ、ＡＱ〜ＡＴの溶製に際しては、Ｃ脱酸を行った後にＡｌで脱酸処理を施し、その後に、Ｃａ−Ｓｉ合金を加えてＣａ量を調整した。鋼ＡＯは、Ｃ脱酸の後、先に脱酸元素としてＣａを添加してから、Ａｌの添加を実施した。鋼ＡＰは、脱酸元素としてＡｌを添加した後、Ｃを添加し、その後Ｃａ処理を行った。

以上の工程で得られた鋳片を、一旦室温まで冷却した後、１２００〜１３００℃の温度域まで加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造して、直径８０ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中の放冷とした。

上記のようにして得た鋼Ａ〜Ｑ、ＡＡ〜ＡＴの丸棒の、長手方向横断面に対して表面と中心の中間位置であるＲ（半径）／２部の図３に示す位置から厚さ（ｔ）が１４ｍｍの板材を切り出した後、板材の幅方向両側に、レーザービームでＳＭ４９０の板材を溶接し、幅（Ｗ）を９０ｍｍとした。

その後、図４に示す、板材３１の試験部の中心が板材３１の幅方向中心に重なる位置から、図５に示す形状の粗加工の超音波疲労試験片を各鋼種１０Ｐずつ採取した。上記の粗加工の超音波疲労試験片の、試験部の中心から長手方向に前後１７ｍｍずつの範囲に対し、周波数：３０ｋＨｚ、出力：１００ｋＷ、加熱時間：１．７秒の条件で高周波加熱した後、水冷により半径方向中心までマルテンサイト化するよう焼入れを行い、さらに１５０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。その後、試験片を、図６に示す形状に仕上げ加工し、超音波疲労試験片を得た。なお、図３〜６に示す図の寸法の単位はいずれもｍｍである。

上記の仕上げ加工を行った超音波疲労試験片で、超音波疲労試験を実施した。具体的には、周波数２０ｋＨｚ、応力振幅８００ＭＰａ、応力比−１の条件で破壊が起こるまで疲労試験を実施した。繰り返し数が１０⁷になるまで破断しなかった場合は、応力比を５０〜１００ＭＰａ上昇させて疲労試験を実施した。破断した試験片の起点介在物径である√ａｒｅａは、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、上記方法で求めた。

超音波疲労試験片の被検体積は、最大応力の９０％以上の応力がかかる４６．１ｍｍ³である。そして、非特許文献１を参考にして、転動疲労試験片１０Ｐに相当する１４４ｍｍ³中の、予測最大介在物径√ａｒｅａ_maxを極値統計によって求めた。

超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得た。これらの介在物に含まれるＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を各起点において求め、この結果から各鋼種の複合介在物の比率を求めた。そして、各鋼種の起点介在物１０Ｐでこれらの値の算術平均をとり、鋼種毎のＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を求めた。

上記の介在物評価の結果を、表３に示す。鋼Ａ〜Ｑは、表１に示す化学組成および表３に示す介在物の組成および形態が本発明で規定する範囲内にある鋼である。鋼ＡＡ〜ＡＮは、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。また、鋼ＡＯ〜ＡＱは、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲内にあるものの、表２に示す脱酸元素の添加順序あるいは冷却速度が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する範囲から外れている鋼である。鋼ＡＲ〜ＡＴは、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲にあるものの、ＣａとＯ量の関係およびＣａとＳ量の関係が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する条件から外れている鋼である。

また、鋼Ａ〜ＡＴの直径８０ｍｍの丸棒の中心部から、図７に示す転動疲労試験片の粗部材を採取した。転動疲労試験片の粗部材は、丸棒の長手方向が素形材の厚みとなるようにスライスして採取した、直径が６０ｍｍで厚みが６ｍｍのものである。また、直径８０ｍｍの丸棒の中心部から、直径３５ｍｍ、長さ３００ｍｍの棒状の被削性試験片の粗部材を採取した。

転動疲労試験片の粗部材、ならびに上記被削性試験片の粗部材の表面に対して、周波数：３０ｋＨｚ、出力：１００ｋＷ、加熱時間：１．７秒の条件で高周波加熱した後、水冷により焼入れを行い、さらに１５０℃で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。高周波加熱においては、焼入れ部の形状に合わせて円形もしくは円筒形にしたコイルを、回転させた試験片に近づけて加熱した。

転動疲労試験片の焼入れ材の試験面に対して、表４に示す条件で切削加工を施して、転動疲労試験片を得た。切削加工は、１パス、すなわち表４に示す切り込み量を１回だけ適用した。

切削工具には、ｃＢＮ粒子を主成分とし、セラミックスを結合材とした焼結材の表面に、ＴｉＡｌＮベースのセラミックコーティングを施したｃＢＮ焼結工具を利用した。

そして、上記の切削加工を施した後、切削した側の面を鏡面加工し、逆側の面を研削することによって、図８に示す、厚さ５ｍｍの転動疲労試験片を作成した。

転動疲労試験片は、試験前に、後述する方法で、残留オーステナイトの体積率の測定、塑性流動組織の厚さ測定を行った。

［残留オーステナイトの体積率（ＲＦ）の測定］
転動疲労試験片表面に対して、電解研磨を施した。具体的には、試験片表面に穴の直径３ｍｍのマスキングを施し、１１．６％の塩化アンモニウムと、３５．１％のグリセリンと、５３．３％の水とを含有する電解液中において、試験片を陽極として、２０Ｖの電圧で電解研磨を施し、表面から２０μｍ深さの位置の表面（以下、観察面という）を露出させた。

観察面に対して、上述の方法でＸ線回折を実施し、表面から２０μｍ位置の残留オーステナイトの体積率（Ｒ２）を求めた。

観察面に対して、同様の方法で電解研磨を実施し、穴の深さを１０μｍ深くして３０μｍとし、その表面に対して上述の方法でＸ線回折を実施し、表面から３０μｍ位置の残留オーステナイトの体積率を求めた。この過程を繰り返すことで、１０μｍずつ穴を深くし、その都度残留オーステナイトの体積率（Ｒ２）を測定することを、穴の深さが２００μｍとなるまで繰り返した。そしてその中で得られた最大の残留オーステナイト体積率をＲ１とした。

［塑性流動組織の厚さ測定］
部品相当の試験片において、塑性流動組織の厚さを、上述した方法で測定した。

［転動疲労試験］
転動疲労試験は、鏡面加工した面が試験面となるようにして、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅｐｅｒｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。試験部は、試験片の中心から半径１９．２５ｍｍの環状領域とした。鋼球としては、ＪＩＳＧ４８０５に規定されたＳＵＪ２調質材を用いた。表５に、疲労試験の詳細条件を示す。

転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ₁₀寿命を「転動疲労寿命」として評価した。なお、転動疲労寿命の長寿命化の判断については、Ｌ₁₀寿命が４０×１０⁶以上を満足した場合を長寿命化として、これを目標とした。表６に、上記の方法で求めた転動疲労寿命を示した。

［工具摩耗測定］
切削工具の工具摩耗を逃げ面摩耗量（μｍ）によって評価した。方法は以下の通りである。即ち、焼入れ及び焼戻し後の被削性試験片を、表４に示す粗加工品と同じ切削条件で、１本あたり１パスの切削加工を行った。複数の試験片について切削加工を繰り返し、合計の切削時間が５分となるまで切削加工した後に、切削工具の逃げ面摩耗幅を測定した。逃げ面摩耗幅の測定には、マイクロスコープを用いた。工具逃げ面が測定物台と平行になるように工具を設置し、倍率２００倍で摩耗部を観察した。この時の、摩耗部中心付近で摩耗が最大となる部分の切れ刃から摩耗先端部までの距離を測定し、逃げ面摩耗量とした。本測定においては、逃げ面摩耗量が３５μｍ以下の場合が、従来技術に対して切削加工時の工具摩耗を抑制することができるという点で合格である。

［試験結果］
以上に説明した各試験等に関する結果を表６に示す。

表６から明らかなように、所定の製造方法によって得られた部品であって本願所定の条件を満たす（即ち、部品の化学組成，非金属介在物と、金属組織とについて改良を加えている）試験番号１〜２２については、転動疲労寿命、被削性を、すべて高いレベルで発現することができていることが判る。

これに対し、表６から明らかなように、所定の製造方法によって得られていない部品であって本願所定の条件を満たさない（即ち、軸受部品の化学組成，非金属介在物と、金属組織との少なくともいずれかについて改良を加えていない）試験番号１０１〜１２８については、転動疲労寿命、被削性、の少なくともいずれかについて、優れた結果が得られていないことが判る。

本発明に係る鋼製部品は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長く、被削性にも優れている。従って、本発明に係る鋼製部品は、自動車などの部品として好適に用いることができる点で有望である。

１１部品
１２試験片
１２ａ観察面
２１塑性流動組織
２２中心部
３１溶接した板材

Claims

質量％で、Ｃ：０．４〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．０００３〜０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼材からなり、
かつ、前記鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たし、
前記鋼材の表面から２００μｍ深さの範囲での任意の点で測定した残留オーステナイトの体積率のうち最大残留オーステナイト体積率が６〜２０％であり、
表面から２０μｍの深さ位置での残留オーステナイト体積率が、表面から２００μｍ深さの範囲での最大残留オーステナイト体積率に対する比が０．６以下であり、
表面に厚さ１〜１５μｍの塑性流動組織を有する
ことを特徴とする鋼製部品。
（Ａ）鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片の破壊起点に観察される介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物径√ａｒｅａが５０μｍ以下であること。
（Ｂ）超音波疲労試験の破壊起点に現れる介在物のうちの５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物であること。
（Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下であること。
（Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にあること。
さらに、前記鋼材が、質量％で、Ｐｂ：０〜０．２％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の鋼製部品。
さらに、前記鋼材が、
０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０および
−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５
を満たすことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼製部品。
ここで式中のＣａ、Ｏ、Ｓは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。