JP3383350B2

JP3383350B2 - 繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼

Info

Publication number: JP3383350B2
Application number: JP09555593A
Authority: JP
Inventors: 聡安本; 俊幸星野; 明博松崎; 虔一天野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1993-03-30
Filing date: 1993-03-30
Publication date: 2003-03-04
Anticipated expiration: 2018-03-04
Also published as: JPH06287699A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ころ軸受あるいは玉軸
受といった転がり軸受の要素部材として用いられる軸受
鋼に関し、とくに繰り返し応力負荷によって転動接触面
下に発生するミクロ組織変化（劣化）に対する遅延特性
に優れた軸受鋼について提案する。

【０００２】

【従来の技術】自動車ならびに産業機械等で用いられる
ころがり軸受としては、従来、高炭素クロム軸受鋼(JI
S：SUJ 2)が最も多く使用されている。一般に軸受鋼と
いうのは、転動疲労寿命の長いことが重要な性質の１つ
であるが、この転動疲労寿命に与える要因としては、鋼
中の硬質な非金属介在物の影響が大きいと考えられてい
た。そのため、最近の研究の主流は、鋼中酸素量の低減
を通じて非金属介在物の量, 大きさを制御することによ
って軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。

【０００３】例えば、軸受の転動疲労寿命の一層の向上
を目指して開発されたものとしては、特開平１−306542
号公報や特開平３−126839号公報などの提案があり、こ
れらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成, 形状ある
いは分布状態をコントロールする技術である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、非金属
介在物の少ない軸受鋼を製造するには、鋼中酸素量の低
減が不可欠であるところ、これも既に限界に達してお
り、高価な溶製設備の設置あるいは従来設備の大幅な改
良が必要であり、経済的な負担が大きいという問題があ
った。また、本発明者らが行った最近の研究によれば、
転動寿命を決めている要因としては、従来から一般に論
じられてきた現象；すなわち、熱処理時に生じる“脱炭
層”（低Ｃ濃度領域）や上述した“非金属介在物”の存
在以外の要因もあるということが判った。というのは、
従来技術の下で単に脱炭層や非金属介在物を減少させて
も、軸受の転動疲労寿命、特に、高負荷あるいは高温と
いった過酷な条件下での軸受寿命の向上には大きな効果
が得られないことを多く経験したからである。このこと
から、特有の軸受寿命を律する他の要因の存在を確信し
たのである。

【０００５】そこで、本発明者らは、転がり軸受の剥離
の発生原因について調査を行った。その結果、軸受の内
・外輪と転動体との回転接触時に発生する繰り返し剪断
応力により、転動接触面の下層部分（表層部）に、図１
(a)に示すような、帯状の白色生成物と棒状の析出物か
らなるミクロ組織変化層が発生し、これが転動回数を増
すにつれて次第に成長し、終いにはこのミクロ組織変化
部から疲労剥離(図１(b))が生じて軸受寿命につながる
ということが判った。さらに、軸受使用環境の苛酷化す
なわち，高面圧化（小型化），使用温度の上昇は、これ
らミクロ組織変化が発生するまでの転動回数を短縮し、
従来の軸受鋼SUJ2では著しい軸受寿命の低下となるとい
うことをつきとめた。すなわち、軸受寿命というのは、
従来技術のような、脱炭層や非金属介在物だけの制御で
は不十分であり、例えば、単に非金属介在物の量や大き
さを低減させただけでは、上述した転動接触面下で発生
するミクロ組織変化が発生するまでの時間を遅延させる
ことはできない。その結果として、軸受寿命の今まで以
上の向上は図り得ないということを知見したのである。

【０００６】そこで、本発明の目的は、過酷な使用条件
の下での転動疲労寿命特性を向上させるために、高負荷
下における軸受使用中に発生するミクロ組織変化を遅延
させることができると共に、非金属介在物の最大粒径を
小さく抑制することにより、軸受寿命の著しい向上をも
たらすことのできる軸受鋼を提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、上
述した知見に基づき軸受寿命を律する要因として、新た
に“ミクロ組織変化遅延特性”というものに着目した。
そして、この特性の向上を図るには、当然そのための新
たな合金設計（成分組成）が必要であり、このことの実
現なくして軸受のより一層の寿命向上は図れないという
認識に立って、さらに種々の実験と検討とを行った。そ
の結果、Nb量を適正量含有させれば、繰り返し応力負荷
による転動接触面下に生成する上述したミクロ組織変化
を著しく遅延できることを見い出し、本発明軸受鋼に想
到した。

【０００８】すなわち、本発明軸受鋼は、以下の如き要
旨構成を有するものである。 (1) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を含み、残
部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ酸化物系非
金属介在物の最大粒径が８μｍ以下である，繰り返し応
力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼
（第１発明）。 (2) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を含有し、
さらに、Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Ni：
0.05〜1.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Cu：0.05〜1.0wt
％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：0.005〜0.07wt％及び
Ｎ：0.0005〜0.012wt％のうちから選ばれるいずれか１
種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、かつ酸化物系非金属介在物の最大粒径が８
μｍ以下である，繰り返し応力負荷によるミクロ組織変
化の遅延特性に優れた軸受鋼（第２発明）。 (3) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を含有し、
さらに、Si：0.5超〜2.5wt％，Cr：2.5超〜8.0wt％，N
i：1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，Ｗ：0.0
5〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，Ta：0.02〜0.5wt％，
Hf：0.02〜0.5wt％及びCo：0.05〜1.5wt％のうちから選
ばれるいずれか１種または２種以上を含み、残部がFeお
よび不可避的不純物からなり、かつ酸化物系非金属介在
物の最大粒径が８μｍ以下である，繰り返し応力負荷に
よるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼（第３発
明）。 (4) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を含有し、
さらに、下記Ｉ群の成分のうちから選ばれるいずれか１
種または２種以上を含み、さらに、下記II群の成分（た
だし、Ｉ群で選択されている元素は除く）のうちから選
ばれるいずれか１種または２種以上を含み、残部がFeお
よび不可避的不純物からなり、かつ酸化物系非金属介在
物の最大粒径が８μｍ以下である，繰り返し応力負荷に
よるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼（第４発
明）。記Ｉ群： Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Ni：0.
05〜1.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Cu：0.05〜1.0wt
％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：0.005〜0.07wt％及び
Ｎ：0.0005〜0.012wt％II群： Si：0.5超〜2.5wt％，Cr：2.5超〜8.0wt％，Ni：
1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，Ｗ：0.05〜
1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，Ta：0.02〜0.5wt％，H
f：0.02〜0.5wt％及びCo：0.05〜1.5wt％

【０００９】

【作用】以下に、上記合金設計になる本発明軸受鋼に想
到した背景につき、本発明者らが行った実験結果に基づ
いて説明する。まず、実験に当たり、 SUJ 2 ( Ｃ：1.02wt％, Si：0.25wt％, Mn：0.45wt
％, Cr：1.35wt％, Ｎ：0.0040wt％, Ｏ：0.0012wt％)
と、 SUJ 2 ( Ｃ：1.01wt％, Si：0.24wt％, Mn：0.46wt
％, Cr：1.32wt％, Ｎ：0.0042wt％, Ｏ：0.0015wt％)
と、多量のAlを添加した２種の材料 (Ｃ：1.00wt％, Si：0.31wt％, Mn：0.50wt％, N
b：0.46wt％, Ｏ：0.0008wt％, Ｎ：0.0050wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.30wt％, Mn：0.48wt％, N
b：0.44wt％, Ｏ：0.0036wt％, Ｎ：0.0050wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.27wt％, Mn：0.48wt％, N
b：0.88wt％, Ｏ：0.0010wt％, Ｎ：0.0042wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.27wt％, Mn：0.48wt％, N
b：0.89wt％, Ｏ：0.0014wt％, Ｎ：0.0045wt％) についての供試鋼材を作製した。ついで、これらの供試
材を焼ならし、球状化焼なまし、焼入れ焼もどしの各処
理を施したのち、それぞれの供試材から12mmφ×22mmの
円筒型の試験片を作製した。

【００１０】次に、これらの試験片をラジアルタイプ型
の転動疲労寿命試験機を用い、ヘルツ最大接触応力：60
0kgf/mm² ,繰り返し応力数： 46500 cpmの負荷条件の下
で転動疲労寿命の試験を行った。試験結果は、ワイブル
分布確立紙上にプロットし、非金属介在物の制御によっ
て影響される材料強度の上昇による転動疲労寿命の向上
を示す数値と見られるＢ₁₀（10％累積破損確率) と、高
負荷転動時の繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化発
生を遅延させることによる転動疲労寿命の向上を示す数
値と見られるＢ₅₀（50％累積破損確率）とを求めた。

【００１１】その結果、表１に示すように、介在物制御
をすることなく、単にNbを多量に添加しただけのものに
ついては、前記Ｂ₁₀値についての改善は小さいものの、
Ｂ₅₀値についてはかなり高い数値を示して著しく改善さ
れていることが判る。即ち、軸受平均寿命はSUJ 2 に比
べてＢ₁₀値で約２倍、Ｂ₅₀値で約５倍もの改善効果を示
していた。これに対し、Nbの多量添加とともに非金属介
在物の最大粒径を制御したものでは、高負荷転動中に生
成するミクロ組織変化の遅延特性に対して顕著な改善効
果を示すと共に、さらにＢ₁₀値に表れているように非金
属介在物を原因とする剥離に対する改善効果が認められ
た。なかでもは、鋼中酸素量が高いにもかかわらず介
在物制御によってＢ₁₀値は約７倍も優れており、ミクロ
組織変化の遅延と介在物の微細化がこのＢ₁₀値の向上に
作用していることが判る。

【００１２】

【表１】

【００１３】図２は、上記実験結果をまとめたものであ
って、非金属介在物粒径に起因する軸受寿命とミクロ組
織変化に起因する寿命との関係を示す模式図である。こ
の図に明らかなように、従来のように累積破損確率10％
のＢ₁₀値で示される軸受寿命（以下、これを「Ｂ₁₀転動
疲労寿命」という）は、Nbを添加することだけでは大き
な効果は期待し得ないが、非金属介在物制御をも併せて
行ったものの方が顕著な改善効果を示している。一方、
累積破損確率50％のＢ₅₀値で示される軸受寿命 (以下、
これを「Ｂ₅₀高負荷転動疲労寿命」という）でみると、
非金属介在物制御とは関係なくNb添加のみによっても改
善の効果が極めて顕著なものとなり、ミクロ組織変化生
成環境の下での軸受寿命を著しく向上させるのに有効な
ことが判る。

【００１４】そこで、本発明においては、主として繰り
返し応力負荷によるミクロ組織変化遅延特性の改善を図
るという観点から、以下に説明するような成分組成の範
囲を決定した。

【００１５】Ｃ： 0.5〜1.5 wt％Ｃは、基地に固溶してマルテンサイトの強化に有効に作
用する元素であり、焼入れ焼もどし後の強度確保とそれ
による転動疲労寿命を向上させるために含有させる。そ
の含有量が0.5 wt％未満ではこうした効果が得られな
い。一方、 1.5wt％超では被削性, 鍛造性が低下するの
で、 0.5〜1.5 wt％の範囲に限定する。

【００１６】Si：0.05〜0.5wt％，0.5超〜2.5wt％ Siは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられる他、基地に
固溶して焼もどし軟化抵抗の増大により焼入れ，焼もど
し後の強度を高めて転動疲労寿命を向上させる元素とし
て有効である。こうした目的の下に添加されるSiの含有
量は、0.05〜0.5wt％の範囲とする。また、このSiは、
0.5wt％超を添加すると、繰り返し応力負荷の下でのミ
クロ組織変化の遅延をもたらして転動疲労寿命を向上さ
せる効果がある。しかし、その含有量が2.5wt％を超え
ると、その効果が飽和する一方で加工性や靱性を低下さ
せるので、ミクロ組織変化遅延特性のより一層の向上の
ためには、0.5超〜2.5wt％を添加することが有効であ
る。

【００１７】Mn：0.05〜2.0 wt％ Mnは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、鋼の低酸素化
に有効な元素である。また、鋼の焼入れ性を向上させる
ことにより基地マルテンサイトの靱性, 硬度を向上さ
せ、転動疲労寿命の向上に有効に作用する。こうした目
的のためにMnを、0.05〜2.0 wt％の範囲内で添加する。

【００１８】Cr：2.5 超〜8.0 wt％ Crは、2.5 wt％を超えて多量に添加した場合には、繰り
返し応力負荷によるミクロ組織変化を遅延せしめて、こ
の面での転動疲労寿命を向上させるのに有効である。そ
して、この目的のためのCr添加の効果は、8.0 wt％を超
えると飽和するのみならず、却って焼入れ時の固溶Ｃ量
の低下を招いて強度が低下する。従って、Crは、2.5 超
〜8.0 wt％の範囲内で添加する。

【００１９】Ni：0.05〜1.0 wt％, 1.0 超〜3.0 wt％ Niは、焼入れ性の増大により焼入れ焼もどし後の強度を
高め靱性を向上させるとともに、転動疲労寿命を向上さ
せるので、この目的のためには0.05〜1.0 wt％の範囲内
で添加する。さらに、このNiは、 1.0wt％を超えて添加
した場合には、転動時のミクロ組織変化を遅らせ、それ
により転動疲労寿命を向上させる。しかし、この場合で
も３wt％を超えて添加すると、多量の残留γを析出して
強度の低下ならびに寸法安定性を害することになる他、
コストアップになるため、この作用効果を期待する場合
には、1.0 超〜3.0 wt％の範囲内で添加することが必要
である。

【００２０】Mo：0.05〜0.5 wt％ Moは、基本的には残留炭化物の安定化により耐摩耗性を
向上させる元素であり、とくに、焼入れ性を増大して焼
入れ焼もどし後の強度向上に寄与すると共に、安定炭化
物の析出により、耐摩耗性と転動疲労寿命とを向上させ
る。

【００２１】Nb：0.05〜1.0 wt％ Nbは、本発明において最も重要な役割を担っている成分
であり、これの含有は上述した繰り返し応力負荷による
ミクロ組織変化の発生を遅らせる作用をも有する。ま
た、結晶粒微細化に寄与して靱性を向上させる。これら
の作用, 効果は、0.05wt％の含有によって顕著なものと
なる。一方、この量が1.0 wt％を超えると、焼入れ時に
固溶Ｃ量が減少して強度の低下を招く他、上述した
Ｂ₁₀, Ｂ₅₀値の両方に影響を及ぼす転動疲労寿命の向上
に対する効果が飽和するので、0.05〜1.0wt％の範囲で
含有させる。

【００２２】Cu：0.05〜1.0 wt％ Cuは、焼入れの増大により焼入れ焼もどし後の強度を高
めることにより、転動疲労寿命を向上させる。この作用
効果は0.05wt％の添加で顕著となり、1.0 wt％を超える
と飽和するので、0.05〜1.0 wt％の範囲で添加する。

【００２３】Ｂ：0.0005〜0.01wt％Ｂは、焼入れ性の増大により焼入れ焼もどし後の強度を
高め、転動疲労寿命を向上させるので、0.0005wt％以上
を添加する。しかしながら、0.01wt％を超えて添加する
と加工性を劣化させるので、0.0005〜0.01wt％の範囲に
限定する。

【００２４】Al：0.005 〜0.07wt％ Alは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられると同時に、
鋼中Ｎと結合して結晶粒を微細化して鋼の靱性向上に寄
与する。また、焼入れ焼きもどし後の強度を高めること
による転動疲労寿命の向上にも有効に作用する。このよ
うな作用のためにAlは、0.005 〜0.07wt％添加すること
が有効である。

【００２５】Ｎ：0.0005〜0.012 wt％, 0.012 超〜0.05
wt％Ｎは、窒化物形成元素と結合して結晶粒を微細化すると
共に、基地に固溶して焼入れ焼もどし後の強度を高め、
転動疲労寿命を向上させる。この目的のためには0.0005
〜0.012 wt％の範囲内で添加する。また、このＮは、0.
012 wt％を超えて添加した場合には、繰り返し応力によ
るミクロ組織変化を遅らせることにより転動疲労寿命を
向上させる。ただし、その量が0.05wt％を超えると、加
工性が低下するため、この目的のためには0.012 超〜0.
05wt％を添加する。

【００２６】Ｐ≦0.025 wt％Ｐは、鋼の靱性ならびに転動疲労寿命を低下させること
から可能なかぎり低いことが望ましく、その許容上限は
0.025 wt％である。

【００２７】Ｓ≦0.025 wt％Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、被削性を向上させ
る。しかし、多量に含有させると転動疲労寿命を低下さ
せることから、0.025 wt％を上限としなければならな
い。

【００２８】以上、繰り返し応力負荷によるミクロ組織
変化を遅延させることによる転動疲労寿命を改善すると
共に、強度の上昇を通じて転動疲労寿命を改善するため
の主要成分（NbおよびSi, Mn, Cr, Ni, Cu, Al, Ｂ,
Ｎ）およびＣ，Ｐ，Ｓの限定理由について説明したが、
本発明ではさらに、Ｗ, Zr, Ta, HfおよびCoのうちから
選ばれるいずれか１種または２種以上を添加することに
より、高負荷時の転動疲労寿命を改善させるようにして
もよい。

【００２９】上記各元素の好適添加範囲と添加の目的、
上限値、下限値限定の理由につき、表２にまとめて示
す。

【表２】

【００３０】なお、本発明においては、被削性を改善す
るために、Ｓ，Se, Te, REM, Pb,Bi, Ca, Ti, Mg, Ｐ，
Sn, As等を添加しても、上述した本発明の目的である繰
り返し応力負荷によるミクロ組織変化による遅延特性を
阻害することはなく、容易に被削性を改善することがで
きるので、必要に応じて添加してもよい。

【００３１】次に、本発明においては、上記成分組成の
限定に加え、鋼中の酸化物系非金属介在物の形態（大き
さ）制御を行うことよって、主として上述したＢ₁₀転動
疲労寿命の一層の向上を図ることにした。

【００３２】そこでまず、発明者らは、酸化物系非金属
介在物量ならびに成分組成が異なる２種の材料：即ち、
高炭素クロム軸受鋼（JIS-SUJ2)(Ａ）と、上記適合範囲
内組成の軸受鋼（Ｂ）とを用いて、鋼中の酸化物系非金
属介在物最大径とＢ₁₀転動疲労寿命との関係を調査し
た。その結果、図３に示すように、鋼中の酸化物系非金
属介在物量あるいは組成に関係なく、該非金属介在物の
最大径が８μｍを越えると、Ｂ₁₀転動疲労寿命は目立っ
て低下することが判り、このことから、本発明軸受鋼と
しては、最大粒径が８μｍ以下になるようにすることが
必要である。

【００３３】

【実施例】表３, 表４，表５に示す成分組成の鋼を常法
にて溶製し、得られた鋼材につき1240℃で30h の拡散焼
鈍の後に65mmφの棒鋼に圧延した。次いで、焼ならし−
球状化焼なまし−焼入れ−焼もどしの順で熱処理を行
い、ラッピング仕上げにより12mmφ×22mmの円筒型転動
疲労寿命試験片を作製した。非金属介在物の試験は、 4
00倍で 800視野の酸化物系非金属介在物を測定し、各視
野での介在物最大径をGumbel確率紙上にまとめ、50000
mm²相当の極値を算出し、鋼中に存在する酸化物系非金
属介在物最大粒径とした。また、転動疲労寿命試験は、
ラジアルタイプの転動疲労寿命試験機を用いて、ヘルツ
最大接触応力：600 kgf/mm² , 繰り返し応力数約46500
cpm の条件で行った。試験結果は、ワイブル分布に従う
ものとして確率紙上にまとめ、鋼材No.1 (従来鋼である
JIS- SuJ２) の平均寿命 (累積破損確率：10％および50
％における、剥離発生までの総負荷回数) を１として、
その他の鋼種のものを対比して評価したものである。そ
の評価結果を、表３，表４，表５にそれぞれ併せて示し
た。

【００３４】

【表３】

【００３５】

【表４】

【００３６】

【表５】

【００３７】表３, ４，５に示す結果から明らかなよう
に、鋼中Ｃ量が本発明範囲外である鋼材No.4、鋼中Nb量
が本発明範囲外である鋼材No.5のＢ₅₀転動疲労寿命は、
従来鋼（鋼材No.1）と同じか、むしろ悪い。また、介在
物最大径が８μm を超えるNo.3では、Ｂ₁₀転動疲労寿命
が悪いという結果となった。これに対し、第１発明鋼で
ある鋼材No.6のＢ₁₀値, Ｂ₅₀値は、いずれも従来鋼（鋼
材No.1) に比較して３〜４倍も優れている。すなわち、
軸受鋼へのNbの多量添加がミクロ組織変化を著しく遅延
し、介在物最大径の制御によって、軸受のあらゆる転動
疲労寿命の向上に対して有効に作用したことが窺える。

【００３８】なかでも、Nbに加えてSi, Cr, W,, Zr, T
a, Hf, Co, N の単独添加およびそれらの複合添加例
（第３発明鋼）No. 18〜28の場合には、上記平均寿命
（Ｂ₅₀転動疲労寿命）は、より一層向上することが確か
められた。

【００３９】また、介在物粒径制御にあわせ強度上昇に
よる寿命改善成分を単独または複合して添加してなる第
２本発明例（No.7〜17) は、Ｂ₁₀軸受寿命の方も極めて
高い改善の程度を示した。さらに、全ての寿命改善成分
を選択的に添加してなる第４発明鋼の場合、寿命改善傾
向は一層顕著となる。

【００４０】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明によれば、
基本的には0.05〜1.0 wt％のNb含有軸受鋼とすることに
より、繰り返し応力負荷に伴うミクロ組織変化の遅延を
もたらすことによる転動疲労寿命の向上を達成して、こ
の面において高寿命の軸受用の鋼を提供することができ
る。しかも、非金属介在物の粒径制御を通じて材料強度
を高めることによって、この面における転動疲労寿命の
向上をも実現できる。なお、本発明にかかる軸受鋼の開
発によって、転がり軸受の小型化ならびに軸受使用温度
のより以上の上昇が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ），（ｂ）は、繰り返し応力負荷の下に、
発生するミクロ組織変化のようすを示す金属組織の顕微
鏡写真。

【図２】介在物に起因する軸受寿命とミクロ組織変化に
起因する軸受寿命とに及ぼすNbの影響を示す説明図。

【図３】非金属介在物最大径と軸受転動疲労寿命との関
係を示すグラフ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者天野虔一千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (56)参考文献特開昭55−145158（ＪＰ，Ａ) 特開平４−362123（ＪＰ，Ａ) 特開平３−47947（ＪＰ，Ａ) 特開平３−271319（ＪＰ，Ａ) 特開平３−56640（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−62847（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を
含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ酸
化物系非金属介在物の最大粒径が８μｍ以下である，繰
り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れ
た軸受鋼。
【請求項２】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を
含有し、さらに、Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt
％，Ni：0.05〜1.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Cu：0.05
〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：0.005〜0.07wt
％及びＮ：0.0005〜0.012wt％のうちから選ばれるいず
れか１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避
的不純物からなり、かつ酸化物系非金属介在物の最大粒
径が８μｍ以下である，繰り返し応力負荷によるミクロ
組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼。
【請求項３】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を
含有し、さらに、Si：0.5超〜2.5wt％，Cr：2.5超〜8.0
wt％，Ni：1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，
Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，Ta：0.02〜0.
5wt％，Hf：0.02〜0.5wt％及びCo：0.05〜1.5wt％のう
ちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含み、残
部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ酸化物系非
金属介在物の最大粒径が８μｍ以下である，繰り返し応
力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受
鋼。
【請求項４】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Nb：0.05〜1.0wt％を
含有し、さらに、下記Ｉ群の成分のうちから選ばれるい
ずれか１種または２種以上を含み、さらに、下記II群の
成分（ただし、Ｉ群で選択されている元素は除く）のう
ちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含み、残
部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ酸化物系非
金属介在物の最大粒径が８μｍ以下である，繰り返し応
力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受
鋼。記Ｉ群： Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Ni：0.
05〜1.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Cu：0.05〜1.0wt
％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：0.005〜0.07wt％及び
Ｎ：0.0005〜0.012wt％II群： Si：0.5超〜2.5wt％，Cr：2.5超〜8.0wt％，Ni：
1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，Ｗ：0.05〜
1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，Ta：0.02〜0.5wt％，H
f：0.02〜0.5wt％及びCo：0.05〜1.5wt％