JP5652555B2 - 軸受鋼とその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）複合酸硫化物の生成を制御することにより、アルミ酸化物、窒化チタン、硫化物マンガン等の有害介在物の影響を抑制した、優れた疲労特性を有する軸受鋼とその製造方法とに関するものである。
本願は、２０１１年１０月２０日に、日本に出願された特願２０１１−２３０８３２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
軸受鋼は、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」などの転がり軸受けに使用される。また、近年、例えば、磁気記録媒体であるハードディスク装置に使用されるディスク駆動用などの軸受としても使用されている。その他、電子機器、家電製品、計器、医療機器などの軸受けとしても使用されている。
これらの軸受に使用される軸受鋼は、転がり疲労特性が優れることが要求される。軸受鋼中に含まれる介在物が粗大で、かつ多量であると疲労寿命に悪影響を与える。よって、疲労特性の向上の目的から、介在物はできるだけ微細で、かつ少量であることが望まれている。
軸受鋼に含まれる有害介在物として、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）などの酸化物、硫化マンガン（ＭｎＳ）などの硫化物、窒化チタン（ＴｉＮ）などの窒化物などが知られている。
転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれる。アルミナ介在物は、この溶存酸素と、酸素と親和力の強いＡｌとが化合することにより生成される。
また、製鋼工程で使用される取鍋などはアルミナ系耐火物で構築される場合が多い。よって、溶鋼を、Ａｌでなく、ＳｉやＭｎで脱酸した場合でも、溶鋼と上記耐火物との反応により、溶鋼中にＡｌが溶出し、このＡｌが再酸化されることで、溶鋼中にアルミナが生成される。アルミナ介在物は、硬質であるとともに、凝集、合体して粗大なアルミナクラスターとなるため、疲労特性を劣化させる原因となる。
アルミナ介在物の低減及び除去については、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス装置や粉体吹き込み装置などの二次精錬装置の適用による脱酸生成物の低減が主に行われている。その他、断気やスラグ改質などによる再酸化防止、スラグカットによる混入酸化物の低減、及び、その組合せによる介在物の低減が行われている。
例えば、Ａｌを０．００５質量％以上含有するＡｌキルド鋼を製造する際、溶鋼中にＣａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）から選ばれる２種以上とＡｌとからなる合金を投入することで、生成する介在物中のアルミナを３０〜８５質量％の範囲内に調整する製造方法が知られている。
特許文献１には、アルミナクラスター生成防止のため、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａから選択された２種以上を添加することにより、生成する介在物を低融点の複合介在物とする技術が開示されている。ただ、この技術は、スリバー疵防止に有効かもしれないが、軸受鋼で要求されるレベルにまで有害介在物のサイズを微細にすることができない。これは、介在物を低融点介在物にすると、これら介在物が凝集、合体してより粗大化してしまうからである。
ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭが介在物を球状化し、疲労特性が向上するという作用効果を有する。このように介在物の形態を制御するため、必要に応じて、ＲＥＭを添加してもよいが、０．０１０質量％を超える添加は、介在物を増加させ、却って疲労寿命を低下させる。例えば、特許文献２には、ＲＥＭ添加量を０．０１０質量％以下に制御する必要性が開示されている。しかし、特許文献２には、そのメカニズムや、介在物の組成及び存在状態に関する開示がない。
また、ＭｎＳなどの硫化物は、鍛造などの塑性加工によりその形状が延伸されるため、繰り返し応力が負荷された際に、疲労蓄積源となって破壊起点となり、そして、疲労特性を劣化させる。よって、疲労特性を改善するためには、このような硫化物を制御する必要がある。
硫化物の生成を防止する方法としては、Ｃａを添加することにより脱硫する方法が知られている。しかし、Ｃａの添加により形成されるＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物は、塑性加工によりその形状が延伸されやすく、繰り返し応力が負荷された際に、疲労蓄積源となって破壊起点となりやすいという問題を有する。加えて、Ｃａの添加は、ＴｉＮに対して効果を有さない。
また、ＴｉＮなどの窒化物は、非常に硬質でかつ尖った形状で析出するため、疲労蓄積源となって破壊起点となり、そして、疲労特性を劣化させる。例えば、特許文献３には、Ｔｉが０．００１質量％超添加されると疲労特性が悪化することが開示される。
ＴｉＮの生成を抑制するためには、Ｔｉ含有量を０．００１質量％以下に調整することが重要となる。しかし、Ｔｉは溶銑やスラグにも含まれている為、安定して含有量を低くすることが難しい。そこで、Ｔｉ、Ｎを溶鋼段階で高効率に除去することが必要となるが、製鋼コストが高くなってしまい好ましくない。
上述のように、軸受鋼として要求される疲労特性を向上させるために必要となる、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ及びＴｉＮなどの有害介在物を制御する技術は、現状、見当たらない。
日本国特開平０９−２６３８２０号公報 日本国特開平１１−２７９６９５号公報 日本国特開２００４−２７７７７７号公報
本発明の一実施態様は、前述のような従来技術の問題点を解決し、疲労特性に優れた軸受鋼とその製造方法とを提供することを課題とする。
本発明者らは、上記従来技術の問題点を解決するために実験及び検討を重ねた結果、上記有害介在物の生成とその析出形態とを制御するため、ＲＥＭ、Ａｌ、及び、Ｃａなどの化学成分の含有量を調整すると共に、脱酸方法および軸受鋼製造方法を制御することにより、軸受鋼の金属組織に、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合介在物（以下、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と呼ぶ）を形成させることを見出した。
Ａｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が、このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に変態することにより、粗大なアルミナクラスターが形成されることが抑制され、かつ、上記複合酸化物が塑性加工により延伸して粗大になることが抑制される。そして、このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が、鋼中のＳを固定化することにより、粗大ＭｎＳの生成が抑制される。加えて、このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面に、ＴｉＮが複合析出することにより、単独で存在するＴｉＮの個数が減少する。
本発明の要旨は、次のとおりである。
（１）本発明の一実施態様に係る軸受鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．９％〜１．５％、Ｓｉ：０．１％〜０．８％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ｃｒ：０．５％〜２．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００００１％〜０．００５０％、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０５０％、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％、を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０５％以下、に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織が、介在物として、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合酸硫化物と、ＴｉＮと、ＭｎＳと、Ａｌ２Ｏ３と、Ａｌ及びＣａを含む複合酸化物と、を含有し、前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、５０％以上１００％未満であり、かつ、長径が５μｍ以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上２個以下であり、前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上１．０個未満である。
（２）上記（１）に記載の軸受鋼で、前記化学成分の前記Ｓ含有量が、Ｓ：０．０１％超〜０．０５％、であるとき、前記Ｃａ含有量を、Ｃａ：０．０００５０％〜０．００５０％、としてもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の軸受鋼で、前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％〜０．７０％、Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、Ｗ：０．０５％〜１．００％、Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、のうち少なくとも１つを含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の軸受鋼で、前記複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、２０質量％以下であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の軸受鋼で、長径が１０μｍ以上である前記ＭｎＳの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮとの個数とが、観察面１ｍｍ２あたり、合計で５個以下であってもよい。
（６）上記（３）に記載の軸受鋼で、前記Ｃｕ及び前記Ｎｉの質量％で示した含有量が、Ｃｕ≦Ｎｉを満足してもよい。
（７）上記（６）に記載の軸受鋼で、前記複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、２０質量％以下であってもよい。
（８）上記（６）又は（７）に記載の軸受鋼で、長径が１０μｍ以上である前記ＭｎＳの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮとの個数とが、観察面１ｍｍ２あたり、合計で５個以下であってもよい。
（９）本発明の一実施態様に係る軸受鋼の製造方法は、金属組織が、介在物として、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合酸硫化物と、ＴiＮと、ＭｎＳと、Ａｌ ２ Ｏ ３ と、Ａｌ及びＣａを含む複合酸化物と、を含有し、前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、５０％以上１００％未満であり、かつ、長径が５μｍ以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面１ｍｍ ２ あたり、０．００１個以上２個以下であり、前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ ２ あたり、０．００１個以上１．０個未満である軸受鋼の製造方法であって、Ａｌを用いて溶鋼を脱酸するＡｌ脱酸工程と；前記Ａｌ脱酸工程後の前記溶鋼を、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌを用いて５分以上１２分以下の脱酸を行うＲＥＭ脱酸工程と；前記ＲＥＭ脱酸工程後の前記溶鋼を、鋳造して、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．９％〜１．５％、Ｓｉ：０．１％〜０．８％、Ｍｎ：０．１％〜１．５％、Ｃｒ：０．５％〜２．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００００１％〜０．００５０％、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０５０％、Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％、を含有し、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０５％以下、に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳片を得る鋳造工程と；前記鋳片を、１２７０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱して、前記加熱後に、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲で６０秒以上の保持を行う加熱保持工程と；前記加熱保持工程後の前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と；を有する。
（１０）上記（９）に記載の軸受鋼の製造方法で、前記溶鋼の化学成分が、質量％で、Ｓ：０．０１％超〜０．０５％、を含有するとき、前記ＲＥＭ脱酸工程後で前記鋳造工程前の前記溶鋼に、Ｃａを添加して真空脱ガス処理を行う真空脱ガス工程をさらに有してもよい。
（１１）上記（９）又は（１０）に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％〜０．７０％、Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、Ｗ：０．０５％〜１．００％、Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、のうち少なくとも１つを含有してもよい。
（１２）上記（９）〜（１１）のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させて鋳造してもよい。
（１３）上記（９）〜（１２）のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、７００℃〜７５０℃の温度範囲に加熱して、３０時間以上５０時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有してもよい。
（１４）上記（１０）に記載の軸受鋼の製造方法で、前記ＲＥＭ脱酸工程後で前記真空脱ガス工程前の前記溶鋼に、さらに、ＣａＯ−ＣａＦ２を添加して脱硫を行うフラックス工程を有してもよい。
（１５）上記（１４）に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％〜０．７０％、Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、Ｗ：０．０５％〜１．００％、Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、のうち少なくとも１つを含有してもよい。
（１６）上記（１４）又は（１５）のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させて鋳造してもよい。
（１７）上記（１４）〜（１６）のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、７００℃〜７５０℃の温度範囲に加熱して、３０時間以上５０時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有してもよい。
本発明の上記態様に係る軸受鋼とその製造方法とによれば、Ａｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物がＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に変態することにより、粗大なアルミナクラスターの形成と、上記複合酸化物が延伸して粗大になることとが抑制され、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化することにより粗大なＭｎＳの生成が抑制され、そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＴｉＮを複合することにより単独で存在するＴｉＮの個数が減少する。これらの結果、上記課題を解決することが可能となる。
本発明の一実施形態に係る軸受鋼の金属組織写真である。 従来技術に係る軸受鋼の金属組織写真である。 長径が１０μｍ以上であるＭｎＳ及びＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮの合計個数と、軸受鋼の疲労特性との関係である。
以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。
先ず、本発明の一実施形態に係る軸受鋼の基本成分に関して、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
Ａｌ：０．０１％〜０．０５％
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸元素であり、また、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の形成に必要な元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量が０．０１％以上である必要がある。しかし、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、Ａｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物へ変態しない。これは、Ａｌ含有量が０．０５％超の場合、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物よりも、Ａｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が安定状態になるからだと考えられる。
Ａｌ２Ｏ３は、硬質酸化物であり、疲労特性低下の要因になるだけでなく、鋳造時の耐火物の耐久性も大きく低下させる。連続鋳造時には、この硬質酸化物が、ノズルに付着し、ノズル詰りを助長する。Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物は、Ａｌ２Ｏ３ほど硬質ではないが、通常、Ａｌ２Ｏ３よりサイズが大きく、疲労特性を劣化させる原因となる。よって、Ａｌ含有量の上限を０．０５％とする。
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０５０％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は強力な脱硫、脱酸元素であり、本発明の一態様の効果を十分に発揮させるために、極めて重要な元素である。ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。
ＲＥＭ含有量が０．０００１％未満の場合、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物へ変態しないＡｌ２Ｏ３とＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物とが増加する。そのため、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と化合しないＳにより粗大ＭｎＳが生成し、そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面に析出せずに単独で存在するＴｉＮが増加する。
ＲＥＭ含有量が０．０５０％を超えると、コスト高となるだけでなく、生成したＲＥＭ含有介在物により、鋳造時のノズル閉塞が発生しやすくなって製造性が悪化する。よって、ＲＥＭ含有量を０．０００１％〜０．０５０％とする。より好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．０００３％〜０．０５０％とし、さらに好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．００１％超〜０．０５０％とし、最も好ましくは、ＲＥＭ含有量を０．００３％超〜０．０５０％とする。
Ｃ：０．９％〜１．５％
Ｃ（炭素）は、焼入れ時の硬さを確保して疲労寿命を向上させる元素であり、また、球状炭化物の分散とマトリックスのマルテンサイト変態とにより強度を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｃ含有量が０．９％以上である必要がある。しかし、Ｃ含有量が１．５％を超えると、耐磨耗性は向上するものの、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命が低下し、また焼割れの原因となる。したがって、Ｃ含有量を０．９％〜１．５％とする。より好ましくは、Ｃ含有量の下限値を１．０％、上限値を１．２％とする。
Ｓｉ：０．１％〜０．８％
Ｓｉ（ケイ素）は、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量が０．１％以上でなければならない。しかし、Ｓｉ含有量が０．８％超では、上記効果が飽和し、加えて、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下し、また焼割れの原因となる。したがって、Ｓｉ含有量を０．１％〜０．８％とする。より好ましくは、Ｓｉ含有量はの下限値を０．１５％、上限値を０．７％とする。
Ｍｎ：０．１％〜１．５％
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性を高めて強度を高め、疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量が０．１％以上でなければならない。しかし、Ｍｎ含有量が１．５％超では、上記の焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．１％〜１．５％とする。より好ましくは、Ｍｎ含有量の下限値を０．２％、上限値を１．１５％とする。最も好ましくは、Ｍｎ含有量の下限値を０．５％超、上限値を１．１５％とする。
Ｃｒ：０．５％〜２．０％
Ｃｒ（クロミウム）は、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量が０．５％以上でなければならない。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％超では、上記効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃｒ含有量を０．５％〜２．０％とする。より好ましくは、Ｃｒ含有量の下限値を０．９％、上限値を１．６％とする。最も好ましくは、Ｃｒ含有量の下限値を１．０％超、上限値を１．６％未満とする。
Ｃａ：０．００００１％〜０．００５０％
Ｃａ（カルシウム）は、脱酸元素、及び脱硫元素である。Ｃａは、酸化物を軟質化する作用も有する。快削鋼にＣａを添加すると、切削中にベラーグ（Ｂｅｌａｇ）という酸化物被膜が切削熱によって生成し、工具表面を被覆・保護して切削工具寿命を延ばすことが知られている。
そして、Ｃａは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の形成に必要な元素である。このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化することにより粗大なＭｎＳの生成が抑制される。しかし、Ｃａ含有量が０．００００１％未満である場合、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が形成されず、Ｃａを含まないＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が形成される。
このＣａを含まないＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、Ｓを固定化する効果が小さい。Ｓを固定化する効果を高めるためには、ＣａとＲＥＭとを含むＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を形成させる必要がある。そのためには、Ｃａ含有量を、０．００００１％以上とする必要がある。好ましくは、Ｃａ含有量の下限値を０．０００１０％とする。さらに好ましくは、Ｃａ含有量の下限値を０．０００５０％とする。なお、０．００００１％レベルである鋼中のＣａ含有量を検出するには、誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ − Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）、または、必要に応じて、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ − Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）等の高感度元素分析法を用いればよい。
通常、鋼は、Ｃａを意図的に添加しなくても、不可避的に、０．０００１％程度のＣａを含有している。この不可避的に含有されるＣａも、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を形成する効果を有する。よって、不可避的に含有されるＣａが０．００００１％以上である場合には、Ｃａを意図的に添加しなくてもよい。不可避的に含有されるＣａによって形成されるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が、Ｓを固定化する効果を発揮する。
基本的には清浄度鋼である軸受鋼では研磨面に認められる介在物数も少ないため、介在物(ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ、及びＴｉＮなど）の組成をＥＰＭＡ（電子線マイクロ分析、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）、または、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−Ｒａｙ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を備えたＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）等を利用して直接解析することができる。すなわち電子線をあてた場合のＸ線信号から、介在物中のＡｌやＣａやＳの有無などを介在物ごとに解析するため、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が形成されていることを確認できる。さらにその信号強度から組成比率を半定量的ながら算出することが可能である。また、必要に応じて、ＥＤＸを備えたＴＥＭ（透過型電子顕微鏡、Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）等を利用して直接解析してもよい。本発明者らは、Ｃａ含有量が０．００００１％未満である高純度原料を含む種々の原料（鋳片）を使用して、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が形成されるためのＣａ下限値を、上記分析方法により調査した。その結果、上記したように、鋼中（鋳片）のＣａ含有量が０．００００１％以上のときに、介在物として、Ｃａを含まないＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物ではなく、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が形成されることを見出した。
ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＳを固定化する効果をさらに高めたい場合、Ｃａを意図的に添加することが好ましい。例えば、Ｓが高い含有量であり、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＳを固定化する効果をさらに高めたい場合、Ｃａを意図的に添加することが好ましい。具体的には、Ｓ含有量が０．０１％超〜０．０５％であるとき、Ｃａ含有量が０．０００５０％〜０．００５０％となるように、Ｃａを意図的に添加することが好ましい。この結果、たとえＳ含有量が０．０１％超〜０．０５％であるような高含有量であっても、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化する効果が十分に高まり、そして、ＭｎＳの析出が十分に抑制される。
また、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物であるＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、及びＣａＯが多く形成され、疲労寿命が損なわれる。特に、Ａｌ２Ｏ３にＣａが複合したＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物は、通常、Ａｌ２Ｏ３よりサイズが大きく、疲労特性を劣化させる。したがって、Ｃａ含有量の上限値は０．００５０％以下とする。なお、Ｃａは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物中に固溶しており、単独にＣａＳが存在する訳ではない。
Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％
Ｏ（酸素）は、脱酸により鋼から除去されるべき元素であるものの、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を析出させるために必要な元素である。この効果を得るためには、Ｏ含有量が０．０００１％以上である必要がある。ただし、Ｏ含有量が０．００３０％を超えると、酸化物が多数残存し、疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｏ含有量の上限値は０．００３０％以下とする。なお、上記Ｏ含有量は、鋼中に固溶する酸素と、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物やＡｌ２Ｏ３に含まれる酸素などとを合計したトータル酸素（Ｔ．Ｏ：Ｔｏｔａｌ Ｏｘｙｇｅｎ）を意味する。
上記した基本成分の他に、本実施形態に係る軸受鋼は、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｔｉ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｄ等の元素を意味する。この中で、Ｔｉ、Ｎ、Ｐ及びＳは、本発明の一態様の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限する必要がある。ここで、記載する％は、質量％である。また、不純物含有量の制限範囲には０％が含まれるが、工業的に安定して０％にすることが難しい。
Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉ（チタニウム）は不純物であり、ＴｉＣ、ＴｉＮおよびＴｉＳなどの微細介在物を生成し、疲労特性を劣化させる元素である。特にＴｉＮは、角型形状に析出するため、繰り返し応力が負荷された際に応力集中して、破壊起点になりやすい。よって、この角型形状に析出するＴｉＮを抑制することが非常に重要である。
金属組織にＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が存在する場合、ＴｉＮは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を優先的な核生成サイトとして複合析出する。そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、図１に示すような略球形状であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−ＴｉＮ複合酸硫化物となる。その結果、図２中のＢとして示すような、尖がった角型形状で硬質なＴｉＮが、単独に析出することが抑制される。なお、上記金属組織について、詳細は後述する。
ＴｉＮをＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に複合析出させて、単独に存在するＴｉＮの析出量を低減するためには、Ｔｉ含有量を０．００５％未満に制限する必要がある。なお、従来、ＴｉＮによる疲労特性の劣化を抑制するためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以下とする必要があった。しかし、本発明の一態様では、Ｔｉ含有量が０．００５％未満であるならば、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の効果により、従来知見レベルよりもＴｉが多く含まれても疲労特性が良好となる。このようにＴｉ含有量を０．００５％未満に制限すれば、安定して疲労特性の良い軸受鋼を製造することが可能となる。
ＴｉＮ析出量を低減するためには、Ｔｉ含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｔｉ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００２％以下とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｔｉ含有量の制限範囲は、０．０００２％超〜０．００５％未満であることが好ましい。製鋼コストの観点から、Ｔｉ含有量の制限範囲を０．００１％超〜０．００５％未満とするとさらに好ましい。なお、通常の操業条件では、不可避的に、Ｔｉが０．００３％程度含有される。
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎ（窒素）は不純物であり、窒化物を形成して疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性および靭性に悪影響を及ぼす元素である。Ｎ含有量が０．０１５％を超えると上記弊害が顕著となる。したがって、Ｎ含有量を０．０１５％以下に制限する。
窒化物量を低減するためには、Ｎ含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｎ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００８％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｎ含有量の制限範囲は、０．０００８％〜０．０１５％であることが好ましい。さらに好ましくは、Ｎ含有量の制限範囲を０．０００８％〜０．０１０％とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐ（リン）は不純物であり、結晶粒界に偏析して疲労寿命を損ねる元素である。Ｐ含有量が０．０３％を超えると、疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量を０．０３％以下に制限する。
疲労寿命の低下を抑制するためには、Ｐ含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００５％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｐ含有量の制限範囲は、０．０００５％〜０．０３％であることが好ましい。さらに好ましくは、Ｐ含有量の制限範囲を０．０００５％〜０．０２％とする。
Ｓ：０．０５％以下
Ｓ（硫黄）は不純物であり、硫化物を形成する元素である。Ｓ含有量が０．０５％を超えると、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に含まれるＲＥＭとＣａとのＳを固定化する効果が不十分となり、図２中のＤとして示すような粗大なＭｎＳが形成されて、疲労寿命を損ねる。したがって、Ｓ含有量を０．０５％以下に制限する必要がある。
ＭｎＳ析出を抑制するためには、Ｓ含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００３％以下とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｓ含有量の制限範囲は、０．０００３％超〜０．０５％であることが好ましい。また、Ｓには被削性を高める作用があり、Ｓ含有量が０．００５％以上の場合に被削性が向上する。このため被削性を重視する場合には、Ｓ含有量の制限範囲を０．００５％〜０．０５％としてもよい。
Ｓ含有量が０．０５％以下であり、かつ、不可避的にＣａが０．００００１％以上含有されるならば、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＳを固定化する効果により、ＭｎＳの析出量が許容範囲内に抑制される。この場合、Ｃａを意図的に添加しなくてもよい。ただ、Ｓを固定化する効果をさらに高めたい場合に、Ｃａを意図的に添加することが好ましい。Ｓ含有量が上記制限範囲内で高い含有量であるとき、具体的には、Ｓ含有量が０．０１％超〜０．０５％であるとき、Ｃａを添加して、Ｃａ含有量を０．０００５０％〜０．００５０％とすることが好ましい。この結果、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化する効果が十分に高まり、そして、ＭｎＳの析出が十分に抑制される。
なお、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化する効果は、ＲＥＭとＣａとにより得られるが、ＲＥＭは鋳造時のノズル閉塞等の問題を有するため、上記上限値以上に添加することができない。よって、Ｓを固定化する効果は、Ｃａ含有量により制御することが好ましい。
以上が、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）である。上記の基本元素が含有または制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。しかし、この基本成分に加えて、残部の鉄の一部の代わりに、本実施形態では、必要に応じて以下の選択元素を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に、例えば、各選択元素の下限未満の量だけ混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
すなわち、本実施形態に係る軸受鋼は、さらに、選択成分として、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｂのうちの少なくとも一つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
Ｖ：０．０５％〜０．７０％
Ｖは、炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素である。Ｖの添加により、円相当径が０．２μｍ未満の微細なＶの炭化物、窒化物、炭窒化物を生成して、焼戻し軟化抵抗の向上、降伏点の上昇、及び、旧オーステナイトの微細化などの効果を有する。Ｖ含有量を多くし、焼戻し時間を延長することで、上記析出物を十分に析出させて、硬度と引張強度とを上昇させることもできる。
これらの効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０５％〜０．７０％とすることが好ましい。Ｖ含有量が０．０５％未満では、上記効果が得られない。より好ましくは、Ｖ含有量の下限値を０．１０％とする。なお、下限未満の量のＶが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
Ｖ含有量が０．７０％超では、焼入れ前の加熱でも十分に溶解せず、粗大な球状炭化物、いわゆる、未溶解炭化物が残留し、加工性や疲労特性を阻害するおそれがある。また、Ｖを添加することで、加工前の割れや、伸線時の断線の原因となる過冷組織を生じ易くなる。よって、Ｖ含有量の上限値は０．７０％であることが好ましい。軸受製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を重視する場合には、Ｖ含有量の上限値が０．５０％であることが好ましく、または０．３０％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｏ：０．０５％〜１．００％
Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。Ｍｏは、鋼中でＭｏ含有炭化物を生成する元素でもある。これらの効果を得るため、Ｍｏ含有量を０．０５％〜１．００％とすることが好ましい。
Ｍｏ含有炭化物が析出する温度は、Ｖ含有炭化物等に比べると低い。低温で焼戻しを行う軸受鋼にとって、Ｍｏ含有炭化物は、上記特性を向上させるのに有効である。よって、Ｍｏ含有量の下限値は０．０５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量の下限値を０．１０％とする。なお、下限未満の量のＭｏが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
Ｍｏ含有量が１．００％超となると、熱間圧延や、加工前の熱処理後の冷却時に、過冷組織が生じ易くなる。過冷組織は、置き割れや加工時の割れの原因となる。したがって、Ｍｏ含有量の上限値を１．００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量の上限値を０．５０％とする。
軸受製造時の品質ばらつきを抑制し、製造安定性を確保するには、Ｍｏ含有量の上限値を０．２０％とすることが好ましい。さらに、冷却時の温度ばらつきに起因する変態歪みを精密に制御して、形状精度を安定させるためには、Ｍｏ含有量の上限値を０．１５％とすることが好ましい。
Ｗ：０．０５％〜１．００％
Ｗは、Ｍｏと同様に、焼入れ性を高め、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。これらの効果を得るため、Ｗ含有量を０．０５％〜１．００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ含有量の下限値を０．１０％とする。なお、下限未満の量のＷが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
一方、Ｗ含有量が１．００％超となると、Ｍｏと同様に、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に、過冷組織が生じ易くなる。よって、Ｗ含有量の上限値を１．００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ含有量の上限値を０．５０％とする。
軸受製造時の品質ばらつきを抑制し、製造安定性を確保するには、Ｗ含有量の上限値を０．２０％とすることが好ましい。さらに、冷却時の温度ばらつきに起因する変態歪みを精密に制御して、形状精度を安定させるためには、Ｗ含有量の上限値を０．１５％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％
Ｎｉは、鋼の強度を高める元素である。この効果を得るため、Ｎｉ含有量を０．１０％〜３．５０％とすることが好ましい。Ｎｉ含有量が０．１０％未満では、上記効果が得られない。よって、Ｎｉ含有量の下限値を０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量の下限値を０．２０％とする。なお、下限未満の量のＮｉが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
一方、Ｎｉ含有量が３．５０％超となると、残留オーステナイト量が多くなり、その結果、焼入れを行っても硬度が上昇せず、軸受鋼として要求される硬度を満足できないおそれがある。また残留オーステナイトを多く含む軸受は、その使用に伴い、膨張変態であるマルテンサイト変態が生じて、軸受製品の形状精度を低下させるおそれがある。よって、Ｎｉ含有量の上限値を３．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉは高価な元素であるので、製造コストを低減するためには、Ｎｉ含有量の上限値を２．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量の上限値を１．００％とする。
Ｎｉは、Ｃｕと共存する場合、Ｃｕの弊害を抑制する元素でもある。Ｃｕは、鋼の熱間延性を低下させて、しばしば、熱間圧延や熱間鍛造において、割れや疵の原因になる。しかし、Ｃｕと同時にＮｉを添加すると、ＣｕとＮｉとは合金相を形成して、熱間延性の低下を抑制する。したがって、鋼中にＣｕが存在する場合には、Ｎｉを添加することが好ましい。Ｎｉ含有量は上記範囲内で、かつ、Ｃｕ及びＮｉの質量％で示した含有量が、Ｃｕ≦Ｎｉを満足することが好ましい。
Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％
Ｃｕは、耐食性を高め、そして、脱炭を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｃｕ含有量を０．１０％〜０．５０％とすることが好ましい。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では、上記効果が得られない。よって、Ｃｕ含有量の下限値を０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量の下限値を０．２０％とする。なお、下限未満の量のＣｕが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
一方、Ｃｕ含有量が０．５０％超となると、熱間延性が低下し、鋳造、圧延、鍛造などの製造工程での割れや疵の発生原因となるおそれがある。よって、Ｃｕ含有量の上限値を０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量の上限値を０．４０％とする。また、上記したように、Ｃｕ含有量は上記範囲内で、かつ、Ｃｕ及びＮｉの質量％で示した含有量が、Ｃｕ≦Ｎｉを満足することが好ましい。その結果、熱間延性の低下を抑制し、軸受鋼の品質を良好に維持することができる。
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満
Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結びついて、炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素である。微量の添加でも、添加しない場合と比べて、結晶粒の粗大化を防止する効果を有する。さらに、Ｎｂを、Ｖ等の炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素と複合添加する場合、Ｎｂは、Ｖよりも窒化物を生成しやすく、その結果、Ｖが窒化物を生成せずに、オーステナイト粒径の微細化に有効なＶ含有炭化物が生成し易くなるという効果も有する。このように、微量のＮｂ添加でも、より効果的に、オーステナイト粒径制御や、焼戻し軟化抵抗の付与を行うことができる。
上記効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．００５％〜０．０５０％未満とすることが好ましい。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、上記効果が得られない。よって、Ｎｂ含有量の下限値を０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量の下限値を０．０１０％とする。なお、下限未満の量のＮｂが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
一方、Ｎｂは、熱間延性を低下させる元素でもある。Ｎｂ含有量が０．０５０％以上となると、鋳造、圧延、鍛造などの製造工程での割れの発生原因となり、製造性を大きく損なうおそれがある。よって、Ｎｂ含有量の上限値を０．０５０％未満とすることが好ましい。冷間加工性や、切削性を重視する場合には、Ｎｂ含有量の上限値を０．０３０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量の上限値を０．０２０％とする。Ｖ等の焼入れ性を高め、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素と複合添加する場合には、Ｎｂ含有量の上限値を０．０１０％としてもよい。
Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％
Ｂは、微量の添加で、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、母材が高炭素鋼である場合、熱間圧延後の冷却過程でＢとＦｅとを含有する炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、鋼材の加工性を向上させる元素である。さらに、Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、Ｐの粒界偏析を抑制して粒界強度を向上させ、そして、疲労強度、衝撃強度を向上させる元素でもある。
上記効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００５％〜０．００５０％とすることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が得られない。よって、Ｂ含有量の下限値を０．０００５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量の下限値を０．００１０％とする。なお、下限未満の量のＢが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を０％としてもよい。
一方、Ｂ含有量が０．００５０％超となると、上記効果が飽和し、また、鋳造、圧延、鍛造などの製造時に、マルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織を容易に生成して、製品の製造性や衝撃強度を劣化させるおそれがある。よって、Ｂ含有量の上限値を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量の上限値を０．００３０％とする。
次に、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織について説明する。
上述のように、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織は、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合酸硫化物（ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物）と、Ａｌ２Ｏ３と、Ａｌ及びＣａを含む複合酸化物（Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物）と、ＭｎＳと、ＴｉＮと、その他の介在物とを含む。また、このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に、ＴｉＮが優先的に析出して、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−ＴｉＮ複合酸硫化物となる。ここで、このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−ＴｉＮ複合酸硫化物のＴｉＮは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面にＴｉＮが析出して複合化されていることを表す。
鋼に添加されたＲＥＭは、まず鋼中のＡｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物と反応し、これら酸化物のＯを奪いＲＥＭ酸化物を生成する。このＲＥＭ酸化物が、次いで、鋼中に不可避的に含有しているＣａと、または必要に応じて添加されるＣａと反応して、ＲＥＭ複合酸化物となる。このＲＥＭ複合酸化物が、鋼中に含まれる不純物であるＳを吸収して、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含むＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物となる。このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面に、ＴｉＮが優先的に析出する。
このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、次の効果を有する。Ａｌ２Ｏ３及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物などの酸化物が金属組織に残存することを抑制し、粗大な硫化物であるＭｎＳが生成することを抑制し、及び、窒化物であるＴｉＮが単独で存在することを抑制する。その結果、軸受鋼の疲労特性が向上する。
このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、図１に示すように、略球形状であり、鍛造等の塑性加工により延伸あるいは破砕されることがない。よって、繰り返し応力が負荷された際に、破壊起点となりにくい。ここで、略球形状とは、図１に示されるような、介在物表面の最大凹凸が０．５μｍ以下であり、または介在物の長径を短径で割った値が３以下であることを意味する。
上記効果を得るためには、金属組織中のＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数が、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ、及びＴｉＮなどの介在物の合計個数に対して、５０％以上１００％未満である必要がある。ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数が、５０％未満では、軸受鋼の疲労特性を向上させる効果が得られない。また、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数を、１００％とすることは、実質上、困難である。より好ましくは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数を、６０％以上１００％未満とする。なお、この個数割合を求める際、例えば、１μｍ以上の介在物を主として考慮すればよい。
また、上記効果を得るためには、長径が５μｍ以上であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上２個以下である必要がある。ここで、長径が５μｍ未満であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、規定内の酸素量、硫黄量では存在していても無害であるため、考慮から除外する。
長径が５μｍ以上であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数が、０．００１個未満では、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ、及びＴｉＮなどの有害介在物を抑制する効果が不十分である。また、長径が５μｍ以上であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数が、２個超では、その効果が飽和し、かつ、析出量が多すぎて、疲労特性を劣化させる。より好ましくは、長径が５μｍ以上であるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の個数を、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上１．５個以下とする。
また、確実に軸受鋼の疲労特性を向上させるためには、繰り返し応力が負荷される際に破壊起点となる、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在するＴｉＮの個数を少なくする必要がある。具体的には、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上１．０個未満である必要がある。
ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ２あたり、１．０個以上では軸受鋼の疲労特性を向上させる効果が十分でない。一方、軸受鋼の疲労特性を最適に向上させるには、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が、少ないほど望ましい。しかし、実質上、０．００１個未満とするのは困難である。よって、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数を、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上１．０個未満とした。好ましくは、複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上０．７個以下であり、より好ましくは、０．００１個以上０．５個以下である。
ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ、及びＴｉＮなどの介在物の個数は、ＥＰＭＡ（電子線マイクロ分析、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）、または、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−Ｒａｙ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を備えたＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）、及び、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡、Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）等を利用して計測することができる。
軸受鋼の延伸方向と直交する切断面を観察面として、上記顕微鏡で観察して介在物の存在を識別し、そして、ＥＰＭＡまたはＥＤＸを用いる組成分析を行って、これらの介在物の種類を同定すればよい。観察位置は、例えば、丸棒形状である場合、上記観察面（長手方向に垂直な断面）で見た場合の半径を単位ｍｍでｒとしたとき、軸受鋼（熱間加工鋼材）の表面から１／２ｒの深さまでの領域を平均的に観察すればよい。観察倍率は、長径が１μｍ以上である介在物を識別できる倍率以上とし、また、観察視野は、最低でも合計１０００ｍｍ２となるように、複数視野観察する。そして、各介在物の存在割合と、観察面１ｍｍ２あたりの存在個数とを求めればよい。
次に、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＡｌ含有量は、Ａｌ２Ｏ３換算で、２０質量％以下であることが好ましい。言い換えると、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＡｌ含有量は、Ａｌ原子換算で、１０．６質量％以下であることが好ましい。この理由は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の融点が、溶鋼の融点より高くなり、硬質な介在物となるからである。一般的に、溶鋼より融点が高い介在物は硬度が高くなる。
より確実に、上記介在物の融点を溶鋼の融点より高くして、硬質な介在物とするには、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、１０質量％以下であることが好ましい。最も好ましくは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、５質量％以下とする。なお、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物にＴｉＮを優先的に析出させる為には、上記介在物中に、Ａｌ２Ｏ３換算で、１質量％以上のＡｌが含まれることが好ましい。
上述したように、ＴｉＮは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面を優先的な核生成サイトとして複合析出する。そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−ＴｉＮ複合酸硫化物が形成される。その結果、硬質で尖がった角型形状であるＴｉＮの単独の析出が抑制される。
このＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−ＴｉＮ複合酸硫化物も、図１に示すように、その形状が略球形状であり、破壊起点となりにくい無害介在物である。なお、ＴｉＮがＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を優先核生成サイトとして複合析出する理由は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の結晶格子構造とＴｉＮの結晶格子構造とが類似するためと推察される。
上記ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に、Ｔｉは酸化物として含まれない。これは、Ｃ含有量が０．９％〜１．５％と高いので、脱酸時の酸素レベルが低く、Ｔｉ酸化物の生成が極めて少ない為と考えられる。また、上記ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物にＴｉが酸化物として含まれないことが、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の結晶格子構造とＴｉＮの結晶格子構造とが類似する理由の一つであると推察される。
通常、鋼にＡｌとＣａとが同時に含有される際、鋼の金属組織にＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が形成される。しかし、このＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物も、ＲＥＭの添加により、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に変態して、高融点化する。そのため、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が、塑性加工により、延伸して粗大になることを防止できる。また、製造方法として詳しく後述するが、溶鋼にＲＥＭを添加した後、必要に応じてＣａを添加するので、Ｃａ系の硫化物であるＣａＳやＣａ−Ｍｎ−Ｓ等は形成されにくい。
上記した通り、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化することにより、粗大ＭｎＳの生成が抑制される。そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＴｉＮを複合することにより、金属組織中に単独で析出するＴｉＮの個数が減少する。その結果、疲労特性が向上する。ただ、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織中に含まれる、ＭｎＳの析出量と、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在するＴｉＮの析出量とは、もちろん少ないことが理想であるが、ゼロにまで低減させる必要はない。
軸受鋼として要求される疲労特性を確実に満足させるためには、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在する金属組織中のＭｎＳ及びＴｉＮの析出量が、次の条件を満足することが好ましい。長径が１０μｍ以上であるＭｎＳの個数と、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮの個数とが、観察面１ｍｍ２あたり、合計で５個以下であることが好ましい。
長径が１０μｍ以上に延伸されたＭｎＳは、繰り返し応力が負荷された際に破壊の起点となるため、疲労寿命に悪影響を及ぼす。長径が１０μｍ以上に延伸されたＭｎＳはすべて、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、この長径に上限値はない。同様に、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在する、長径が５μｍ以上であるＴｉＮは、その角張った形状が破壊起点となるため、疲労寿命に悪影響を及ぼす。長径が５μｍ以上であるＴｉＮはすべて、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、この長径に上限値はない。
図３に、長径が１０μｍ以上であるＭｎＳ及びＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮの合計個数（ＭｎＳと単独で存在するＴｉＮとの合計個数）と、軸受鋼の疲労特性（Ｌ１０疲労寿命）との関係を示す。
図３に示されるように、上記ＭｎＳの個数と、上記ＴｉＮの個数とが、観察面１ｍｍ２あたり、合計で５個超となると、軸受鋼の疲労特性が劣化する。よって、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮとの合計個数は、上記範囲に制御されることが好ましい。より好ましくは、上記合計個数を、観察面１ｍｍ２あたり、４個以下とする。最も好ましくは、上記合計個数を、観察面１ｍｍ２あたり、３個以下とする。また、上記ＭｎＳと上記ＴｉＮとの上記合計個数の下限値は、０．００１個超である。
以上、説明したように、軸受鋼の疲労特性に悪影響を及ぼす有害介在物であるＡｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物は、主にＲＥＭの添加効果により、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物へ変態するので、その存在量が低減する。また、有害介在物であるＭｎＳは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物に含まれるＲＥＭとＣａとの脱硫効果、特にＣａの脱硫効果により、その析出量が抑制される。そして、有害介在物であるＴｉＮは、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面に優先的に析出するので、単独で析出する量が低減する。これらの結果、疲労特性に優れた軸受鋼を得ることが可能となる。
次に、本実施形態に係る軸受鋼の製造方法について説明する。
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。
Ａｌ脱酸工程として、成分組成を調整した溶鋼にＡｌを添加して脱酸を行う。Ａｌ脱酸工程後の溶鋼に、ＲＥＭ脱酸工程として、ＲＥＭを添加して５分以上１０分以下の脱酸を行う。必要に応じて、ＲＥＭ脱酸工程後の溶鋼に、真空脱ガス工程として、Ｃａを添加して真空脱ガス処理を行ってもよい。この順番で脱酸剤を添加して溶鋼を取鍋精錬することにより、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が生成されて、有害な、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ及びＴｉＮの生成を抑制することができる。
ＲＥＭの添加にはミッシュメタルなどを用いればよく、塊状のミッシュメタルを精錬の末期に溶鋼に添加すればよい。また、必要に応じて、ＲＥＭ脱酸工程後で真空脱ガス工程前の溶鋼に、フラックス工程として、ＣａＯ−ＣａＦ２などのフラックスを添加して適宜脱硫および介在物の改質を行ってもよい。
最初にＡｌ脱酸工程を行う理由は、Ａｌ以外の元素を用いて脱酸するとコスト高となるからである。Ａｌ脱酸工程後にＲＥＭ脱酸工程を行う理由は、Ａｌ脱酸工程で生成するＡｌ２Ｏ３、及び、溶鋼に不可避的に含有されるＣａと反応することで生成するＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物を、ＲＥＭと反応させて、金属組織中に残存する量を低減するためである。
また、ＲＥＭ脱酸工程で５分以上１２分以下の脱酸を行う理由は、５分未満ではＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が残存して、これを防止することが出来ないからである。一方、ＲＥＭ脱酸工程での脱酸時間の上限値は、特に限定されないが、１２分超ではその効果が飽和する。
ＲＥＭ脱酸工程後に、必要に応じて、Ｃａを添加して真空脱ガス工程を行う理由は、ＲＥＭよりＣａを先に添加すると、つまり、ＲＥＭ脱酸工程の前に真空脱ガス工程を行うと、低融点であり、かつ延伸しやすいＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が多数生成するおそれがあるからである。不可避的に含有されるＣａ量では、上記Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が形成されにくい。しかし、意図的に添加されるＣａ量（例えば０．０００５０％以上）では、上記Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が多数生成するおそれがある。このＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物が生成すると、たとえＣａ添加後にＲＥＭを添加しても、この介在物を充分に変態させることが難しい。また、上記工程順とする理由は、Ｃａを含有する硫化物であるＣａＳやＣａ−Ｍｎ−Ｓ等の形成を抑制できるからでもある。
このＣａを添加する真空脱ガス工程は、溶鋼の化学成分が、質量％で、Ｓ：０．０１％超〜０．０５％を含有するときに、行うことが好ましい。上述したように、Ｓ含有量が０．０１％超〜０．０５％である場合、Ｃａ含有量が０．０００５０％〜０．００５０％となるように、Ｃａを添加することが好ましい。その結果、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物がＳを固定化する効果がさらに高まる。そして、ＭｎＳの析出が十分に抑制される。
また、必要に応じて、ＲＥＭ脱酸工程後で真空脱ガス工程前にフラックス工程を行う理由は、ＲＥＭよりフラックスを先に添加すると、つまり、ＲＥＭ脱酸工程の前にフラックス工程を行うと、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、２０質量％超となり、その結果、この複合酸硫化物の融点が下がって破砕されやすくなるからである。この破砕された複合酸硫化物は、延伸した介在物と同様に疲労特性に悪影響を与えるので、ＲＥＭ添加による介在物の改質効果が充分でなくなる。
続いて、鋳造工程として、上記ＲＥＭ脱酸工程後、または真空脱ガス工程後の溶鋼を鋳造して鋳片を得る。この鋳造工程では、溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させて鋳造凝固させることが好ましい。
上記したＡｌ脱酸やＲＥＭ脱酸などの取鍋精錬により形成されるＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、その比重が６程度であり、鋼の比重である７に近い。そのため、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物は、溶鋼中で浮上分離し難く、鋳型内に溶鋼が注入された際に下降流により鋳片未凝固層深くまで侵入して、鋳片の中心部に偏析し易い。鋳片の中心部にＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物が偏析すると、鋳片の表層部で複合酸硫化物の量が相対的に少なくなる。そして、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を析出の優先核生成サイトとするＴｉＮの無害化効果が、鋳片の表層部で損なわれる。
よって、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の偏析を防止するために、必要に応じて、鋳型内の溶鋼を水平方向に撹拌して旋回させ、介在物を均一分散させることが好ましい。溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させることにより、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の均一分散を図ることができる。鋳型内旋回の速度が０．１ｍ／分未満では、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を均一に分散させる効果が小さい。また、通常の条件において想定される上記旋回速度の範囲の上限は、０．５ｍ／分である。溶鋼を撹拌するための方法としては、例えば、電磁力などを適用すればよい。
次に、加熱保持工程として、上記鋳造工程後の鋳片を、１２７０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱して、この加熱後に、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲で６０秒以上の保持を行う。この加熱保持工程では、上記鋳造工程後に、室温まで冷却した鋳片を再加熱して保持してもよいし、あるいは、室温まで冷却していない鋳片を再加熱して保持してもよい。工業的には材質の均質化のために、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲の炉内で７２時間程度間程度の長時間加熱することもあり、複合酸硫化物の制御には問題ない。よって、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲での保持時間の上限値は、特に限定されないが、通常の操業条件を考慮して、この上限値を１００時間とすればよい。
１２７０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱する理由は、１２７０℃未満では、溶体化処理温度として不十分であり、鋳造工程後の冷却中に析出した、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立したＴｉＮを、溶解して固溶させることが出来ないからである。１３００℃超では、加熱のために高価な設備が必要となり、加熱コストも上昇する。
上記加熱後に、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲で、保持を行う理由は、上記加熱により溶解したＴｉＮを、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面に優先的に複合析出させるためである。ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物の表面を優先核生成サイトとしてＴｉＮを析出させ、充分に成長させるためには、６０秒以上の保持が必要である。また、工業的には材質の均質化のために、７２時間程度間程度の長時間加熱することもある。この場合でも。複合酸硫化物の制御に問題はない。
なお、一般的な鋼、例えば低炭素鋼では、１２７０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱した後、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲で保持しても、ＴｉＮが固溶している状態であり、析出しない。しかし、本実施形態に係る鋼では、Ｃ含有量が０．９％〜１．５％である高炭素鋼であるために、鋼のＮ溶解度が低いため、上記温度範囲で保持すると、ＴｉＮがＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物上へ優先的に析出して成長すると考えられる。
続いて、熱間加工工程として、上記加熱保持工程後の鋳片に、熱間鍛造や熱間圧延などの塑性加工を施して熱間加工鋼材（軸受鋼）を得る。この熱間加工は、Ａｒｍ（過共祈鋼において、冷却時に、オーステナイトからセメンタイトが生じ始める温度）以上、１２００℃以下の温度範囲で行うことが好ましい。熱間加工をＡｒｍの温度未満で行うと、セメンタイト分率が上昇して塑性加工性が低下し、また、１２００℃超で行うと、加熱するためのエネルギーを過剰に使用しコスト増を招くからである。なお、加熱保持工程後の鋳片を冷却することなく、この熱間加工工程に供することが、コストの観点から好ましい。また、この熱間加工工程で熱間加工鋼材に形状を付与して最終形状を有する製品（軸受鋼または軸受）としてもよい。
本実施形態に係る軸受鋼は、質量％で０．９％〜１．５％のＣを含有する過共析鋼であるので、上記熱間加工鋼材は、通常、板状の初析セメンタイトとパーライトとを主に有する金属組織を呈する。そして、その硬さはビッカース硬さで２５０Ｈｖ〜４００Ｈｖ程度の硬質なものとなる。
熱間加工工程後の熱間加工鋼材は硬質であるため、熱間加工鋼材に球状化焼鈍などの熱処理を施す軟質化熱処理工程を行うことが好ましい。この軟質化熱処理工程では、熱間加工鋼材を、７００℃〜７５０℃の温度範囲で、３０時間以上５０時間以下保持することが好ましい。保持時間が３０時間未満では、軟質化が不十分であり、保持時間が５０時間超では、その効果が飽和する。この軟質化熱処理工程により、炭化物の球状化が進行し、熱間加工鋼材を軟質化鋼材とすることができる。
この軟質化鋼材を、必要に応じて、冷間加工工程、及び、切削工程の少なくともどちらか一方に供することで、最終部品形状に近い形へ、成形すればよい。続いて、焼入れ工程として、上記冷間加工工程、又は、上記切削工程後の最終部品形状に近い形である鋼材を、硬度を高めるために、８３０℃以上９００℃以下の温度範囲から焼き入れることが好ましい。この焼入れ工程により、上記鋼材の硬度をビッカース硬さで８００Ｈｖ以上にすることができる。また、必要に応じて、最終仕上げ工程として、焼入れ工程後の鋼材を、研削などの高硬度かつ高精度な加工が可能である方法を用いて、精密寸法が要求される軸受摺動部などの最終仕上げを行って、最終部品形状である軸受とすればよい。
以下、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
成分組成を調整した溶鋼に、取鍋精錬として、表１〜３中に示す順番で、Ａｌ脱酸工程、ＲＥＭ脱酸工程、そして、必要に応じて、フラックス工程またはＣａを添加する真空脱ガス工程を施した。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。Ａｌ脱酸工程では金属Ａｌを、ＲＥＭ脱酸工程ではミッシュメタルを、真空脱ガス工程ではＣａ−Ｓｉ合金を、フラックス工程ではＣａＯ：ＣａＦ２＝５０：５０（質量比）のフラックスを使用した。
この取鍋精錬後の溶鋼を、鋳造工程として、連続鋳造装置により３００ｍｍ角の鋳片に鋳造した。表４〜９中に、鋳片の成分組成を示す。この成分組成の残部は、鉄および不可避的不純物である。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示し、空欄は無添加であることを示す。また、上記鋳造工程では、表１〜３中に示された条件で電磁撹拌による鋳型内旋回を行った。鋳造工程後の鋳片に、加熱保持工程として、表１〜３中に示された加熱保持条件の熱処理を行った。
加熱保持工程後の鋳片を、熱間加工工程として、１１９０℃の温度で熱間鍛造して、２０ｍｍの丸棒形状である熱間加工鋼材（軸受鋼）とした。この熱間加工鋼材に、必要に応じて、軟質化熱処理工程として、７２０℃の温度で４０時間の熱処理を施し、軟質化鋼材（軸受鋼）とした。そして、切削工程として、１０ｍｍの丸棒形状になるように研削加工を行った。切削工程後の鋼材に、焼入れ工程として、８５０℃の温度から焼入れ処理を行って、製品である軸受鋼とした。
金属組織の観察は、上記軸受鋼の延伸方向と直交する切断面が観察面となるように、選択的定電位電解エッチング法（ＳＰＥＥＤ法）で処理した後、鋼中の介在物を走査型電子顕微鏡で観察した。そして、ＥＤＸを用いる組成分析により介在物の種類を同定した。上記観察は、上記観察面（長手方向に垂直な断面）で見た場合の半径を単位ｍｍでｒとしたとき、表面から１／２ｒの深さまでの領域を平均的に、観察視野が合計１０００ｍｍ２以上となるように複数視野で行い、各介在物の個数を測定した。表１０〜１２中に、介在物の合計個数に対する複合酸硫化物の個数分率、長径が５μｍ以上である複合酸硫化物の観察面１ｍｍ２あたりの存在個数、複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮの観察面１ｍｍ２あたりの存在個数、長径が１０μｍ以上であるＭｎＳの個数と記複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上であるＴｉＮとの観察面１ｍｍ２あたりの合計個数、及び複合酸硫化物のＡｌ２Ｏ３換算でのＡｌ含有量を示した。
また、疲労特性は、上記軸受鋼を超音波疲労試験により荷重条件１０００ＭＰａで測定し、ワイブル統計を用いてＬ１０疲労特性として評価した。疲労特性は、Ｌ１０疲労特性が、１０×１０６回以上である場合を合格とした。また、機械的特性の評価として、上記軸受鋼を１８０℃で焼戻した後に、ビッカース硬さＨｖを測定した。機械的特性は、１８０℃焼戻し硬さが、６００Ｈｖ以上である場合を合格とした。
測定結果及び評価結果を表１０〜１２中に示す。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。表中、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６１が発明例であり、Ｎｏ．６２〜Ｎｏ．９８が比較例である。表１０〜１２に示す通り、発明例では、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物にＴｉＮが複合析出したもの(表中、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）と示す)が多く、Ａｌ２Ｏ３、及びＡｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物はほとんど観察されなかった。
また、発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．６１は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物、ＴｉＮ、ＭｎＳなどの個数や分率に関する数値が、いずれも目標を達成している。その結果、いずれもＬ１０疲労特性が、１０×１０６回以上となり合格であった。また、同様に、いずれも１８０℃焼戻しビッカース硬さＨｖが、６００Ｈｖ以上となり合格であった。
これに対し、比較例のＮｏ．６２〜Ｎｏ．９８は、化学組成、金属組織、または、製造方法が、目標を達成していない。その結果、Ｌ１０疲労特性及び／または１８０℃焼戻しビッカース硬さが不十分となっている。
比較例Ｎｏ．６２〜６５は、Ｃａ添加量が本発明範囲を下回り、その結果、酸硫化物の生成率が低く、さらに延伸した硫化物個数が多く、Ｌ１０疲労特性が不十分となった。
比較例Ｎｏ．６６は、加熱温度と保持時間が本発明範囲を下回り、その結果、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が多く、Ｌ１０疲労特性が不十分となった。
比較例Ｎｏ．６７、６８、７３〜７５、７８〜９８は、添加成分が本願規定の範囲を外れ、その結果、Ｌ１０疲労特性が不足または焼割れ、加工による割れを生じ、軸受としての性能が満たせない。
比較例Ｎｏ．６９は、ＲＥＭ添加量が本発明範囲を上回り、その結果、耐火物への付着が多く、製造不能と判定された。
比較例Ｎｏ．７０、７２は、取鍋精錬時の処理順序が本発明とは異なるため、その結果、酸硫化物または酸化物の形態が変化し、介在物が大きくなり、Ｌ１０疲労特性が不十分であった。
比較例Ｎｏ．７１は、ＲＥＭ脱酸時間が本発明範囲を下回り、その結果、酸硫化物の生成率が低く、さらに延伸した硫化物個数が多くなり、Ｌ１０疲労特性が不十分となった。
比較例Ｎｏ．７６は、保持温度が本発明範囲を下回り、その結果、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が多く、Ｌ１０疲労特性が不十分となった。
比較例Ｎｏ．７７は、保持温度が本発明範囲を上回り（そのため、その後の冷却時に１２００℃〜１２５０℃の温度範囲での保持時間が６０秒以下であったため）、その結果、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物と独立に存在するＴｉＮの個数が多く、Ｌ１０疲労特性が不十分となった。
本発明の上記態様によると、鋼の金属組織にＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物を形成させることで、有害介在物である、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ−Ｃａ−Ｏ複合酸化物、ＭｎＳ及びＴｉＮの生成とその析出形態とを制御することができる。その結果、疲労特性に優れた軸受鋼とその製造方法とを提供することが可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
Ａ ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ複合酸硫化物
Ｂ ＴｉＮ
Ｃ 初析セメンタイト
Ｄ ＭｎＳ

Claims (17)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．９％〜１．５％、
    Ｓｉ：０．１％〜０．８％、
    Ｍｎ：０．１％〜１．５％、
    Ｃｒ：０．５％〜２．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、
    Ｃａ：０．００００１％〜０．００５０％、
    Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０５０％、
    Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％、
    を含有し、
    Ｔｉ：０．００５％未満、
    Ｎ：０．０１５％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    に制限し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    金属組織が、
    介在物として、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合酸硫化物と、ＴiＮと、ＭｎＳと、Ａｌ２Ｏ３と、Ａｌ及びＣａを含む複合酸化物と、を含有し、
    前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、５０％以上１００％未満であり、かつ、長径が５μｍ以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上２個以下であり、
    前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ２あたり、０．００１個以上１．０個未満である
    ことを特徴とする軸受鋼。
  2. 前記化学成分の前記Ｓ含有量が、
    Ｓ：０．０１％超〜０．０５％、
    であるとき、前記Ｃａ含有量を、
    Ｃａ：０．０００５０％〜０．００５０％、
    とする
    ことを特徴とする請求項１に記載の軸受鋼。
  3. 前記化学成分が、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０５％〜０．７０％、
    Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、
    Ｗ：０．０５％〜１．００％、
    Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、
    Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、
    Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、
    のうち少なくとも１つを含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の軸受鋼。
  4. 前記複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ２Ｏ３換算で、２０質量％以下である
    ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の軸受鋼。
  5. 長径が１０μｍ以上である前記ＭｎＳの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮとの個数とが、観察面１ｍｍ２あたり、合計で５個以下である
    ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の軸受鋼。
  6. 前記Ｃｕ及び前記Ｎｉの質量％で示した含有量が、Ｃｕ≦Ｎｉを満足する
    ことを特徴とする請求項３に記載の軸受鋼。
  7. 前記複合酸硫化物のＡｌ含有量が、Ａｌ ２ Ｏ ３ 換算で、２０質量％以下である
    ことを特徴とする請求項６に記載の軸受鋼。
  8. 長径が１０μｍ以上である前記ＭｎＳの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮとの個数とが、観察面１ｍｍ ２ あたり、合計で５個以下である
    ことを特徴とする請求項６又は７に記載の軸受鋼。
  9. 金属組織が、
    介在物として、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ及びＡｌを含む複合酸硫化物と、ＴiＮと、ＭｎＳと、Ａｌ ２ Ｏ ３ と、Ａｌ及びＣａを含む複合酸化物と、を含有し、
    前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、５０％以上１００％未満であり、かつ、長径が５μｍ以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面１ｍｍ ２ あたり、０．００１個以上２個以下であり、
    前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が５μｍ以上である前記ＴｉＮの個数が、観察面１ｍｍ ２ あたり、０．００１個以上１．０個未満である軸受鋼の製造方法であって、
    Ａｌを用いて溶鋼を脱酸するＡｌ脱酸工程と；
    前記Ａｌ脱酸工程後の前記溶鋼を、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌを用いて５分以上１２分以下の脱酸を行うＲＥＭ脱酸工程と；
    前記ＲＥＭ脱酸工程後の前記溶鋼を、鋳造して、化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．９％〜１．５％、
    Ｓｉ：０．１％〜０．８％、
    Ｍｎ：０．１％〜１．５％、
    Ｃｒ：０．５％〜２．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、
    Ｃａ：０．００００１％〜０．００５０％、
    Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０５０％、
    Ｏ：０．０００１％〜０．００３０％、
    を含有し、
    Ｔｉ：０．００５％未満、
    Ｎ：０．０１５％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    に制限し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳片を得る鋳造工程と；
    前記鋳片を、１２７０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱して、前記加熱後に、１２００℃〜１２５０℃の温度範囲で６０秒以上の保持を行う加熱保持工程と；
    前記加熱保持工程後の前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と；を有する
    ことを特徴とする軸受鋼の製造方法。
  10. 前記溶鋼の化学成分が、質量％で、
    Ｓ：０．０１％超〜０．０５％、
    を含有するとき、
    前記ＲＥＭ脱酸工程後で前記鋳造工程前の前記溶鋼に、Ｃａを添加して真空脱ガス処理を行う真空脱ガス工程をさらに有する
    ことを特徴とする請求項９に記載の軸受鋼の製造方法。
  11. 前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０５％〜０．７０％、
    Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、
    Ｗ：０．０５％〜１．００％、
    Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、
    Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、
    Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、
    のうち少なくとも１つを含有する
    ことを特徴とする請求項９又は１０に記載の軸受鋼の製造方法。
  12. 前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させて鋳造する
    ことを特徴とする請求項９〜１１のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法。
  13. 前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、７００℃〜７５０℃の温度範囲に加熱して、３０時間以上５０時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有する
    ことを特徴とする請求項９〜１２のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法。
  14. 前記ＲＥＭ脱酸工程後で前記真空脱ガス工程前の前記溶鋼に、さらに、ＣａＯ−ＣａＦ２を添加して脱硫を行うフラックス工程を有する
    ことを特徴とする請求項１０に記載の軸受鋼の製造方法。
  15. 前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０５％〜０．７０％、
    Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、
    Ｗ：０．０５％〜１．００％、
    Ｎｉ：０．１０％〜３．５０％、
    Ｃｕ：０．１０％〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、
    Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、
    のうち少なくとも１つを含有する
    ことを特徴とする請求項１４に記載の軸受鋼の製造方法。
  16. 前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に０．１ｍ／分以上０．５ｍ／分以下で旋回させて鋳造する
    ことを特徴とする請求項１４又は１５に記載の軸受鋼の製造方法。
  17. 前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、７００℃〜７５０℃の温度範囲に加熱して、３０時間以上５０時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有する
    ことを特徴とする請求項１４〜１６のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法。
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