JP5820325B2 - 冷間加工性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車や各種産業機械などに使用される軸受部品を製造するための鋼材であって、特に冷間加工によって軸受部品を製造する際に、良好な冷間加工性を発揮する軸受用鋼材およびその製造方法に関するものである。

従来から、自動車や各種産業機械等の種々の分野で用いられている軸受の材料として、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（１９９９）に規定されるＳＵＪ２等の高炭素クロム軸受鋼が使用されている。

本願出願人は、上記軸受用鋼材として、より特性に優れたものを得るべく種々の提案を行っており、例えば特許文献１は、製品形状に加工する際の研磨性を良好にすると共に、良好な転動疲労寿命を安定して得るべく、特に鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物のサイズと密度、およびセメンタイトのサイズと面積率を規定したものである。また特許文献２は、転動疲労寿命を更に向上させるべく、縞状偏析によるＣｒ濃化部とＣｒ非偏析部の夫々で観察される炭化物面積率の比を規定している。更に特許文献３は、伸線減面率が約５０％（更には７０％）を超えるよう強伸線加工を行っても断線しない、強伸線加工に適した軸受鋼線材を得るべく、製造条件を制御して、球状化焼鈍後のセメンタイトの平均円相当径と標準偏差を一定以下にしてバラツキを抑えることを提案している。

ところで軸受部品は、線材や棒鋼等の形状の軸受用鋼材に対して、切断、鍛造、切削等の冷間加工を施して最終形状に加工することによって得られる。しかし、熱間圧延ままの上記線材や棒材は、硬すぎて上記冷間加工が困難であるため、冷間加工性向上のために、冷間加工前に球状化焼鈍が実施されることが一般的である。優れた冷間加工性を確保するには、上記球状化焼鈍後の鋼材（球状化焼鈍材）の組織を制御することが重要であり、種々の提案がなされている。

例えば特許文献４には、製造工程における熱間圧延温度や冷却速度を制御することによって、網状初析セメンタイトの低減とパーライトラメラ間隔の粗大化を図ることが提案されている。しかしこの技術では、球状化セメンタイトを均一かつ微細に分散させているため、硬さが十分低下しているとは言い難いと思われる。

また特許文献５には、球状化焼鈍処理後、冷間伸線した後のフェライト平均粒径、セメンタイト平均粒径を規定することによって、冷間加工性を向上させた特許が開示されている。しかしながら、ＣとＣｒの含有量が多く、共晶炭化物が生成する場合があるため、拡散焼鈍しが必須となり、またさらに球状化焼鈍した後、２０〜４０％で冷間伸線を実施するため、鋼材の歩留まりが悪化し、製造コストが高くなると思われる。

しかし近年、更なるコスト低減やＣＯ_２削減の観点から、より優れた冷間加工性が求められている。

特開２０１１−１１１６６８号公報 特開２０１０−０４７８３２号公報 特開２００７−２２４４１０号公報 特開平６−２９９２４０号公報 特開２００１−２９４９７２号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、従来よりも優れた冷間加工性を発揮する軸受用鋼材およびその製造方法を実現することにある。

上記課題を解決し得た本発明の冷間加工性に優れた軸受用鋼材は、
Ｃ：０．９５〜１．１０％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．１％〜０．４０％、
Ｃｒ：１．００〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ（界面Ｓｉ）、Ｎｉ（界面Ｎｉ）、Ｃｕ（界面Ｃｕ）、Ｍｏ（界面Ｍｏ）、Ｍｎ（界面Ｍｎ）、およびＣｒ（界面Ｃｒ）が下記範囲を満たし、かつ球状化セメンタイトの円径度係数が０．８０以上であるところに特徴を有する。

界面Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）
界面Ｎｉ：０．１０％以下（０％を含まない）
界面Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）
界面Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）
界面Ｍｎ：０．１０％以下（０％を含まない）
界面Ｃｒ：０．９％以下（０％を含まない）
本発明には、上記軸受用鋼材を製造する方法であって、
上記成分組成の鋼材を用い、熱間圧延後に球状化焼鈍を行うものであり、
熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度を８℃／ｓ以上とし、かつ球状化焼鈍において、室温から７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）まで１００〜１５０℃／ｈｒの平均昇温速度で昇温させ、上記均熱温度で１〜２時間加熱後、上記均熱温度から６８０℃まで５０〜１５０℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却するところに特徴を有する冷間加工性に優れた軸受用鋼材の製造方法も含む。

本発明によれば、従来よりも優れた冷間加工性を発揮する軸受用鋼材が得られる。この軸受用鋼材を用いれば、切断、鍛造、切削等の冷間加工を良好に行うことができる。よって、ボール、コロ、ニードル、レースなどの軸受部品を製造する時に、使用する金型の長寿命化を図ることができる。また、熱間で加工されていたレース等を、冷間加工により製造することができるため、部品製造工程におけるＣＯ₂排出量を削減することができる。更には、球状化時間を短縮でき、コスト低減も可能である。

本発明者らは、軸受用鋼材の冷間加工性の更なる向上を目指し、冷間加工時に生じる変形抵抗を低減させるべく、球状化焼鈍材の組織において、特に、最弱部である球状化セメンタイトと母相の界面、詳細には、母相の球状化セメンタイトとの界面領域の組織（フェライト組織）に着目して鋭意研究を行った。

その結果、（ａ）冷間加工時に生じる変形抵抗を低下させるには、球状化セメンタイト表面から２０ｎｍの位置までの母相領域（以下、この母相領域を「界面域」ということがある）の組織中の固溶元素（Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ）を低減することが大変有効であることを見出した。

また更に（ｂ）球状化セメンタイトの円形度係数を０．８０以上にして、優れた変形能を確保することも、冷間加工性の更なる向上に有効であることがわかった。

以下、まず上記（ａ）について詳述する。

従来の球状化焼鈍材の組織において、界面域の元素濃度を、ＦＥ−ＴＥＭのＥＤＸでライン分析したところ、この界面域では、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏが、鋼材母相の各元素濃度よりも高く濃化しており、Ｃｒ、Ｍｎが、鋼材母相の各元素濃度よりも低く欠乏していることが判った。

Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、いずれも平衡分配係数が低い元素であり、球状化焼鈍においてセメンタイトに溶けこみ難いため、セメンタイトと母相の界面に濃化し、その結果、界面域のフェライト組織が強化してしまい、変形抵抗が増大すると考えられる。よって、変形抵抗低減の観点から、この界面域のＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを低減するのがよい。

一方、Ｍｎ、Ｃｒは、いずれも平衡分配係数が高い元素であり、球状化焼鈍においてセメンタイトに溶けこみ易いため、セメンタイトと母相の界面において、Ｍｎ、Ｃｒの欠乏領域が生成すると思われる。Ｍｎ、Ｃｒが欠乏すると、フェライト組織の強度は低下するため、変形抵抗を低減できると考えられる。

上記の通り、優れた冷間加工性を確保するには（変形抵抗を低減するには）、界面域に濃化しやすいＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを積極的に低減すると共に、界面域では欠乏し易いＭｎ、Ｃｒをより低減するのがよい、との観点から、界面域における上記各元素の許容量を検討した（尚、以下では、界面域におけるＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒをそれぞれ、界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕ、界面Ｍｏ、界面Ｍｎ、界面Ｃｒという）。

その結果、変形抵抗を十分低減して優れた冷間加工性を確保するには、
界面Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
界面Ｎｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
界面Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）、
界面Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）、
界面Ｍｎ：０．１０％以下（０％を含まない）、および
界面Ｃｒ：０．９％以下（０％を含まない）
に抑えるのがよいことを見出した。

上述の通り、界面域に存在するいずれの元素も、変形抵抗の低減のためには低減させることが好ましく、界面Ｓｉは、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下である。界面Ｎｉと界面Ｃｕは、好ましくはそれぞれ０．０８％以下、より好ましくはそれぞれ０．０５％以下である。また、界面Ｍｏは、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。また、界面Ｍｎは、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下であり、界面Ｃｒは、好ましくは０．８５％以下、より好ましくは０．７０％以下である。

尚、上記界面域のいずれの元素も、優れた冷間加工性を確保する観点からは、含有量の下限を特に定めないが、鋼中成分や製造条件等を考慮すると、界面Ｓｉの下限はおおよそ０．３０％、界面Ｎｉの下限はおおよそ０．０１％、界面Ｃｕの下限はおおよそ０．０１％、界面Ｍｏの下限は０％、界面Ｍｎの下限はおおよそ０．０１％、界面Ｃｒの下限はおおよそ０．６０％である。

界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕおよび界面Ｍｏを上記範囲内にするには、鋼材中の成分組成（母相の平均成分組成）において、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを、それぞれ規定の上限値以下とする必要がある。また界面Ｍｎと界面Ｃｒを上記範囲にするには、鋼材中の成分組成において、Ｍｎ、Ｃｒを、それぞれ規定の上限値以下とすると共に、球状化焼鈍の条件を後述する通り制御する必要がある。

上記界面域において、上記Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎ以外は、鉄および不可避不純物である。

次に上記（ｂ）（球状化セメンタイトの円径度係数を０．８０以上にして、優れた変形能を確保すること）について説明する。

下記式（１）によって計算される球状化セメンタイトの円形度係数と冷間加工性との関係を、球状化セメンタイトの円形度係数が種々の鋼材について、後述する実施例に示す冷間加工試験（圧縮試験）を行い検討したところ、上記球状化セメンタイトの円形度係数が０．８０以上で、上記試験において圧縮後に割れが生じず、良好な冷間加工性を確保できることを見出した。

一方、上記円形度係数が０．８０未満であると、冷間鍛造時に球状化セメンタイトに応力集中しやすくなり、界面で亀裂が発生し割れが生じやすくなる。

上記球状化セメンタイトの円形度係数は、好ましくは０．８３以上、より好ましくは０．８６以上である。尚、上記円形度係数の上限は、生産性の点から０．９５程度となる。

球状化セメンタイトの円形度係数
＝４π×（球状化セメンタイトの面積）／（球状化セメンタイトの周囲長）² …（１）
球状化セメンタイトの円形度係数を０．８０以上とするには、下記の通りとするのがよい。即ち本発明では、後に詳述する通り、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎが界面に拡散するのを抑制するため、球状化焼鈍時間を通常より短くしている。この様に球状化焼鈍時間が短いと、パーライトの分断及び球状化が十分進まず、円相当度係数が０．８０未満となって割れが生じやすくなる。よって本発明では、球状化焼鈍前の圧延条件を制御する。詳細には、熱間圧延後の平均冷却速度を８℃／ｓ以上と速めて初析セメンタイトとパーライトを微細化させることにより、球状化焼鈍時間が短時間であっても、セメンタイトが球状化し易く、円形度係数を０．８０以上にできる。

以下、上記組織を得るための成分組成と製造条件について詳述する。

まず、上述した組織を得ると共に軸受用鋼材として必要な特性を確保するには、成分組成を下記範囲内とする必要がある。

〔Ｃ：０．９５〜１．１０％〕
Ｃは、焼入硬さを増大させ、適正なセメンタイトを分散させ、室温および高温における部品強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。従って、Ｃは、０．９５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．９８％以上、より好ましくは１．００％以上である。しかしながら、Ｃ量が多くなり過ぎると、フェライトが強化されて変形抵抗が増大し易くなるので、Ｃ量は１．１０％以下とする。好ましくは１．０５％以下である。

〔Ｓｉ：０．１０〜０．３０％〕
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗性を向上させて、部品の転動疲労特性を確保するために必要な元素であるが、過剰になると、上記界面Ｓｉ量も過剰となり、マトリックスの固溶強化により、冷間加工時の変形抵抗が増加する。よってＳｉ量は、０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。しかしながら、Ｓｉ量が少なすぎると、上述した転動疲労特性を十分確保できなくなるため、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。

〔Ｍｎ：０．１％〜０．４０％〕
Ｍｎは、母材の焼入性を向上し、転動疲労特性を確保するために必要な元素であるが、過剰になると、上記界面Ｍｎ量も過剰となり、マトリックスの固溶強化により、冷間加工時の変形抵抗が増加する。よってＭｎ量は、０．４０％以下にする必要がある。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。しかしながら、Ｍｎ量が少なすぎると、焼入性を確保できず、高い部品強度や優れた転動疲労特性の確保が困難となるため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。

〔Ｃｒ：１．００〜１．５０％〕
Ｃｒは、Ｃと結びついて微細かつ円径度係数が０．８０以上のセメンタイトを形成し、冷間加工性及び耐摩耗性を付与すると共に、焼入性を向上させるために必要な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量を１．００％以上とする必要がある。好ましくは１．１０％以上、より好ましくは１．１５％以上である。しかし、Ｃｒ量が１．５０％を超えると、上記界面Ｃｒ量も過剰となり、マトリックスの固溶強化により、冷間加工時の変形抵抗が増加する。よってＣｒ量は１．５０％以下とする。好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．４０％以下である。

〔Ｎｉ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
Ｎｉは、上述した通り平衡分配係数が低く、球状化セメンタイトと母相の界面に濃化し、上記界面Ｎｉ量を高めて、変形抵抗を増加させる元素である。よって、できる限り低減することが望ましく、本発明では、Ｎｉ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。尚、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｎｉ量の下限は、０．０１％程度である。

〔Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
Ｃｕも、上述した通り平衡分配係数が低く、球状化セメンタイトと母相の界面に濃化し、上記界面Ｃｕ量を高めて、変形抵抗を増加させる元素である。よって、できる限り低減することが望ましく、本発明では、Ｃｕ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。尚、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｃｕ量の下限は０．０１％程度である。

〔Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）〕
Ｍｏも、上述した通り平衡分配係数が低く、球状化セメンタイトと母相の界面に濃化し、上記界面Ｍｏ量を高めて、変形抵抗を増加させる元素である。よって、できる限り低減することが望ましく、本発明では、Ｍｏ量を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。尚、Ｍｏ量の下限は特に設けず、０％の場合も含まれる。

本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものである。不可避不純物であるＰは、粒界に偏析し、転動疲労特性及び衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましく、０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下に低減するのが良い。また不可避不純物であるＳは、ＭｎＳとして析出し、転動疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましく、Ｓ含有量は、０．０５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは．００４％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。

［製造条件］
上記規定の界面域を有する軸受用鋼材を得るには、下記の条件で製造することが必要である。

従来の球状化焼鈍では、上記熱間圧延材または熱間鍛造材を、７８０〜８００℃の温度範囲で２〜８時間加熱した後、１０〜１５℃／ｈｒの平均冷却速度で６８０℃まで冷却してから大気放冷することにより、球状化セメンタイトを分散させていた。その結果、冷却中に析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎが一部、母相に拡散し、界面Ｃｒと界面Ｍｎが規定量を超えるものとなっていた。

これに対し本発明では、上記成分組成の鋼材を用い、熱間圧延後に球状化焼鈍を行うにあたり、熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度を８℃／ｓ以上とし、かつ球状化焼鈍において、室温から７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）まで１００〜１５０℃／ｈｒの平均昇温速度で昇温させ、上記均熱温度で１〜２時間加熱後、上記均熱温度から６８０℃まで５０〜１５０℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する（更にその後は大気放冷すればよい）ことによって、セメンタイトの球状化を図ることができると共に、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを母相に拡散させずに、界面域のＣｒとＭｎの濃度を規定の範囲内に抑えることができる。

以下、各製造条件を規定した理由について詳述する。

［熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度：８℃／ｓ以上］
熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度が８℃／ｓを下回ると、旧γ結晶粒が粗大化するため、初析セメンタイトとパーライトを微細化させることができず、後述する条件で球状化焼鈍したときにパーライトの分断及び初析セメンタイトの球状化を図ることができず、球状化セメンタイトの円形度係数を０．８０以上にすることができない。よって、熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度は、８℃／ｓ以上とする。好ましくは１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。尚、上記平均冷却速度の上限は、過冷組織（マルテンサイト）により、断線が生じるため、製造性の観点から１００℃／ｓ程度である。

上記以外の熱間圧延までの製造条件は、特に限定されず一般的な条件を採用することができる。例えば、加熱炉において１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施し、その後、８３０〜１１００℃で熱間圧延を行うことが挙げられる。

次いで、熱間圧延後の球状化焼鈍工程について説明する。

［室温から７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）までの平均昇温速度：１００〜１５０℃／ｈｒ］
室温から７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）までの平均昇温速度が１００℃／ｈｒを下回ると、パーライト分断中にＣｒ、Ｍｎが界面に拡散してしまい、界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えることができない。よって上記平均昇温速度は１００℃／ｈｒ以上とする。好ましくは１１０℃／ｈｒ以上、より好ましくは１２０℃／ｈｒ以上である。一方、上記平均昇温速度が１５０℃／ｈｒを超えると、パーライトを十分分断できず、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回る。よって上記平均昇温速度は１５０℃／ｈｒ以下とする。好ましくは１４０℃／ｈｒ以下、より好ましくは１３０℃／ｈｒ以下である。

［７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）で１〜２時間加熱］
均熱温度が７８０℃を下回ると、パーライトの分断が不十分となり、良好なセメンタイト分布が得られず、セメンタイトの円形度係数が０．８０を下回る。よって、均熱温度は７８０℃以上とする。好ましくは、７９０℃以上である。一方、均熱温度が８００℃を超えると、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎが界面に拡散し、界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えることができなくなる。よって、均熱温度は８００℃以下に抑える。好ましくは７９５℃以下である。

上記均熱温度での加熱時間（均熱時間）が１ｈｒ未満だと、パーライトの分断が不十分となり、良好なセメンタイト分布が得られず、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回る。均熱時間は、好ましくは１．２ｈｒ以上、より好ましくは１．５ｈｒ以上である。しかし均熱時間が２ｈｒを超えると、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎが母相側に拡散し、界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定以下に抑えることができない。よって本発明では均熱時間を２ｈｒ以下とする。好ましくは１．８ｈｒ以下である。

［上記均熱温度から６８０℃までの平均冷却速度：５０〜１５０℃／ｈｒ］
上記均熱温度から６８０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈｒを下回ると、析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎが界面に拡散し、界面Ｃｒと界面Ｍｎを所定の範囲内に抑えられない。よって上記平均冷却速度は５０℃／ｈｒ以上とする。好ましくは６０℃／ｈｒ以上、より好ましくは７０℃／ｈｒ以上である。一方、上記平均冷却速度が１５０℃／ｈｒを超えると、析出するセメンタイトの球状化が不十分となり、セメンタイトの粗大化が進んで、大きさが０．６μｍ以上となり、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回る。よって上記平均冷却速度は、１５０℃／ｈｒ以下とする。好ましくは１４０℃／ｈｒ以下、より好ましくは１３０℃／ｈｒ以下である。

上記平均冷却速度での冷却は、上記均熱温度から少なくとも６８０℃まで行う。６８０℃以下では、各元素の拡散が極めて遅くなるため、６８０℃以下の冷却速度は界面域濃度にほとんど影響しない。そのため、６８０℃以下の冷却速度は生産ラインに応じて適宜選択すればよい。この様に、上記６８０℃まで冷却後、室温までの冷却速度は特に限定されないが、生産性向上の観点からは放冷（大気放冷）とすることが望ましい。

上記方法によれば、従来の球状化焼鈍工程よりも均熱時間が短いため、コスト低減と生産性の向上を図ることができる。

本発明の鋼材は、上記のような球状化焼鈍を行った後、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるものであるが、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。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す化学成分組成の鋳片を、加熱炉において１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８３０〜１１００℃で熱間圧延し、熱間圧延終了後の７４０℃までの冷却を表２に示す平均冷却速度で実施してサイズφ２０ｍｍの鋼材を得た。次いで、この鋼材を、室温から表２に示す各均熱温度まで、表２に示す各平均昇温速度で加熱し、該均熱温度で、表２に示す均熱時間保持した。その後、６８０℃まで表２に示す平均冷却速度で冷却してから大気放冷した。

上記の様にして得られた鋼材を用いて、界面域の各元素濃度の測定、セメンタイトの円形度係数の測定、冷間加工性（冷間鍛造性）の評価を、以下の通り行った。

［界面域の各元素濃度の測定］
上記球状化焼鈍（熱処理）後の鋼材を、Ｄ（直径）／４の位置を観察できるように縦断面（圧延方向に並行な断面）で切断し、この断面を研磨した後、薄膜法にて試料を作製し、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）により球状化セメンタイトの観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）により球状化セメンタイトのライン分析を、球状化セメンタイトのほぼ円中心を通るように実施し（測定条件は下記の通りである）、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの各元素の濃度を測定した。この分析を、任意に選択した球状化セメンタイト５個について行い、球状化セメンタイト表面から２０ｎｍ位置までの領域の各元素の平均値を求めて、それぞれ界面Ｆｅ、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｒ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｍｏの量とした。
（測定条件）
倍率：５０００００倍
測定ステップ：２ｎｍ
分析長さ：１００ｎｍ

［セメンタイトの円形度係数の測定］
上記熱処理後の試験片を、Ｄ（直径）／４の位置を観察できるように縦断面（圧延方向に並行な断面）で切断し、Ｄ／４の位置を、走査電子顕微鏡により２０００倍で観察した。１視野のサイズは２６８８μｍ^２であり、合計４視野（２６８８μｍ^２×４＝１０７５２μｍ^２）観察した。そして、粒子解析ソフト［粒子解析III］を用いて、セメンタイト粒径（円相当直径）が０．１３μｍ以上のものについて、下記式（１）より円形度係数を算出した。
円形度係数＝４π×面積／（周囲長）²

［冷間加工性（冷間鍛造性）の評価］
上記球状化焼鈍後の鋼材の軸中心部から、直径φ１４ｍｍ、長さ２１ｍｍの試験片を切り出し、プレス試験機を用いて、圧縮率（加工率）６０％で冷間加工した後、試験片の側面を光学顕微鏡にて２０倍で観察し、割れの有無を確認して変形能を評価した。また、圧縮率４０％で加工時の変形抵抗を測定した。

尚、上記圧縮率は下記式（２）から求めたものである。
圧縮率（％）＝（１−Ｌ／Ｌ０）×１００ …（２）
（式（２）において、Ｌ０：加工前の試験片長さ、Ｌ：加工後の試験片長さである）
そして、圧縮率６０％で加工後に割れがなく、かつ下記式（３）から求められる、ベース鋼（従来鋼、Ｎｏ．１）に対する変形抵抗の低減率が５％以上のものを、合格（冷間加工性に優れる）と判定した。
変形抵抗の低減率（％）＝１００×［Ｎｏ．１の変形抵抗（９３４ＭＰａ）−各試料の変形抵抗］／Ｎｏ．１の変形抵抗（９３４ＭＰａ）…（３）
これらの結果を表３および表４に示す。

表１〜４より次の様に考察することができる。Ｎｏ．２〜５、１４〜１６、２５〜３９は、本発明で規定の要件を満たすものであり、良好な冷間加工性を発揮する軸受用鋼材が得られている。これに対し、上記Ｎｏ．以外の例は、本発明で規定する要件のいずれかを満たさないため、優れた冷間加工性が得られていない。詳細には以下の通りである。

即ちＮｏ．１は、ベース鋼（従来鋼）であり、熱間圧延後の冷却速度が遅く、かつ球状化焼鈍時の平均昇温速度が遅く、また均熱時間が長く、更に均熱後の６８０℃までの冷却速度が遅いため、界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えられず変形抵抗が高い。

尚、Ｎｏ．１において、熱間圧延後の冷却速度が遅いが、球状化セメンタイトの円径度係数は０．８０以上である理由は、均熱時間が長いためである。

Ｎｏ．６とＮｏ．４０は、均熱温度までの昇温時間が遅すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えることができず、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．７とＮｏ．４１は、均熱温度が高すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えることができず、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．８とＮｏ．４２は、均熱時間が長すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えられず変形抵抗が高くなった。

Ｎｏ．９とＮｏ．４３は、均熱後６８０℃までの冷却速度が遅すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎを規定範囲内に抑えられず変形抵抗が高くなった。

Ｎｏ．１０とＮｏ．４４は、熱間圧延後の冷却速度が遅すぎるため、セメンタイトの円形度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．１１とＮｏ．４５は、球状化焼鈍時の平均昇温速度が速すぎるため、パーライトが十分分断されず、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．１２とＮｏ．４６は、均熱時間が短すぎるため、パーライトの分断が不十分であり、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．１３とＮｏ．４７は、均熱温度が低すぎるため、パーライトの分断が不十分となり、セメンタイトの円径度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．４８は、均熱後６８０℃までの冷却速度が速すぎるため、析出するセメンタイトの球状化が不十分となって、セメンタイトの円形度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．１７は、鋼材のＳｉ量が過剰であるため、界面Ｓｉ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．１８は、鋼材のＭｎ量が過剰であるため、界面Ｍｎ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．１９は、鋼材のＣｒ量が不足しているため、セメンタイトの円形度係数が０．８０を下回り、その結果、冷間加工時に割れが生じた。

Ｎｏ．２０は、鋼材のＣ量が過剰であるため、変形抵抗が増加した。Ｎｏ．２１は、鋼材のＣｒ量が過剰であるため、界面Ｃｒ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．２２は、鋼材のＣｕ量が過剰であるため、界面Ｃｕ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。またＮｏ．２３は、鋼材のＮｉ量が過剰であるため、界面Ｎｉ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。

Ｎｏ．２４は、鋼材のＭｏ量が過剰であるため、界面Ｍｏ量が規定範囲外となり、変形抵抗が増加した。

Claims (2)

1. Ｃ：０．９５〜１．１０％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
   Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
   Ｍｎ：０．１％〜０．４０％、
   Ｃｒ：１．００〜１．５０％、
   Ｎｉ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）
   を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
   球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ（界面Ｓｉ）、Ｎｉ（界面Ｎｉ）、Ｃｕ（界面Ｃｕ）、Ｍｏ（界面Ｍｏ）、Ｍｎ（界面Ｍｎ）、およびＣｒ（界面Ｃｒ）が下記範囲を満たし、かつ球状化セメンタイトの円径度係数が０．８０以上であることを特徴とする冷間加工性に優れた軸受用鋼材。
   界面Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）
   界面Ｎｉ：０．１０％以下（０％を含まない）
   界面Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）
   界面Ｍｏ：０．０３％以下（０％を含む）
   界面Ｍｎ：０．１０％以下（０％を含まない）
   界面Ｃｒ：０．９％以下（０％を含まない）
2. 請求項１に記載の軸受用鋼材を製造する方法であって、
   請求項１に記載の成分組成の鋼材を用い、熱間圧延後に球状化焼鈍を行うものであって、
   熱間圧延後の７４０℃までの平均冷却速度を８℃／ｓ以上とし、かつ球状化焼鈍において、室温から７８０〜８００℃の温度域（均熱温度）まで１００〜１５０℃／ｈｒの平均昇温速度で昇温させ、
   上記均熱温度で１〜２時間加熱後、
   上記均熱温度から６８０℃まで５０〜１５０℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する
   ことを特徴とする冷間加工性に優れた軸受用鋼材の製造方法。