JP5976584B2 - 転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 - Google Patents
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Description
本発明は、軸受用鋼材を各種産業機械や自動車等に使用される軸受用の転動体（コロ、ニードル、玉、レース等）に加工したときに優れた切削加工性を発揮し、また軸受用の転動体として用いたときに、優れた転動疲労特性を発揮する軸受用鋼材に関するものである。また本発明はこのような軸受用鋼材から得られる軸受部品に関するものである。
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いると考えられていた。そのため、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を改善する方法が検討されていた。例えば、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が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は、鋼材の化学成分組成、および酸化物系介在物の平均組成等を制御することで、冷間加工性と転動疲労特性の向上を図る技術が開示されている。特に酸化物系介在物の平均組成を、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下、およびＭｇＯ：１５％以下、残部ＳｉＯ2及び不純物に制御することで、転動疲労特性を向上させる技術が開示されている。
また特許文献２には、Ｔｅを添加することで、硫化物系介在物を偏晶凝固させて転動疲労特性を向上させる技術が開示されている。
近年、製造コストを低減する観点から、軸受用鋼材から各種軸受部品を製造する際の切削加工性の改善が求められている。軸受用鋼材は難切削材であるため球状化焼鈍（軟化処理）が施されるが、それでも工具の摩耗が激しく、工具寿命が短いことが問題となっている。したがって軸受用鋼材は転動疲労特性に優れているだけでなく、切削加工性にも優れていることが望まれているが、両特性を兼備した軸受用鋼材は未だ開発されていない。
本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、転動疲労特性と切削加工性に優れた特性を有する軸受用鋼材、および軸受部品を提供することである。
上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材は、Ｃ：０．８〜１．１％、Ｓｉ：０．１５〜０．８％、Ｍｎ：０．１０〜１％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｒ：１．３〜１．８％、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に含まれる酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：２０〜５０％、Ａｌ2Ｏ3：１５〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜６２％、ＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、且つ、最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０〜１５０μｍであることに要旨を有する。
本発明の好ましい実施態様において、上記軸受用鋼材は更にＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである。
本発明には、上記軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品も包含される。
本発明によれば、鋼材の化学成分組成、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成、および硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が適切に制御されているため、転動疲労特性、および切削加工性に極めて優れた軸受用鋼材を提供できる。このような軸受用鋼材は、切削加工性に優れているため、工具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。
また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。更に本発明の軸受用鋼材は、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り、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。
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、早期剥離を抑制できると共に、鋼材（軸受用鋼材を意味する。以下同じ）に切削加工等を施して最終形状に仕上げるときの切削加工性（例えば、旋削加工の工具寿命など）が良好な軸受用のＳｉ脱酸鋼材を提供するため、検討を重ねてきた。
まず、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物は、熱間加工などの高温域で結晶化し、多結晶体となる。多結晶体となった酸化物系介在物は、母相である鋼に比べて変形抵抗が高いため、熱間加工や冷間加工時に鋼（母相）と酸化物系介在物の界面に空隙を発生し易く、き裂が発生して転動疲労特性が悪化する原因となる。そこで本発明者らは、Ｓｉ脱酸で得られる上記酸化物系介在物の組成を制御することによって結晶化を抑制し、非晶質体とすることで空隙の発生を抑制する方法について鋭意検討した。その結果、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を含むことで結晶化を抑制できることが明らかになった。具体的には、鋼中成分としてＴｉを所定範囲内で含み、且つ、酸化物系介在物としてＴｉＯ2を所定範囲内で含むＳｉ脱酸鋼材を用いれば、転動疲労特性を向上できることを見出した。
本発明において、酸化物系介在物について、ＴｉＯ2を含む組成とすることにより転動疲労特性が向上する理由は詳細には不明であるが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｓｉ脱酸で得られるＳｉＯ2含有酸化物系介在物にＴｉＯ2が含まれるようになると、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）とＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）の２相に分離する。２相に分離する理由は、溶鋼段階でＴｉＯ2とＳｉＯ2との２液相に分離する性質があるためと考えられる。その結果、ＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）中のＳｉＯ2濃度が上昇し、Ｓｉ脱酸鋼において発生し易かったゲーレナイト（Ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ）、スピネル（Ｓｐｉｎｅｌ、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3）などの結晶質化が抑制される。一方、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）も、酸化物系介在物中にＴｉＯ2が含まれることにより、液相線温度も低下し、上述したゲーレナイト、スピネルなどの結晶質化が抑制される。そのため、従来法では避けられなかった、上記ＳｉＯ2含有酸化物系介在物の熱間加工時における結晶化を抑制できる。また、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ができる。更には、多結晶体である酸化物系介在物の内部に発生する空洞をも抑制することができる。その結果、転動疲労特性を著しく向上することができる。
更に、ＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）はＳｉＯ2濃度が高いため、非晶質でありながら熱間加工時の変形抵抗が高い。そのため、非晶質を維持しながらも熱間加工時の介在物の延伸を抑制することができる。その結果、アスペクト比（長径／短径）を低く抑えることができるため、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、早期剥離を抑制することができる。
これに対し、酸化物系介在物中に所定のＴｉＯ2濃度を確保していない場合、母相の鋼と酸化物系介在物の界面に発生する空洞や、酸化物系介在物内部の結晶体と結晶体の界面や、結晶体と非晶質体との界面に発生する空洞を抑制できない。その結果、所望とする転動疲労特性を確保できないことが判明した。
更に切削加工性を改善するためには、非金属系介在物を適切にコントロールすることが重要であると考えた。切削加工性の向上のみを考慮するのであれば、従来から鋼材の化学成分組成を最適化することが提案されている。しかしながら上記酸化物系介在物の組成を制御する観点からは鋼材の化学成分組成を大きく変更することは難しい。そこで本発明者らは鋼材中に生成する非金属系介在物を制御して切削加工性を向上させること検討した。
上記したように転動疲労特性に影響を与える要因の一つとして、鋼材中の非金属系介在物を起点とした疲労剥離（転動疲労損傷）が知られている。そしてこのような疲労剥離については、極値統計法に基づく評価面積（ａｒｅａ）における最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値（以下、「硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値」ということがある）を小さく（すなわち、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）のサイズを微細化すること）することが有効であることも知られている。
しかしながら本発明者らが研究を重ねた結果、硫化物系介在物は転動疲労特性には悪影響を及ぼすものの、切削加工性向上には有効であることがわかった。すなわち、転動疲労特性向上の観点からは硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を小さくすることが有効であるが、切削加工性が悪化することがわかった（後記表２の試験Ｎｏ．１５、１６）。一方、切削加工性向上の観点からは硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を大きくすることが有効であるが、転動疲労特性が悪化することがわかった（後記表２の試験Ｎｏ．１７、１９）。
そして本発明者らは更に研究を重ねた結果、酸化物系介在物を所定の組成に制御しつつ、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を最適化すれば、転動疲労特性と切削加工性の両特性を兼備した軸受用鋼材を提供できることを見出し、本発明を完成した。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、その具体的な構成は以下のとおりである。
まず、本発明の鋼材の化学成分組成について説明する。
Ｃ：０．８〜１．１％
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐磨耗性を付与するための必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは少なくとも、０．８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．１％を超えて過剰になると、軸受の芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。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％以上であり、好ましい上限は１．０５％以下、より好ましくは１．０％以下である。
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐磨耗性を付与するための必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは少なくとも、０．８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．１％を超えて過剰になると、軸受の芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。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％以上であり、好ましい上限は１．０５％以下、より好ましくは１．０％以下である。
Ｓｉ：０．１５〜０．８％
Ｓｉは、脱酸元素として有効に作用する他、焼入れ・焼戻し軟化抵抗を高めて硬さを高める作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．８％を超えると、鍛造時に金型寿命が低下するばかりか、コスト増加を招くことになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上であり、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。
Ｓｉは、脱酸元素として有効に作用する他、焼入れ・焼戻し軟化抵抗を高めて硬さを高める作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．８％を超えると、鍛造時に金型寿命が低下するばかりか、コスト増加を招くことになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上であり、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：０．１０〜１％
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０．１０％を下回るとその効果が発揮されず、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、切削加工性が著しく低下する。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％以上であり、好ましい上限は０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。
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０．１０％を下回るとその効果が発揮されず、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、切削加工性が著しく低下する。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％以上であり、好ましい上限は０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下とするのがよい。なお、Ｐは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下とするのがよい。なお、Ｐは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。
Ｓ：０．００５〜０．０１５％
Ｓは、硫化物系介在物（ＭｎＳ）を形成する元素であり、切削加工性改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって０．０１５％を超えると、粗大な硫化物が鋼材中に残存して、転動疲労特性が低下する。したがって、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上であり、好ましい上限は０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
Ｓは、硫化物系介在物（ＭｎＳ）を形成する元素であり、切削加工性改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって０．０１５％を超えると、粗大な硫化物が鋼材中に残存して、転動疲労特性が低下する。したがって、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上であり、好ましい上限は０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
Ｃｒ：１．３〜１．８％
Ｃｒは、鋼材の焼入性を向上させると共に炭化物の硬度を高めて、部品の耐摩耗性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは１．３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると粗大な炭化物が生成し、転動疲労特性や切削加工性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量は１．８％以下に抑制する必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３５％以上であり、より好ましくは１．４％以上であり、好ましい上限は１．７％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
Ｃｒは、鋼材の焼入性を向上させると共に炭化物の硬度を高めて、部品の耐摩耗性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは１．３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると粗大な炭化物が生成し、転動疲労特性や切削加工性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量は１．８％以下に抑制する必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３５％以上であり、より好ましくは１．４％以上であり、好ましい上限は１．７％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
Ａｌ：０．０００２〜０．００５％
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明の鋼材においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、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％を超えてしまうと、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鋼材中に残存するので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。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Ａｌ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Ａｌ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。したがって、Ａｌ含有量の下限は０．０００２％以上、好ましくは０．０００５％以上である。
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明の鋼材においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、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％を超えてしまうと、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鋼材中に残存するので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。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Ａｌ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Ａｌ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。したがって、Ａｌ含有量の下限は０．０００２％以上、好ましくは０．０００５％以上である。
Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％
Ｔｉは、本発明において特に重要な役割を果たす元素である。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、これまで解決が困難であった問題を解決することができ、転動疲労特性が一層向上する。すなわち、解決困難な問題であった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を抑制できる。更に所定量のＴｉは、アスペクト比の低減化にも有効に作用し、これにより、転動疲労特性が更に向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が多くなり、０．０１０％を超えると、ＴｉＯ2系酸化物が結晶相として単独で生成してしまう。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とした。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００８％以上、より好ましくは０．００１１％以上であり、好ましい上限は０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｔｉは、本発明において特に重要な役割を果たす元素である。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、これまで解決が困難であった問題を解決することができ、転動疲労特性が一層向上する。すなわち、解決困難な問題であった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を抑制できる。更に所定量のＴｉは、アスペクト比の低減化にも有効に作用し、これにより、転動疲労特性が更に向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が多くなり、０．０１０％を超えると、ＴｉＯ2系酸化物が結晶相として単独で生成してしまう。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とした。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００８％以上、より好ましくは０．００１１％以上であり、好ましい上限は０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、ＴｉＮを生成し、転動疲労特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。したがってＮ含有量の上限は、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｎは、ＴｉＮを生成し、転動疲労特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。したがってＮ含有量の上限は、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２％
Ｃａは、酸化物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物を軟化させ、転動疲労特性を改善するのに有効である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は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、酸化物が硬質化し、転動疲労特性に悪影響を与える。したがって、Ｃａ含有量は０．００２％以下とした。好ましいＣａ含有量の下限は０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上であり、好ましい上限は０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。
Ｃａは、酸化物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物を軟化させ、転動疲労特性を改善するのに有効である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は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、酸化物が硬質化し、転動疲労特性に悪影響を与える。したがって、Ｃａ含有量は０．００２％以下とした。好ましいＣａ含有量の下限は０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上であり、好ましい上限は０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。
Ｏ：０．００３０％以下（０％を含まない）
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０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、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。したがってＯ含有量の上限は、０．００３０％以下とする。好ましい上限は０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
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０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、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。したがってＯ含有量の上限は、０．００３０％以下とする。好ましい上限は０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
本発明で規定する含有元素は上記のとおりであって、残部は鉄、および不可避不純物である。該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（例えばＡｓ、Ｈ、Ｎ）の混入が許容され得る。なお、本発明では上記以外の不可避不純物は本発明の上記特性に影響を与えない範囲で含まれていてもよい。不可避不純物は例えば０．１０％までは許容する趣旨である。
なお、本発明では、転動疲労特性を高めるため、下記選択元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ）を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
これら元素は単独、或いは２種類以上を添加してもよい。
これら元素は単独、或いは２種類以上を添加してもよい。
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、耐食性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を得るには、Ｃｕ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｃｕが過剰になると、熱間圧延性を低下させ、製造時に割れが発生し易くなる。そのためＣｕ量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｃｕは、耐食性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を得るには、Ｃｕ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｃｕが過剰になると、熱間圧延性を低下させ、製造時に割れが発生し易くなる。そのためＣｕ量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、Ｃｕと耐食性の点で同効元素であり、また靭性を高めて、衝撃特性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｉ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉは高価であり、コスト面から低減することが望ましい。またＮｉが過剰になると切削加工性を低下させる。そのためＮｉ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと耐食性の点で同効元素であり、また靭性を高めて、衝撃特性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｉ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉは高価であり、コスト面から低減することが望ましい。またＮｉが過剰になると切削加工性を低下させる。そのためＮｉ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、Ｎｉと靭性の点で同効元素であり、靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｏは高価であり、コスト面から低減することが望ましい。そのためＭｏ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４５％以下である。
Ｍｏは、Ｎｉと靭性の点で同効元素であり、靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｏは高価であり、コスト面から低減することが望ましい。そのためＭｏ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４５％以下である。
次に、鋼材中に存在する酸化物系介在物について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる酸化物について、酸化物の平均組成が、全酸化物（１００％）に対する比率（質量％）で、ＣａＯ：２０〜５０％、Ａｌ2Ｏ3：１５〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜６２％、ＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部はその他の酸化物からなるところに特徴がある。
ＣａＯ：２０〜５０％
ＣａＯは塩基性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ2と共に含まれると、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、５０％以下とする必要がある。酸化物中におけるＣａＯ含有量の好ましい下限は２２％以上、より好ましくは２５％以上であり、好ましい上限は４３％以下、より好ましくは４１％以下である。
ＣａＯは塩基性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ2と共に含まれると、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、５０％以下とする必要がある。酸化物中におけるＣａＯ含有量の好ましい下限は２２％以上、より好ましくは２５％以上であり、好ましい上限は４３％以下、より好ましくは４１％以下である。
Ａｌ2Ｏ3：１５〜５０％
酸化物の平均組成における含有量が５０％を超えると、圧延温度域でＡｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、ＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出したりする。これらの固相は、硬質で圧延・冷間加工時に分断しにくく、粗大な介在物として存在するため、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。好ましくは４３％以下、更に好ましくは４１％以下である。一方、酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3含有量が低すぎると、ＣａＯ、ＳｉＯ2が主体の硬質な介在物となり、転動疲労特性を悪化させる。そのため、Ａｌ2Ｏ3の含有量は１５％以上とした。好ましい下限は１７％以上、更に好ましくは２０％以上である。
酸化物の平均組成における含有量が５０％を超えると、圧延温度域でＡｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、ＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出したりする。これらの固相は、硬質で圧延・冷間加工時に分断しにくく、粗大な介在物として存在するため、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。好ましくは４３％以下、更に好ましくは４１％以下である。一方、酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3含有量が低すぎると、ＣａＯ、ＳｉＯ2が主体の硬質な介在物となり、転動疲労特性を悪化させる。そのため、Ａｌ2Ｏ3の含有量は１５％以上とした。好ましい下限は１７％以上、更に好ましくは２０％以上である。
ＳｉＯ2：２０〜６２％
ＳｉＯ2は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を軟質化させ、転動疲労寿命を向上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％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＳｉＯ2含有量が６２％を超えると、ＳｉＯ2を多く含む結晶相が生成し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含有量の好ましい下限は２５％以上、より好ましくは３０％以上であり、好ましい上限は５０％以下、より好ましくは４５％以下である。
ＳｉＯ2は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を軟質化させ、転動疲労寿命を向上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％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＳｉＯ2含有量が６２％を超えると、ＳｉＯ2を多く含む結晶相が生成し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含有量の好ましい下限は２５％以上、より好ましくは３０％以上であり、好ましい上限は５０％以下、より好ましくは４５％以下である。
ＴｉＯ2：３〜１０％
ＴｉＯ2は、本発明を特徴付ける酸化物成分であり、酸性酸化物であるＳｉＯ2と共に含まれると、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）とＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）の２相に分離でき、両相とも硬質化を抑制する効果を有する。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を向上する。また、介在物の軟質化により切削工具の摩耗も低減し切削加工性も向上する。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。酸化物中におけるＴｉＯ2含有量の好ましい下限は４％以上、より好ましくは５％以上、であり、好ましい上限は８％以下、より好ましくは７％以下である。
ＴｉＯ2は、本発明を特徴付ける酸化物成分であり、酸性酸化物であるＳｉＯ2と共に含まれると、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）とＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）の２相に分離でき、両相とも硬質化を抑制する効果を有する。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を向上する。また、介在物の軟質化により切削工具の摩耗も低減し切削加工性も向上する。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。酸化物中におけるＴｉＯ2含有量の好ましい下限は４％以上、より好ましくは５％以上、であり、好ましい上限は８％以下、より好ましくは７％以下である。
このように本発明鋼材に含まれる酸化物は、基本的にＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、およびＴｉＯ2で構成されているが、その他の酸化物を含有してもよい趣旨である。その他の酸化物は、上記酸化物系介在物の効果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。その他の酸化物の合計量（質量％）は、全酸化物に対する比率で好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下、更に好ましくは１０％以下、最も好ましくは５％以下に制御されていることが好ましい。
最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値（硫化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値）：５０〜１５０μｍ
硫化物系介在物は転動疲労特性と切削加工性の両特性に影響する非金属系介在物である。硫化物系介在物による切削加工性向上効果を得るには、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は５０μｍ以上とする必要がある。硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０μｍ以上であっても、硫化物系介在物は酸化物系介在物と比べて軟質であり、酸化物系介在物の組成が上記のように適切に制御されていれば、転動疲労破壊を抑制できる。しかしながら硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が１５０μｍを超えて粗大化すると、製造過程（圧延）で延伸されて該硫化物系介在物の周囲に応力が集中して転動疲労特性が低下する。そのため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は１５０μｍ以下にする必要がある。硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は好ましくは６０μｍ以上、より好ましくは７０μｍ以上であって、好ましくは１３０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下である。
硫化物系介在物は転動疲労特性と切削加工性の両特性に影響する非金属系介在物である。硫化物系介在物による切削加工性向上効果を得るには、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は５０μｍ以上とする必要がある。硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０μｍ以上であっても、硫化物系介在物は酸化物系介在物と比べて軟質であり、酸化物系介在物の組成が上記のように適切に制御されていれば、転動疲労破壊を抑制できる。しかしながら硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が１５０μｍを超えて粗大化すると、製造過程（圧延）で延伸されて該硫化物系介在物の周囲に応力が集中して転動疲労特性が低下する。そのため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は１５０μｍ以下にする必要がある。硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は好ましくは６０μｍ以上、より好ましくは７０μｍ以上であって、好ましくは１３０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下である。
次に本発明に係る上記軸受用鋼材の製造方法について説明する。
本発明の軸受用鋼材は、従来公知の製造工程に基づいて製造できる。すなわち、鋼を溶製し（溶製工程）、常法に従って鋳片を鋳造する（鋳造工程）。得られた鋳片に均熱処理（溶体化処理に相当）を施した後に熱間鍛造し、室温まで冷却する（分塊圧延工程）。その後、再加熱して熱間加工（例えば熱間圧延）することによって（棒鋼圧延工程）、軸受用鋼材が得られる。
上記従来の製造工程において、本発明では特に酸化物系介在物の平均組成、及び硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を制御する観点から、特に溶製工程、及び鋳造工程に留意して製造すればよく、それ以外の工程は、軸受用鋼材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。
溶製工程：
まず鋼を溶製する際に、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。
まず鋼を溶製する際に、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の制御方法としては特に限定されず、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を添加すればよい。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よいし、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。
更に本発明では、この溶製時には、硫化物系介在物の生成を制御するために、鋼中に含まれるＳ含有量を上記のとおり、０．００５〜０．０１５％に制御する。また所望の鋼材の化学成分組成となるように、溶製時に適宜、添加元素等を調整すればよい。
鋳造工程：
鋼を溶製して化学成分組成を調整した後、鋳片を作製する。本発明では溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）までの平均冷却速度（以下、「鋳造時の平均冷却速度」という）を適切に制御することにより、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を上記所望の範囲に制御できる。鋳造時の平均冷却速度が速すぎるとＭｎＳが微細化し、以下の工程を経て得られる軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０μｍ未満になりやすい。一方、平均冷却速度が遅すぎると粗大な硫化物系介在物が凝固組織の樹枝間に晶出しやすくなり、後記圧延工程で硫化物系介在物が延伸され、軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が１５０μｍを超えるようになる。したがって軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を上記所定の範囲内とするには、鋳造時の平均冷却速度を好ましくは２００℃／時間以上、より好ましくは２５０℃／時間以上、更に好ましくは３００℃／時間以上であって、好ましくは７００℃／時間以下、より好ましくは６５０℃／時間以下、更に好ましくは６００℃／時間以下に制御することが推奨される。冷却速度の調整方法は特に限定されず、公知の方法でよく、例えば冷却水量や冷却時間を調整すればよい。
鋼を溶製して化学成分組成を調整した後、鋳片を作製する。本発明では溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）までの平均冷却速度（以下、「鋳造時の平均冷却速度」という）を適切に制御することにより、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を上記所望の範囲に制御できる。鋳造時の平均冷却速度が速すぎるとＭｎＳが微細化し、以下の工程を経て得られる軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０μｍ未満になりやすい。一方、平均冷却速度が遅すぎると粗大な硫化物系介在物が凝固組織の樹枝間に晶出しやすくなり、後記圧延工程で硫化物系介在物が延伸され、軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が１５０μｍを超えるようになる。したがって軸受用鋼材中の硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を上記所定の範囲内とするには、鋳造時の平均冷却速度を好ましくは２００℃／時間以上、より好ましくは２５０℃／時間以上、更に好ましくは３００℃／時間以上であって、好ましくは７００℃／時間以下、より好ましくは６５０℃／時間以下、更に好ましくは６００℃／時間以下に制御することが推奨される。冷却速度の調整方法は特に限定されず、公知の方法でよく、例えば冷却水量や冷却時間を調整すればよい。
分塊圧延工程：
続いて鋳片に均熱処理を施してから熱間鍛造する。均熱温度は特に限定されず、例えば鋳片を１１００〜１３００℃程度に加熱し、該温度域で３０〜１０時間程度保持した後、熱間鍛造し、空冷などにより室温まで冷却すればよい。
続いて鋳片に均熱処理を施してから熱間鍛造する。均熱温度は特に限定されず、例えば鋳片を１１００〜１３００℃程度に加熱し、該温度域で３０〜１０時間程度保持した後、熱間鍛造し、空冷などにより室温まで冷却すればよい。
棒鋼圧延工程：
上記熱間鍛造後の鋼片（ビレット）は、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の軸受用鋼材が得られる。本発明では、この再加熱時の温度は特に限定されない。例えば９００℃〜１１００℃程度に加熱して熱間圧延を行えばよい。
上記熱間鍛造後の鋼片（ビレット）は、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の軸受用鋼材が得られる。本発明では、この再加熱時の温度は特に限定されない。例えば９００℃〜１１００℃程度に加熱して熱間圧延を行えばよい。
熱間加工後の軸受用鋼材の形状も特に限定されず、所望の形状（例えば線材、棒鋼）とすればよい。
軸受用鋼材は、上記本発明で規定する要件、すなわち化学成分組成、酸化物系平均組成、および硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値も制御されており、転動疲労特性と切削加工性に優れた効果を奏する。
このようにして得られた本発明の軸受用鋼材は、球状化焼鈍を行って、該鋼材を軟化させた後、冷間加工（例えば、冷間鍛造）や切削加工、研磨加工を施して所定の部品形状にする。その後、焼入れ・焼戻しを行って所望の硬度にした後、仕上げ研磨などを必要に応じて施すことで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。
また軸受部品を製造する際の条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。例えば球状化焼鈍は一般的な徐冷法、すなわち、７２０〜７９０℃程度の温度域で３〜１０時間保持した後、１０〜１５℃／分の平均冷却速度で冷却すれよい。また焼入れ処処理は、例えば８００〜８５０℃に加熱した後、油冷すればよい。その後の焼戻し処理は、例えば１４０〜２００℃に加熱後、放冷すればよい。
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。こうして得られた軸受部品は、従来よりも優れた転動疲労特性、及び切削加工性を有するものである。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。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る。それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
試験片の作製
小型溶解炉を用い、下記表１に示す各種化学成分組成の供試材（残部は鉄および不可避不純物）を溶製し、鋳片（サイズ：直径２３０ｍｍ）を作製した。溶製に当たっては、通常実施されるＡｌ脱酸処理は行わず、Ｓｉ脱酸処理を行った。この際、表２記載の平均冷却速度で溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）まで冷却した（表中、「鋳造時の平均冷却速度」）。
小型溶解炉を用い、下記表１に示す各種化学成分組成の供試材（残部は鉄および不可避不純物）を溶製し、鋳片（サイズ：直径２３０ｍｍ）を作製した。溶製に当たっては、通常実施されるＡｌ脱酸処理は行わず、Ｓｉ脱酸処理を行った。この際、表２記載の平均冷却速度で溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）まで冷却した（表中、「鋳造時の平均冷却速度」）。
得られた鋳片を１２５０℃に加熱して該温度で１時間保持した後、１２００℃で熱間鍛造し、室温まで冷却した。次いで１０００℃まで再加熱して熱間圧延（９００〜１０００℃）することによって丸棒鋼（軸受用鋼材：試験片）を製造した。この試験片を用いて酸化物系介在物の平均組成、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を測定した。
また上記丸棒鋼を切断し、球状化焼鈍（７７０℃で６時間保持した後、６８０度まで−１０℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却し、その後、放冷）を施して鋼材を軟化させた後、円盤状のスラスト型転動疲労試験用のテストピース（直径６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍ）に加工した。このテストピースを８４０℃で３０分加熱後に油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを行った。最後に仕上げ研磨（表面粗さ：Ｒａ０．１μｍ）を施してスラスト型転動疲労試験片を作製して、転動疲労寿命を評価した。
また上記丸棒鋼（直径６５ｍｍの軸受用鋼材：試験片）を切断し、上記条件で球状化焼鈍を施して鋼材を軟化させた後、外周部を片側１．５ｍｍずつ切削して切削加工試験片（直径６２ｍｍ：長さ２５０ｍｍ）を作製して、切削工具寿命を評価した。
（酸化物系介在物の平均組成の測定方法）
酸化物系介在物の組成（平均組成）の測定に当たっては、以下の試験片を用いた。まず、上記のようにして得られた丸棒鋼（軸受用鋼材）の表面からＤ／２位置（Ｄは直径）で圧延方向断面が観察できるように試験片（サイズ：２０×２０×１０ｍｍ）を切り出し、ミクロ試料（組織観察用試料）を１個切り出し、断面を研磨した。酸化物系介在物の平均組成は、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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒ、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。
酸化物系介在物の組成（平均組成）の測定に当たっては、以下の試験片を用いた。まず、上記のようにして得られた丸棒鋼（軸受用鋼材）の表面からＤ／２位置（Ｄは直径）で圧延方向断面が観察できるように試験片（サイズ：２０×２０×１０ｍｍ）を切り出し、ミクロ試料（組織観察用試料）を１個切り出し、断面を研磨した。酸化物系介在物の平均組成は、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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒ、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。
（硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値の測定方法）
上記丸棒鋼の試験片（サイズ：２０×２０×１０ｍｍ）を切り出したミクロ試料を用いて硫化物系介在物の最大サイズは極値統計法を用いて算出した。硫化物系介在物の最大サイズは極値分布（ここではワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法（Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｖａｌｕｅ Ｓｔａｔｉｓｔｉｃｓ Ｍｅｔｈｏｄ）を用いて算出した。まず、ミクロ試料の表面を光学顕微鏡（倍率１００倍×２０視野：１視野当たり１５ｍｍ2、合計視野面積３００ｍｍ2）を用いて観察する。各視野において最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）を測定する。測定した２０視野の最大硫化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの値を用い、極値確率紙を用いて、基準化変数：Ｙ＝８．１１となるとき（予測面積：１００万ｍｍ2に相当）の値を予測される最大サイズとした。なお、上記測定方法は公知であり、上記以外の測定条件については、常法に従って設定すればよい。測定方法に関して例えば「ＪＩＳ点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用、鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．１２」も参照文献である。本実施例において硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は、５０〜１５０μｍを合格と評価した。
上記丸棒鋼の試験片（サイズ：２０×２０×１０ｍｍ）を切り出したミクロ試料を用いて硫化物系介在物の最大サイズは極値統計法を用いて算出した。硫化物系介在物の最大サイズは極値分布（ここではワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法（Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｖａｌｕｅ Ｓｔａｔｉｓｔｉｃｓ Ｍｅｔｈｏｄ）を用いて算出した。まず、ミクロ試料の表面を光学顕微鏡（倍率１００倍×２０視野：１視野当たり１５ｍｍ2、合計視野面積３００ｍｍ2）を用いて観察する。各視野において最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）を測定する。測定した２０視野の最大硫化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの値を用い、極値確率紙を用いて、基準化変数：Ｙ＝８．１１となるとき（予測面積：１００万ｍｍ2に相当）の値を予測される最大サイズとした。なお、上記測定方法は公知であり、上記以外の測定条件については、常法に従って設定すればよい。測定方法に関して例えば「ＪＩＳ点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用、鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．１２」も参照文献である。本実施例において硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値は、５０〜１５０μｍを合格と評価した。
（転動疲労特性）
スラスト転動疲労試験片の転動疲労寿命を測定し、転動疲労特性を評価した。スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各試験片につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、転動疲労寿命（Ｌ10寿命：ワイプ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応力繰り返し数）を測定した。転動疲労寿命（Ｌ10寿命）が１５×百万回（ｃｙｃｌｅ）を超えた場合に、転動疲労特性に優れる（合格）と評価した。また転動疲労寿命が２０×百万回以上の場合を転動疲労特性により優れると評価した。
スラスト転動疲労試験片の転動疲労寿命を測定し、転動疲労特性を評価した。スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各試験片につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、転動疲労寿命（Ｌ10寿命：ワイプ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応力繰り返し数）を測定した。転動疲労寿命（Ｌ10寿命）が１５×百万回（ｃｙｃｌｅ）を超えた場合に、転動疲労特性に優れる（合格）と評価した。また転動疲労寿命が２０×百万回以上の場合を転動疲労特性により優れると評価した。
（切削加工性）
切削加工性の評価は、超硬工具（Ｐ１０種：ＪＩＳ Ｂ ４０５３ １９９８年）を用いて、切削加工試験片の旋削加工を実施し、工具磨耗量を測定した。切削条件は、切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：１．５ｍｍ、切削油なし（乾式）とした。
切削加工性の評価は、超硬工具（Ｐ１０種：ＪＩＳ Ｂ ４０５３ １９９８年）を用いて、切削加工試験片の旋削加工を実施し、工具磨耗量を測定した。切削条件は、切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：１．５ｍｍ、切削油なし（乾式）とした。
上記試験片に対して、一定時間切削を行い、工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍとなる時間（分）で切削性を評価した。切削工具寿命が１５分を超える場合に、切削加工性に優れる（合格）と評価した。また切削工具寿命が２０分以上の場合を切削加工性により優れると評価した。
これらの結果から次のように考察できる。
まず、試験Ｎｏ．１〜１４は、いずれも本発明で規定する鋼材の化学成分組成を満足し、且つ酸化物系介在物の平均組成、および硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値も適切に制御されている例である。これらはいずれも転動疲労特性、および切削加工性に優れていることがわかる。
これに対し以下の試験Ｎｏ．１５〜２５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／または切削加工性が低下した。
試験Ｎｏ．１５、１６は、いずれも本発明で推奨する鍛造時の平均冷却速度を上回った例である。そのため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が低くなり過ぎて、切削加工性が低かった。
試験Ｎｏ．１７は、本発明で推奨する鍛造時の平均冷却速度を下回った例である。そのため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が大きくなりすぎて、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．１８は、Ｓが本発明の規定を下回る例である。この例ではＳ量が少なすぎたため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が小さくなりすぎて、切削加工性が低かった。
試験Ｎｏ．１９は、Ｓが本発明の規定を上回る例である。この例ではＳ量が多すぎたため、硫化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が大きくなりすぎて、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２０は、Ａｌが本発明の規定を下回る例である。この例ではＡｌ量が少なすぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物は硬質なＳｉＯ2が主体の組成となり、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２１は、Ａｌが本発明の規定を上回る例である。この例ではＡｌ量が多すぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物は、ＳｉＯ2が少なくて十分に軟質化できず、またＡｌ2Ｏ3が多すぎて、かえって硬質化した。その結果、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２２は、Ｔｉが本発明の規定を下回る例である。この例ではＴｉ量が少なすぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物はＴｉＯ2が少なすぎて、硬質化を抑制できず、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２３は、Ｔｉが本発明の規定を上回る例である。この例ではＴｉ量が多すぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物はＴｉＯ2が多くなりすぎ、母相と酸化物系介在物との界面や酸化物系介在物の内部での空洞の発生を十分に抑制できず、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２４は、Ｃａが本発明の規定を下回る例である。この例ではＣａ量が少なすぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物はＣａＯが少なすぎて、軟質な酸化物系介在物に制御できず、転動疲労特性が低かった。
試験Ｎｏ．２５は、Ｃａが本発明の規定を上回る例である。この例ではＣａ量が多すぎて、酸化物系介在物の平均組成を適切に制御できなかった。そのため、酸化物系介在物はＣａＯが少なすぎて、酸化物が硬質化し、転動疲労特性が低かった。
Claims (3)
- Ｃ ：０．８〜１．１％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１５〜０．８％、
Ｍｎ：０．１０〜１％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００５〜０．０１５％、
Ｃｒ：１．３〜１．８％、
Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、および
Ｏ ：０．００３０％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼中に含まれる酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
ＣａＯ：２０〜５０％、
Ａｌ2Ｏ3：１５〜５０％、
ＳｉＯ2：２０〜６２％、および
ＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、且つ、
最大の硫化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が５０〜１５０μｍであることを特徴とする転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材。 - 更に、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１に記載の軸受用鋼材。 - 請求項１または２に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。
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| JP2013067442A JP5976584B2 (ja) | 2013-03-27 | 2013-03-27 | 転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 |
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