JP6051985B2

JP6051985B2 - 軸受部材及び軸受用鋼

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Publication number: JP6051985B2
Application number: JP2013054972A
Authority: JP
Inventors: 孔明牧野; 浩行水野
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 2013-03-18
Filing date: 2013-03-18
Publication date: 2016-12-27
Anticipated expiration: 2033-03-18
Also published as: JP2014181358A

Description

本発明は、軸受用鋼及びこれを用いて作製した軸受部材に関する。

自動車や産業機械には、多くの軸受部材が使用されている。軸受部材は、様々な形態のものがあるが、少なくとも、他の部材を接触させて転動させる転動面を備えている。そのため、軸受部材は優れた転動疲労寿命特性を備えることが求められている。さらに、軸受部材を製造するに当たっては、切削加工を施すことが必要である。そのため、素材である軸受用鋼には、優れた被削性が求められる。

これまでの軸受用鋼としては、例えば特許文献１のように、転動疲労寿命特性を確保することを優先し、清浄度が非常に高い鋼を採用し、Ｓ（硫黄）を添加せずに製造したものがある。これは、被削性向上に有効とされるＳを単純に添加した場合に粗大なＭｎＳが生成して転動疲労寿命特性に悪影響を与えることを回避したものである。

一方、特許文献２には、被削性と転動疲労寿命特性を両立させるために、微細なＭｎＳを多数生成させた鋼が開示されている。この鋼は、Ｍｎ／Ｓの比を低めに設定することで、微細なＭｎＳを多数生成させている。しかしながら、この鋼は、Ｓを多量に添加してＭｎ／Ｓを低下させているため、微細なＭｎＳ以外にも粗大なＭｎＳが多数生成すると考えられ、転動疲労寿命に悪影響を与える可能性があり、また、Ｍｎ／Ｓの比が低すぎるため、ＦｅＳが生成して熱間加工中にＦｅＳが溶融し、充分な熱間加工性が得られないと考えられる。

特開平２−２０９４５２号公報特開２００３−２９３０８１

本発明は、かかる背景に基づいて成されたものであり、転動疲労寿命特性に優れ、かつ、その製造過程における被削性及び熱間加工性にも優れる軸受部材及びこれに用いる軸受用鋼を提供しようとするものである。

Ｓ無添加の軸受用鋼に対して、他の添加成分組成を変更せずにＳのみを添加すると、鋼中のＭｎＳが増加して、被削性向上効果が得られる。ＭｎＳには、溶鋼から凝固する際に生じる粗大な晶出ＭｎＳと、凝固後に析出する微細な析出ＭｎＳとがあるが、上記のＳの添加によるＭｎＳの増加は、晶出ＭｎＳの増加によるものであって、析出ＭｎＳの増加はほとんどない。そのため、被削性向上効果は得られるものの、転動疲労特性は低下してしまう。

そこで、発明者らは、種々の実験を重ね、以下の知見を得て本願発明を完成させた。すなわち、第１の知見は、Ｓ無添加の軸受用鋼に対してＳを添加することに加え、Ｍｎ含有量を低減させることによる有効性である。このＳ添加・Ｍｎ低減の有効性は、ＭｎＳの生成形態を変化させ、ＭｎＳ全体量を増加させることができる一方、晶出ＭｎＳ量の増加の抑制と、析出ＭｎＳ量増加の促進を図ることができることである。

第２の知見は、Ｓ無添加の軸受用鋼に対してＳを添加することに加え、Ｃ含有量を低減させることによる有効性である。このＳ添加・Ｃ低減の有効性は、凝固点を上昇させ、ＭｎＳが多量に晶出する前に凝固を終了させることによって、晶出ＭｎＳ量の増加を抑制する一方、析出ＭｎＳ量の増加の促進を図ることができることである。

本願発明は、上記第１の知見と第２の知見とを融合させ、すなわち、Ｓ添加に加え、Ｍｎ含有量の低減とＣ含有量の低減の両方を実施し、これらの３成分のバランスを図ったものである。そして、凝固点の上昇とＭｎＳ生成形態の変化による相乗的な効果を発揮させ、晶出ＭｎＳ量が増加することなく析出ＭｎＳ量を大幅に増加させることに成功したのである。なお、図１は、上記知見によるＭｎＳ生成形態の変化及び凝固点の上昇による効果を示す概念図である。

同図は、横軸に温度、縦軸にＭｎＳ生成量を取ったものである。横軸の右側に行くほど温度が高く、温度が徐々に低下して凝固点Ｔ₁又はＴ₂に到達した時点で凝固が完了する。この概念図において、まず、曲線Ａが従来のＳ無添加の軸受用鋼におけるＭｎＳ生成形態を示す。この場合には、液層から晶出する晶出ＭｎＳ量ａ₁及び固相から析出する析出ＭｎＳ量ａ₂はいずれも比較的少なく、総ＭｎＳ量も比較的少ない。

曲線Ｂは、曲線Ａの場合に対して単純にＳを添加した鋼のＭｎＳ生成形態を示す。この場合には、曲線Ａの場合に比べて、固相から析出する析出ＭｎＳ量ｂ₂はほとんど増加しないものの、液層から晶出する晶出ＭｎＳ量ｂ₁が曲線Ａの場合よりも増加し、その結果、総ＭｎＳ量は増加する。この総ＭｎＳ量の増加によって被削性が向上するものの、粗大な晶出ＭｎＳ量の増加によって転動疲労寿命特性が低下する。

曲線Ｃは、曲線Ｂの場合に対してＭｎ含有量を減少させた鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを添加すると共にＭｎ含有量を減少させた例である。この場合も、曲線Ｂの場合に比べて、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｍｎ含有量減少により、液層から晶出する晶出ＭｎＳ量ｃ₁が曲線Ｂの場合よりも若干減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｃ₂が若干増加する。これにより、曲線Ｂの場合とほぼ同様の被削性改善効果が得られるものの、曲線Ａの場合よりも転動疲労寿命特性が大きくは改善されない。

曲線Ｄは、曲線Ｂの場合に対してＣ含有量を減少させた鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを添加すると共にＣ含有量を減少させた例である。この場合には、曲線Ｂの場合に比べて、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｃ含有量減少による凝固点のＴ₁からＴ₂への上昇に伴い、ＭｎＳが多量に晶出する前に凝固を完了させることにより、液層から晶出する晶出ＭｎＳ量ｄ₁が曲線Ｂの場合よりも若干減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｄ₂が若干増加する。これにより、曲線Ｂの場合とほぼ同様の被削性改善効果が得られるものの、曲線Ａの場合よりも転動疲労寿命特性は大きくは改善されない。

曲線Ｅは、曲線Ｂの場合に対してＣ含有量を減少させ、かつＭｎ含有量を減少させた鋼のＭｎＳ生成形態を示す。すなわち、曲線Ａの場合に対してＳを添加すると共にＣ及びＭｎの含有量を減少させた例である。この場合は、曲線Ｂの場合に比べて、総ＭｎＳ量はほとんど変化しないが、Ｍｎ含有量減少によるＭｎＳ生成形態の変化とＣ含有量減少による凝固点のＴ₁からＴ₂への上昇の効果が相俟って、液層から晶出する晶出ＭｎＳ量ｅ₁が曲線Ｂの場合よりも大きく減少し、その分固相から析出する析出ＭｎＳ量ｅ₂が大きく増加する。これにより、曲線Ｂの場合よりも被削性が改善し、かつ、優れた転動疲労寿命特性を曲線Ａの場合と同様なレベルに維持することができる。

本発明は、上記コンセプトに基づいて完成させたものである。本発明の一態様は、対向する部材を接触させて転動させる転動面を有する軸受部材であって、
質量％で、Ｃ：０．７０％〜１．１０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０３％〜０．２０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる軸受用鋼からなり、
上記転動面直下の位置において当該転動面に平行な断面を観察した場合に、１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下であることを特徴とする軸受部材にある（請求項１）。

本発明の他の態様は、質量％で、Ｃ：０．７０％〜１．１０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０３％〜０．２０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする軸受用鋼にある（請求項５）。

上記軸受部材は、上記特定の成分組成を有する上記軸受用鋼を用いて製造されている。この軸受用鋼は、上記式１及び式２の両方の関係式を満足するように、Ｍｎ、Ｓ及びＣの含有量が規制されている。熱間加工及び切削加工を経て製造される上記軸受部材は、上記式１が満たされることにより、上記転動面直下の位置において当該転動面に平行な断面を観察した場合に、１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳを５個以下とすることができる。これにより、上記軸受部材は、非常に優れた転動寿命特性を有するものとなる。

また、上記軸受用鋼が式２を満たしていることにより、微細なＭｎＳの生成の促進と、ＦｅＳ生成の抑制を図ることができ、上記軸受部材の製造過程における被削性及び熱間加工性を向上させることができる。そのため、上記軸受部材は、生産性にも優れたものとなる。

Ｓ添加、Ｍｎ含有量減少及びＣ含有量減少によるＭｎＳ生成形態を示す説明図。実施例における、転動疲労寿命特性試験用試験片採取位置を示す説明図。試料１のＭｎＳ観察結果を示す図面代用写真。試料１５のＭｎＳ観察結果を示す図面代用写真。

上記軸受用鋼における必須化学成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．７０％〜１．１０％、
Ｃ（炭素）は、転動疲労寿命特性を向上させるために必須の元素である。Ｃの含有によって、焼入れ及び焼戻しを行なった後の硬度を向上させることができる。Ｃの含有量が上記上限値よりも多い場合には、球状化焼鈍後の硬さが高くなり過ぎて切削性が悪化するおそれがある。一方、Ｃの含有量が上記下限値よりも少ない場合には、Ｃ含有による効果が十分に得られないおそれがある。

Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時の脱酸材として不可欠な元素である。Ｓｉの含有により、焼入れ性を向上させることができる。Ｓｉの含有量が上記上限値よりも多い場合には、球状化焼鈍後の硬さが高くなり過ぎて切削性が悪化するおそれがある。一方、Ｓｉの含有量が上記下限値よりも低い場合には、Ｓｉ含有による効果が十分に得られないおそれがある。

Ｍｎ：０．０３％〜０．２０％、
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性向上に有効であると共に、Ｓと結合しＭｎＳを生成し被削性の向上を図るために有効な元素である。Ｍｎ含有量が上記上限値よりも多い場合には、ＭｎＳが粗大化しやすく転動疲労寿命特性が低下するおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が上記下限値よりも低い場合には、ＦｅＳが生成し、熱間加工性が低下するおそれがある。

Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、
Ｓ（硫黄）は、Ｍｎと結合しＭｎＳを生成し、被削性を向上させる効果を有する。Ｓ含有量が上記上限値よりも高い場合には、ＭｎＳが粗大化しやすく転動疲労寿命特性が低下するおそれがある。一方、Ｓ含有量が上記下限値よりも低い場合には、Ｓ含有による効果が十分に得られないおそれがある。好ましくは、Ｓ含有量は、０．０２６％以上とするのがよい。

Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｃｒ（クロム）は、炭化物を安定化させると共に、焼入れ性を高める効果を発揮する。Ｃｒ含有量が上記上限値よりも多い場合には、鋳造時に粗大な炭化物が生成しやすくなる。一方、Ｃｒ含有量が上記下限値よりも低い場合には、Ｃｒ含有による効果が十分に得られないおそれがある。

Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸材として必要な元素である。Ａｌ含有量が上記上限値よりも多い場合には、酸化物系介在物が生成しやすいという問題がある。一方、Ａｌ含有量が上記下限値よりも少ない場合には、Ａｌによる脱酸効果が十分に得られないおそれがある。

式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式１における各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味するものである。この式１が満たされることによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、生成されるＭｎＳを微細化することができ、一方、式１が満たされない場合には、粗大なＭｎＳが生成されやすくなり、転動疲労寿命特性が低下するおそれがある。

式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
式２における各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味するものである。この式２が満たされることにより、優れた被削性と熱間加工性を得ることができる。一方、Ｍｎ／Ｓが１３．４以上の場合には、微細ＭｎＳの生成量が少なくなり、被削性向上効果が低下し、Ｍｎ／Ｓが１．５以下の場合には、ＦｅＳが生成することによる熱間加工性が低下し、割れが発生しやすくなるおそれがある。

上記軸受部材は、上述したごとく、上記転動面直下の位置において当該転動面に平行な断面を観察した場合に、１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下である。ＭｎＳの観察面は、転動面を約１ｍｍ以内の研磨量の範囲で鏡面研磨して得られた転動面直下の面とした。この観察面をレーザー顕微鏡により観察することによりＭｎＳを確認することができる。なお、円相当径は、レーザー顕微鏡により写真を撮影後、その写真を画像解析することによってＭｎＳ面積を測定して算出する。円相当径は、２×（ＭｎＳ面積／π）^0.5の式により求めることができる。

上記１０ｍｍ²の観察面内に存在する円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが、５個以下であることにより、転動面の転動疲労寿命特性を良好に保つことが可能である。一方、上記１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが、５個を超える場合には、転動面の転動疲労寿命特性が十分に保てないおそれがある。なお、上記特定の成分組成を備えた軸受用鋼を用いることにより、従来と同様に塑性加工（熱間加工）と切削加工とを施して上記軸受部材を作製する限り、上記のＭｎＳの条件を具備させることは容易である。

また、素材としての上記軸受用鋼においては、最終製品としての軸受部材への加工が完了していない場合であっても、軸受部材を作製する場合と同等の塑性加工を施すことにより、上記と同様の評価を行うことができる。すなわち、上記軸受用鋼に対して、少なくとも最終製品を得る場合と同等の塑性加工を加えた加工品を得、その塑性加工による伸展方向（例えば圧延加工の場合には圧延方向）に平行な断面を得る。この断面は、その加工品の厚み方向の１／４の位置とし、この断面を鏡面研磨して上記と同様にレーザー顕微鏡により観察する。ここで加工品の厚み方向１／４の位置の観察位置は、例えば、伸展方向に直交する断面形状が円形の場合には、中心から１／２ｒの位置（ｒは半径）、断面形状が正方形の場合には、一辺の長さをＬとして、表面から１／４Ｌの位置を選択すればよい。なお、厚み方向１／４の位置を選択する理由は、上記軸受部材の転動面を作製する場合の切削代をある程度考慮するためである。

そして、上記軸受用鋼の上記観察位置での１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが、５個以下であることを確認することにより、最終製品である軸受部材における転動面の転動疲労寿命特性が良好であることを判定することが可能である。

また、上記軸受用鋼は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、及びＴｉ：０．０１％〜０．２０％を含有してもよい（請求項２、６）。これにより、さらに転動疲労寿命特性の向上を図ることができる。

Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、
Ｂ（ホウ素）は、鋼中に固溶することで焼入れ性を高めることができる元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｂ添加量が上記上限値を超える場合には、靱性低下の可能性があり、好ましくない。

Ｔｉ：０．０１％〜０．２０％、
Ｔｉ（チタン）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ＢＮの生成を抑制することができ、Ｂを固溶状態にすることで焼入れ性を高めることができる元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｔｉ含有量が上記上限値を超えるとＴｉ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

また、上記軸受用鋼は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１％〜１．００％と、Ｖ：０．０１％〜１．００％の少なくとも一方を含有してもよい（請求項３、７）。これにより、さらに転動疲労寿命特性の向上を図ることができる。

Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、
Ｎｂ（ニオブ）は、微細な炭化物を生成し、焼入れ時のオーステナイト粒を微細化し、靭性を向上させる効果を発揮する元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｎｂ含有量が上記上限値を超えるとＮｂ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

Ｖ：０．０１％〜１．００％、
Ｖ（バナジウム）も、微細な炭化物を生成し、焼入れ時のオーステナイトト粒を微細化し、靭性を向上させる効果を発揮する元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｖ含有量が上記上限値を超えるとＶ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

また、上記軸受用鋼は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１％〜１．００％を含有してもよい（請求項４、８）。これにより、さらに転動疲労寿命特性の向上を図ることができる。

Ｍｏ：０．０１％〜１．００％、
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性を高める元素であり、上記下限値以上の添加によりこの効果を得ることができる。一方、Ｍｏ含有量が上記上限値を超えるとＭｏ含有による上記効果が飽和し、コストが上昇するだけとなる。

上記軸受用鋼に係る実施例につき、比較例と共に説明する。本例では、表１に示すごとく、成分組成が異なる複数種類の試料を準備して、最終製品である軸受部材を作製する場合を想定した加工を加えて各種評価を行った。なお、軸受部材の製造方法は、本実施例に記載の方法に限定されるものではなく、公知の種々の方法に変更可能である。

＜熱間加工性試験＞
熱間加工性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みをＶＩＭ（Vacuum Induction Melting：真空誘導溶解装置）を用いて行い、３０ｋｇの鋼塊を得た。この鋼塊の表層から試験片を切り出した。試験片は、直径１０ｍｍφ×長さ１２０ｍｍの丸棒形状とした。

熱間加工性は、グリーブル試験機を用いた熱間引張試験によって評価した。熱間引張試験の条件は、加熱温度：１２００℃、歪速度：５０ｍｍ／ｓｅｃとした。評価は、熱間引張試験の結果から、絞りの値を求め、この値が９５％以上の場合を合格、９５％未満の場合を不合格とする基準により行った。

＜被削性試験＞
被削性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みをＶＩＭを用いて行い、３０ｋｇの鋼塊を得た。この鋼塊に熱間鍛造を施し、直径６５ｍｍφの丸棒を得た。この丸棒に、球状化焼鈍処理を施した後、切削加工を施して、直径６０ｍｍφ×長さ３９０ｍｍの試験片を得た。

被削性は、旋盤により切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ−２５旋盤を用い、上記切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８−サーメットＮＳ５３０を用いた。試験条件は、切削速度２００ｍ／ｓｅｃ、送り速度０．３ｍｍ／ｓｅｃ、切り込み：１．５ｍｍ、切削時間：８分の条件とした。試験後に切削工具の摩耗量を測定し、その値が０．３ｍｍ以下の場合を合格、０．３ｍｍを超える場合を不合格と判定した。

＜転動疲労寿命特性試験＞
転動疲労寿命特性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みをＶＩＭを用いて行って、３０ｋｇの鋼塊を得た。この鋼塊に熱間鍛造を施し、一辺の長さＬが６５ｍｍの断面正方形の角棒１を得た。この角棒１に、球状化焼鈍処理を施した後、粗切削加工を施し、焼入れ・焼戻し処理を施した後、仕上げ切削加工を施して、直径４５ｍｍφ×厚さ１２ｍｍの円盤状試験片２を得た。円盤状試験片２の採取位置は、図２に示すごとく、上記角棒１の一辺の長さＬが６５ｍｍの正方形断面において、表面から１／４Ｌの位置が円形の試験面となるように、幅方向中央部（１／２Ｌ）が中心となる円盤状に切り出して採取した。なお、上記焼入れ・焼戻し処理の焼入れは、上記角棒１を粗切削加工した被処理材を８４０℃に加熱して３５分保持した後、油冷する条件で行った。また、焼戻しは、上記被処理材を１７０℃に加熱して９０分保持した後、空冷する条件で行った。

転動疲労寿命特性試験は、森式スラスト型転動疲労試験機を用い、最大接触面圧：５．３ＧＰａ、回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：マシン油＃３０、ボールサイズ３／８インチ、ボール個数３個、温度：室温という条件で行った。転動疲労寿命の評価は、ワイブル分析により折損しない確率が９０％と定義されるＢ１０寿命が１５×１０⁶以上の場合を合格、１５×１０⁶未満の場合を不合格と判定した。

＜ＭｎＳ観察＞
ＭｎＳ観察用の試料は、上述した転動疲労寿命特性試験の場合と同様に作製した円盤状試験片２を用いた、ＭｎＳの観察面は、円盤状試験片２の表面を鏡面研磨して形成した。

ＭｎＳの観察は、レーザー顕微鏡を用いて２段階で行った。第１の段階では、２００倍で観察し、１０ｍｍ²の観察範囲内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳの個数を確認した。円相当径は、レーザー顕微鏡により写真を撮影後、その写真を画像解析することによってＭｎＳ面積を測定して算出した。円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳの個数が５個以下の場合を合格、５個を超える場合を不合格と判定した。

第２の段階の観察では、上記レーザー顕微鏡の倍率を１０００倍とし、１ｍｍ²相当の観察範囲内に存在する全てのＭｎＳの個数（総数）を確認した。上記総数が２０００個以上の場合を好ましい範囲と判断し、２０００個未満の場合を好ましくない範囲と判断した。

上記各試験の結果を表２に示す。

表２から知られるように、試料１〜１０については、化学成分組成が適正な範囲にあり、かつ、上記式１及び式２を具備することにより、全ての評価項目において合格となり、転動疲労寿命特性に優れ、かつ、その製造過程における被削性及び熱間加工性にも優れることがわかった。

試料１１は、Ｃ含有量が高すぎることにより、硬度が高くなりすぎて被削性が劣る結果となった。
試料１２は、Ｃ含有量が低すぎることにより、硬度向上効果が十分に得られず、転動疲労寿命特性が劣る結果となった。

試料１３は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、式１を満足せず、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳの個数が５個を超え、転動疲労寿命特性が劣る結果となった。
試料１４は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、式２を満足せず、ＦｅＳ生成に起因すると考えられる熱間加工性の低下が生じた。

試料１５は、Ｓ含有量が高すぎることにより、式１を満足せず、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳの個数が５個を超え、転動疲労寿命特性が劣る結果となった。
試料１６は、Ｓ含有量が低すぎることにより、式２を満足せず、ＭｎＳの総数が少なくなりすぎ、被削性が劣る結果となった。

試料１７は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、硬度が高くなりすぎて被削性が劣る結果となった。
試料１８は、Ａｌ含有量が高すぎることにより、介在物増加に起因すると考えられる転動疲労寿命特性の低下が生じた。

ＭｎＳ観察結果の代表的なものとして、試料１及び試料１５のレーザー顕微鏡観察時に撮影した写真を図３及び図４に示す。同図の写真において示された黒い粒状のものがＭｎＳである。同図から知られるように、試料１の場合には、非常に微細なＭｎＳが多数観察されるものの、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳはこの写真の視野内では観察されていない。試料１は、１０ｍｍ²の観察面内では、表２に示すごとく、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳは４個のみ観察された。

一方、試料１５の場合には、上述したごとく式１を満足していないものであるが、図４中に示す符号ａに代表されるような円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳが観察された。試料１５は、１０ｍｍ²の観察面内では、表２に示すごとく、円相当径が１０μｍを超えるＭｎＳは２１個観察された。

１角棒
２転動疲労寿命特性用試験片

Claims

対向する部材を接触させて転動させる転動面を有する軸受部材であって、
質量％で、Ｃ：０．７０％〜１．１０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０３％〜０．２０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる軸受用鋼からなり、
上記転動面直下の位置において当該転動面に平行な断面を観察した場合に、１０ｍｍ²の観察面内に存在するＭｎＳのうち、円相当径が１０μｍ以上のＭｎＳが５個以下であることを特徴とする軸受部材。
請求項１に記載の軸受部材において、上記軸受用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、及びＴｉ：０．０１％〜０．２０％を含有することを特徴とする軸受部材。
請求項１又は２に記載の軸受部材において、上記軸受用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１％〜１．００％と、Ｖ：０．０１％〜１．００％の少なくとも一方を含有することを特徴とする軸受部材。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の軸受部材において、上記軸受用鋼は、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１％〜１．００％を含有することを特徴とする軸受部材。
質量％で、Ｃ：０．７０％〜１．１０％、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０３％〜０．２０％、Ｓ：０．０１５％〜０．０４８％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：９０Ｓ＋２Ｃ＋５√Ｍｎ＜７．５、
式２：１．５＜Ｍｎ／Ｓ＜１３．４、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする軸受用鋼。
請求項５に記載の軸受用鋼において、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％、及びＴｉ：０．０１％〜０．２０％を含有することを特徴とする軸受用鋼。
請求項５又は６に記載の軸受用鋼において、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１％〜１．００％と、Ｖ：０．０１％〜１．００％の少なくとも一方を含有することを特徴とする軸受用鋼。
請求項５〜７のいずれか１項に記載の軸受用鋼において、上記残部のＦｅ及び不可避不純物の一部に代えて、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１％〜１．００％を含有することを特徴とする軸受用鋼。