JP6828591B2 - 軸受用鋼及び軸受部品 - Google Patents
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Description
本発明は、軸受用鋼、及び、その軸受用鋼を用いて製造される軸受部品に関する。
軸受部品は、素材である軸受用鋼に熱間加工や冷間加工を施して部品形状とし、焼入れ、焼戻し等、熱処理を施して製造される。たとえば、転がり軸受部品は、長寿命化を達成するために次のとおり製造される。ＪＩＳ規格に規定された高クロム軸受鋼ＳＵＪ２又は合金鋼ＳＣＭ４２０に対して、焼入れ処理や浸炭処理を実施して、表層を高炭素のマルテンサイト組織とした中間品を製造する。中間品に対して焼戻し処理を実施して、転がり軸受部品を製造する。
高炭素の鋼に焼入れ処理を施す際に、マルテンサイト変態が完了せず、一部に未変態の残留オーステナイトが残存することがある。近年、この残留オーステナイトが軸受部品の転動疲労寿命の向上に寄与するとの知見が得られている。
残留オーステナイトを活用して転動疲労寿命を改善する技術が、特開平７−２７８７５２号公報（特許文献１）、特開２００７−２３１３３２号公報（特許文献２）、特開２００７−１００１２６号公報（特許文献３）、及び、特開２０１５−０３０８９９号公報（特許文献４）に開示されている。
特許文献１に開示される軸受部材は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。軸受部材の鋼組織は、鋼中の残留オーステナイト量が体積比にして１０〜３５％である。この軸受部材は、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る、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示される鋼部材は、質量％で、Ｃ：０．７〜１．１％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｒ：１．６〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％未満、及びＡｌ：０．０１０〜０．０５０％を含有し、不純物としてのＳｂの混入を０．００１５％未満に抑え、残部がＦｅ及び不可避不純物の成分組成を有する。鋼部材はさらに、焼入れ焼戻しが施されている。鋼部材の鋼組織は、表面から深さ５ｍｍまでの部分において、残留セメンタイトの粒子径が０．０５〜１．５μｍ、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下、及び、残留オーステナイト量が体積比で２５％未満である。この鋼部材は転動疲労性に優れる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示される転動部材は、質量％で、Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜１％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｖ：０．１〜２％を含有する。転動部材はさらに、鋼中に、粒径５０〜３００ｎｍのバナジウム炭化物が分散しており、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が１２μｍ以下である。転動部材の表層部は、窒素富化層が形成されている。転動部材の表層部の残留オーステナイト量は、２０〜４０体積％である。転動部材の転走面は、５９ＨＲＣ以上の硬度を有している。この転動部材は転動疲労寿命に優れる、と特許文献３には記載されている。
特許文献４に開示される軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．７５〜３．０％、Ｍｎ：０．５５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。軸受用鋼はさらに、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］）が１００〜２２０℃である。この軸受用鋼は、軸受の素材として用いられ、軸受の長寿命化が可能になる、と特許文献４には記載されている。
しかしながら、特許文献１に開示された軸受部材は、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ元素を大量に含有する。そのため、原料費が高価である。特許文献２に開示された鋼部材は、熱処理工程が複雑かつ長時間である。特許文献３に開示された転動部材は、浸炭窒化処理を実施した後、二次焼入れを実施する。このように、特許文献２及び特許文献３に開示された技術は、熱処理工程が複雑であり、生産性が低い。特許文献４の軸受用鋼では、転動疲労寿命が不足する場合があり得る。
本発明の目的は、強度及び転動疲労寿命に優れる軸受部品が得られる、軸受用鋼を提供することである。
本発明による軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜１．００％、Ｓｉ：０．７５〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．１０〜１．６０％、Ｖ：０．１０％超〜１．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．５００％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜３．００％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｎｂ：０〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＭｓが１００〜２２０であり、式（２）で定義されるＮｆが０．５以下である化学組成を有する。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による軸受部品は、上記化学組成を有する。軸受部品の表面のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品の組織は、体積分率で５〜４０％の残留オーステナイトを含有し、残部の相のうち、最大の体積分率を有する相が焼戻しマルテンサイトである。軸受部品の鋼中において、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は１０個／１００μｍ２以上である。軸受部品の鋼中においてさらに、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度は５０個／１００μｍ２以上である。
本発明による軸受用鋼は、強度及び転動疲労寿命に優れる軸受部品が得られる。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、軸受部品の転動疲労寿命を高めるための残留オーステナイト量と、軸受部品の強度とについて調査及び検討を行い、次の知見を得た。
（Ａ）残留オーステナイトについて
上述のとおり、軸受部品の転動疲労寿命を高めるには、軸受部品の残留オーステナイト量を高めることが有効である。しかしながら、残留オーステナイト量が高すぎれば、鋼の強度が低下する。残留オーステナイト量が高すぎればさらに、残留オーステナイト粒が粗大になる。軸受として使用する環境下において、粗大な残留オーステナイトは応力によりマルテンサイトに変態しやすい。この場合、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。
上述のとおり、軸受部品の転動疲労寿命を高めるには、軸受部品の残留オーステナイト量を高めることが有効である。しかしながら、残留オーステナイト量が高すぎれば、鋼の強度が低下する。残留オーステナイト量が高すぎればさらに、残留オーステナイト粒が粗大になる。軸受として使用する環境下において、粗大な残留オーステナイトは応力によりマルテンサイトに変態しやすい。この場合、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。
そこで本発明者らは、残留オーステナイトの量と粒径とについて検討を行った。その結果、次の知見を得た。
（ａ）軸受用鋼の化学組成を調整し、式（１）で定義されるＭｓを調整すれば、焼入れ後の残留オーステナイト量を制御できる。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度（℃）を示す。Ｍｓが１００℃未満であれば、焼入れ時のマルテンサイト変態の開始が遅すぎる。そのため、焼入れ後の残留オーステナイト量が多すぎる。一方、Ｍｓが２２０℃を超えれば、焼入れ時のマルテンサイト変態の開始が早すぎる。そのため、焼入れ後の残留オーステナイト量が少なすぎる。Ｍｓが１００〜２２０℃であれば、焼入れ後において、適切な量の残留オーステナイトが得られる。
（ｂ）焼戻し後の残留オーステナイトの結晶粒（以下、「残留オーステナイト粒」ともいう）の粒径は、高温で焼戻しを実施することにより、微細化できる。しかしながら、２００℃以上で焼戻しを実施すると、残留オーステナイトは焼戻しマルテンサイトへと変態する。この場合、転動疲労特性が低下してしまう。
そこで、本発明者らは、焼戻し温度と焼戻し後の残留オーステナイト量とについて検討を行った。その結果、シリコン（Ｓｉ）含有量を高めることで、焼戻し温度を高めて２５０〜４００℃としても残留オーステナイトの減少を抑制でき、さらに、微細な残留オーステナイト粒を鋼中に分散させられることを、本発明者らは知見した。Ｓｉ含有量を高めることによって微細な残留オーステナイトが生成する機構について、本発明者らは、マルテンサイト中の過飽和の炭素（Ｃ）が残留オーステナイトに拡散し、局所的にマルテンサイトへの変態開始温度が低下するためと考えている。
以上の知見に基づいてさらに検討した結果、軸受用鋼のＳｉ含有量を、質量％で０．７５％以上とすれば、適量の残留オーステナイト量及び適量の微細残留オーステナイト粒が得られる。
（Ｂ）軸受部品の強度について
上述のとおり、Ｓｉ含有量を高め、焼戻しを２５０〜４００℃の高温で実施することにより、残留オーステナイトが鋼中に微細に分散する。しかしながら、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトと比較して強度が低い。そのため、軸受部品の強度が低下し、軸受部品の転動疲労強度が低下する。
上述のとおり、Ｓｉ含有量を高め、焼戻しを２５０〜４００℃の高温で実施することにより、残留オーステナイトが鋼中に微細に分散する。しかしながら、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトと比較して強度が低い。そのため、軸受部品の強度が低下し、軸受部品の転動疲労強度が低下する。
そこで、本発明者らは、高温焼戻し時の軸受部品の高強度化についてさらに検討を行った。通常、高温焼戻しは、鋼の強度を低下する。その結果、転動疲労強度も低下する。しかしながら、一定の条件下で高温焼戻しを実施することで、鋼の強度が高まる場合があることを、本発明者らは知見した。具体的には、一定の条件下では、高温焼戻しによってバナジウム（Ｖ）及びクロム（Ｃｒ）の複合炭化物（以下、単に「複合炭化物」ともいう）が析出し、軸受部品の強度が高まる。なお、本発明の軸受用鋼において、Ｌ断面において、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物は、複合炭化物に相当する。
高温焼戻しによって複合炭化物を析出させるためには、Ｖ及びＣｒの含有量を高くすることが有効である。Ｖ炭化物の析出温度は４００℃を超える。すなわち、２５０〜４００℃における焼戻しでは、Ｖ炭化物は析出しにくい。一方、ＶとともにＣｒが含有される場合、鋼中に複合炭化物が析出する。この複合炭化物の析出温度は、２５０〜４００℃程度である。そのため、焼戻し温度が２５０〜４００℃であっても、高強度化に寄与する複合炭化物が析出する。したがって、複合炭化物を析出させるため、軸受用鋼のＶ含有量は、質量％で０．１０％超〜１．６０％とし、さらに軸受用鋼のＣｒ含有量は、質量％で０．１０％以上とする。
軸受部品の複合炭化物の析出量を高めるためには、焼戻しを実施するまでに、鋼中の固溶Ｖ量を高めることが有効である。そこで、本発明者らは焼入れ工程の加熱処理に着目し、固溶Ｖ量を高める手法について検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
（ａ）固溶Ｖ量を高めるためには、焼入れ温度を高めることが有効である。焼入れ温度が低ければ、Ｖが鋼中に十分固溶しにくい。その結果、軸受部品の複合炭化物の析出量が低下する。
（ｂ）固溶Ｖ量を高めるためには、軸受用鋼の固溶窒素（Ｎ）量を低減させることが有効である。Ｖは、ＣよりもＮとの親和力が高い。したがって、Ｖは、炭化物と比較して窒化物や炭窒化物を形成しやすい。Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物は熱的に安定であり、焼入れ及び焼戻しによって固溶せず、残存する。すなわち、焼入れ時において鋼の固溶Ｎ量が多い場合、固溶Ｖ量が低下する。そのため、複合炭化物の析出量が低下する。
そこで、本発明者らは、軸受用鋼の固溶Ｎ量を低減する手法について検討した。その結果、Ｖと比較して窒化物を形成しやすいアルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、及びニオブ（Ｎｂ）の含有量を調整すれば、軸受用鋼の固溶Ｎ量を低減できることを見出した。具体的には、軸受用鋼の化学組成を調整し、次の式（２）で定義されるＮｆを調整すれば、固溶Ｎ量を低減できる。
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｎｆは窒化物を形成しやすいＡｌ、Ｔｉ、及びＮｂに対するＮの物質量比である。Ｎｆが０．５以下であれば、Ａｌ、Ｔｉ、又はＮｂによって、鋼中のＮの一部は窒化物として固定されるため、軸受用鋼の固溶Ｎ量が低減する。その結果、軸受部品の複合炭化物の析出量が高まり、軸受部品の強度が高まる。一方、Ｎｆが０．５を超えれば、軸受用鋼の固溶Ｎ量が十分低減されない。そのため、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物が生成する。その結果、軸受部品の複合炭化物の析出量が低下し、軸受部品の強度が低下する。したがって、Ｎｆは０．５以下である。
以上の知見に基づいて完成した本発明による軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜１．００％、Ｓｉ：０．７５〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．１０〜１．６０％、Ｖ：０．１０％超〜１．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．５００％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜３．００％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｎｂ：０〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＭｓが１００〜２２０であり、式（２）で定義されるＮｆが０．５以下である化学組成を有する。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成は、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、及び、Ｎｉ：０．１０〜３．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、及び、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
本発明による軸受部品は、上記化学組成を有する。軸受部品の表面のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品の組織は、体積分率で５〜４０％の残留オーステナイトを含有し、残部の相のうち、最大の体積分率を有する相が焼戻しマルテンサイトである。軸受部品の鋼中において、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は１０個／１００μｍ２以上である。軸受部品の鋼中においてさらに、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度は５０個／１００μｍ２以上である。
以下、本発明の軸受用鋼及び軸受部品について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［軸受用鋼］
［化学組成］
本発明による軸受用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
［化学組成］
本発明による軸受用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．４０〜１．００％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４０〜１．００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、より好ましくは０．９０％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４０〜１．００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、より好ましくは０．９０％である。
Ｓｉ：０．７５〜３．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の強度を高める。Ｓｉはさらに、高温焼戻し時の残留オーステナイト量の減少を抑制し、残留オーステナイト粒を微細化する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｓｉはさらに、鋼のセメンタイトの生成量を抑制し、複合炭化物の生成量を高める。その結果、鋼の強度が高まる。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７５〜３．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．００％であり、より好ましくは１．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、より好ましくは２．３０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の強度を高める。Ｓｉはさらに、高温焼戻し時の残留オーステナイト量の減少を抑制し、残留オーステナイト粒を微細化する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｓｉはさらに、鋼のセメンタイトの生成量を抑制し、複合炭化物の生成量を高める。その結果、鋼の強度が高まる。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７５〜３．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．００％であり、より好ましくは１．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、より好ましくは２．３０％である。
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、より好ましくは０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、より好ましくは０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。
Ｐ：０．０１５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼を脆化する。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．００８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼を脆化する。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．００８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼を脆化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼を脆化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｃｒ：０．１０〜１．６０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃｒはさらに、Ｖと複合炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ時に固溶しない粗大な析出物が生成する。そのため、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、より好ましくは０．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．２０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃｒはさらに、Ｖと複合炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ時に固溶しない粗大な析出物が生成する。そのため、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、より好ましくは０．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．２０％である。
Ｖ：０．１０％超〜１．００％
バナジウム（Ｖ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｖはさらに、Ｃｒと複合炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、焼入れ時に固溶しない粗大な析出物が生成する。そのため、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０％超〜１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１４％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、より好ましくは０．４０％である。
バナジウム（Ｖ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｖはさらに、Ｃｒと複合炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、焼入れ時に固溶しない粗大な析出物が生成する。そのため、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０％超〜１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１４％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、より好ましくは０．４０％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．５００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮを形成する。そのため、鋼中の固溶Ｎ量が低下し、複合炭化物が形成されやすくなる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労強度が高まる。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成され、鋼が脆化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．５００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０１８％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０５％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮを形成する。そのため、鋼中の固溶Ｎ量が低下し、複合炭化物が形成されやすくなる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労強度が高まる。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成され、鋼が脆化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．５００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０１８％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０５％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
Ｎ：０．０１５％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。ＮはＡｌやＶと結合して鋼中で窒化物や炭窒化物を形成する。Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物は熱的に安定であり、焼入れ時にオーステナイト中に固溶しにくい。そのため、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物は複合炭化物の形成を阻害する。その結果、鋼の強度が低下し、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１５％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００６０％である。Ｎ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。ＮはＡｌやＶと結合して鋼中で窒化物や炭窒化物を形成する。Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物は熱的に安定であり、焼入れ時にオーステナイト中に固溶しにくい。そのため、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物は複合炭化物の形成を阻害する。その結果、鋼の強度が低下し、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１５％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００６０％である。Ｎ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
本発明による軸受用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、軸受用鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明の軸受用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の軸受用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。
上述の軸受用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。
Ｍｏ：０〜１．００％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．６０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．６０％である。
Ｃｕ：０〜１．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。Ｃｕはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．６０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。Ｃｕはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．６０％である。
Ｎｉ：０〜３．００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。Ｎｉはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜３．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、より好ましくは１．６０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。Ｎｉはさらに、焼入れ後の残留オーステナイト量を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ後の残留オーステナイト量が高くなりすぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜３．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、より好ましくは１．６０％である。
上述の軸受用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、及び、Ｎｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める。
Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉはピンニング効果によってオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命を高める。Ｔｉはさらに、鋼中のＮと結合し、ＴｉＮを形成する。そのため、複合炭化物の生成量が高まる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉはピンニング効果によってオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命を高める。Ｔｉはさらに、鋼中のＮと結合し、ＴｉＮを形成する。そのため、複合炭化物の生成量が高まる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。
Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂはピンニング効果によってオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｂはさらに、鋼中のＮと結合し、ＮｂＮを形成する。そのため、複合炭化物の生成量が高まる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂはピンニング効果によってオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｂはさらに、鋼中のＮと結合し、ＮｂＮを形成する。そのため、複合炭化物の生成量が高まる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、これらの効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。
［Ｍｓについて］
本発明の軸受用鋼の化学組成はさらに、式（１）で定義されるＭｓが１００〜２２０である。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
本発明の軸受用鋼の化学組成はさらに、式（１）で定義されるＭｓが１００〜２２０である。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度（℃）を示す。Ｍｓが低すぎれば、焼入れ時のマルテンサイト変態の開始が遅すぎる。そのため、焼入れ後の鋼中において、残留オーステナイト量が多すぎ、鋼の強度が低下する。その結果、軸受部品の転動疲労強度が低下する。残留オーステナイト量が多すぎればさらに、残留オーステナイトが粗大になる。粗大な残留オーステナイトは、軸受部品の使用環境下では、応力によってマルテンサイトに変態しやすい。そのため、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。
一方、Ｍｓが高すぎれば、焼入れ時のマルテンサイト変態の開始が早すぎる。そのため、焼入れ後の残留オーステナイト量が少なすぎる。その結果、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｍｓは１００〜２２０である。Ｍｓの好ましい下限は１２０であり、より好ましくは１４０である。Ｍｓの好ましい上限は２００であり、より好ましくは１８０である。
［Ｎｆについて］
本発明の軸受用鋼の化学組成はさらに、式（２）で定義されるＮｆが０．５以下である。
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
本発明の軸受用鋼の化学組成はさらに、式（２）で定義されるＮｆが０．５以下である。
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｎｆは窒化物を形成しやすいＡｌ、Ｔｉ、及びＮｂに対するＮの物質量比である。Ｎｆが０．５以下であれば、Ａｌ、Ｔｉ、又はＮｂによって、鋼中のＮは窒化物として固定される。そのため、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物はほとんど形成されず、軸受部品の複合炭化物の生成量が高まる。その結果、鋼の強度が高まり、軸受部品の転動疲労寿命が高まる。一方、Ｎｆが０．５を超えれば、鋼中のＮは窒化物として固定されておらず、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物が生成し、軸受部品の複合炭化物の生成量が低下する。その結果、鋼の強度が低下し、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、Ｎｆは０．５以下である。Ｎｆの好ましい上限は０．４である。Ｎｆはなるべく低いほうが好ましい。
［製造方法］
上述の軸受用鋼、及び、軸受部品の製造方法の一例を説明する。
上述の軸受用鋼、及び、軸受部品の製造方法の一例を説明する。
［軸受用鋼の製造方法］
本発明による軸受用鋼の製造方法は、鋳造工程と、熱間加工工程とを備える。
本発明による軸受用鋼の製造方法は、鋳造工程と、熱間加工工程とを備える。
［鋳造工程］
鋳造工程では、上述の化学組成を有し、かつ、Ｍｓが１００〜２２０、及びＮｆが０．５以下となる溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）にする。製造された溶鋼を用いて、造塊法により鋼塊（インゴット）にしてもよい。
鋳造工程では、上述の化学組成を有し、かつ、Ｍｓが１００〜２２０、及びＮｆが０．５以下となる溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）にする。製造された溶鋼を用いて、造塊法により鋼塊（インゴット）にしてもよい。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、１又は複数回の熱間加工を実施して棒鋼、線材、又は所望の形状の軸受用鋼材を製造する。熱間加工はたとえば熱間圧延である。複数回の熱間加工を実施する場合、たとえば、粗圧延と仕上げ圧延とを実施する。粗圧延ではたとえば、分塊圧延により鋳片又は鋼塊を鋼片（ビレット）にする。仕上げ圧延ではたとえば、複数の圧延スタンドが一列に並んだ連続圧延機を用いる。各圧延スタンドには、複数の圧延ロールが配置される。各圧延ロールには孔型が形成されている。連続圧延機を用いてビレットを熱間圧延し、棒鋼又は線材等の軸受用鋼材に製造する。上述の説明では熱間加工の一例として熱間圧延を説明した。しかしながら、熱間加工として、熱間鍛伸により棒鋼又は線材の軸受用鋼材を製造してもよい。
熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、１又は複数回の熱間加工を実施して棒鋼、線材、又は所望の形状の軸受用鋼材を製造する。熱間加工はたとえば熱間圧延である。複数回の熱間加工を実施する場合、たとえば、粗圧延と仕上げ圧延とを実施する。粗圧延ではたとえば、分塊圧延により鋳片又は鋼塊を鋼片（ビレット）にする。仕上げ圧延ではたとえば、複数の圧延スタンドが一列に並んだ連続圧延機を用いる。各圧延スタンドには、複数の圧延ロールが配置される。各圧延ロールには孔型が形成されている。連続圧延機を用いてビレットを熱間圧延し、棒鋼又は線材等の軸受用鋼材に製造する。上述の説明では熱間加工の一例として熱間圧延を説明した。しかしながら、熱間加工として、熱間鍛伸により棒鋼又は線材の軸受用鋼材を製造してもよい。
製造された軸受用鋼材に対して、必要に応じて、焼準処理（ノルマ処理）や球状化焼鈍処理を実施してもよい。以上の工程により、軸受用鋼が製造される。
［軸受部品］
本発明による軸受部品は、上記の軸受用鋼を用いて製造される。以下、本発明の軸受部品について説明する。
本発明による軸受部品は、上記の軸受用鋼を用いて製造される。以下、本発明の軸受部品について説明する。
［軸受部品の製造方法］
本発明の軸受部品の製造方法は、中間品成形工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。
本発明の軸受部品の製造方法は、中間品成形工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。
［中間品成形工程］
初めに、軸受用鋼材を用いて中間品を成形する。たとえば、軸受用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、粗形状の中間品を製造する。さらに、中間品に対して機械加工を実施して、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
初めに、軸受用鋼材を用いて中間品を成形する。たとえば、軸受用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、粗形状の中間品を製造する。さらに、中間品に対して機械加工を実施して、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
［焼入れ工程］
成形された中間品に対し、焼入れ処理を実施する。焼入れ処理の加熱温度は、９００℃以上である。焼入れ処理の加熱温度が９００℃以上であれば、Ｖ及びＣｒの固溶量が高まる。その結果、複合炭化物の析出量が高まり、鋼の強度が高まる。好ましい焼入れ処理の加熱温度は９３０℃以上である。続いて急冷し、焼入れ処理を実施する。焼入れ処理は、たとえば油冷である。焼入れ処理は、水冷であってもよい。
成形された中間品に対し、焼入れ処理を実施する。焼入れ処理の加熱温度は、９００℃以上である。焼入れ処理の加熱温度が９００℃以上であれば、Ｖ及びＣｒの固溶量が高まる。その結果、複合炭化物の析出量が高まり、鋼の強度が高まる。好ましい焼入れ処理の加熱温度は９３０℃以上である。続いて急冷し、焼入れ処理を実施する。焼入れ処理は、たとえば油冷である。焼入れ処理は、水冷であってもよい。
［焼戻し工程］
焼入れ後の中間品に対し、焼戻し処理を行う。焼戻し処理の加熱温度は、２５０〜４００℃である。通常よりも高い温度で焼戻すことにより、複合炭化物の析出量が高まり、軸受部品の強度が高まる。高温で焼戻すことによりさらに、残留オーステナイト粒を微細化することができる。焼戻し処理の加熱温度が２５０℃未満であれば、これらの効果は得られない。一方、焼戻し処理の加熱温度が４００℃を超えれば、残留オーステナイトが焼戻しマルテンサイトへと変態する。この場合、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、焼戻し処理の加熱温度は２５０〜４００℃である。好ましい焼戻し処理の加熱温度の下限は２８０℃である。好ましい焼戻し処理の加熱温度の上限は３６０℃である。
焼入れ後の中間品に対し、焼戻し処理を行う。焼戻し処理の加熱温度は、２５０〜４００℃である。通常よりも高い温度で焼戻すことにより、複合炭化物の析出量が高まり、軸受部品の強度が高まる。高温で焼戻すことによりさらに、残留オーステナイト粒を微細化することができる。焼戻し処理の加熱温度が２５０℃未満であれば、これらの効果は得られない。一方、焼戻し処理の加熱温度が４００℃を超えれば、残留オーステナイトが焼戻しマルテンサイトへと変態する。この場合、軸受部品の転動疲労強度が低下する。したがって、焼戻し処理の加熱温度は２５０〜４００℃である。好ましい焼戻し処理の加熱温度の下限は２８０℃である。好ましい焼戻し処理の加熱温度の上限は３６０℃である。
以上の工程により、軸受部品が製造される。本発明の軸受用鋼を用いて製造された軸受部品は、転動疲労寿命に優れる。
［軸受部品の硬さについて］
本発明の軸受部品の表面のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品には高い荷重が負荷される。そのため、軸受部品には高い強度が要求される。したがって、本発明の軸受部品のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品のビッカース硬さは、焼戻し温度によって調整できる。好ましいビッカース硬さの下限は７００Ｈｖである。好ましいビッカース硬さの上限は８００Ｈｖであり、より好ましくは７５０Ｈｖである。
本発明の軸受部品の表面のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品には高い荷重が負荷される。そのため、軸受部品には高い強度が要求される。したがって、本発明の軸受部品のビッカース硬さは、６７０Ｈｖ以上である。軸受部品のビッカース硬さは、焼戻し温度によって調整できる。好ましいビッカース硬さの下限は７００Ｈｖである。好ましいビッカース硬さの上限は８００Ｈｖであり、より好ましくは７５０Ｈｖである。
ビッカース硬さは、次の方法で測定できる。軸受部品の表面の任意の箇所から試験片を採取する。採取された試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を５回実施する。試験力は９８．０７Ｎとする。得られたビッカース硬さの平均を、軸受部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）と定義する。
［軸受部品のミクロ組織について］
本発明の軸受部品のミクロ組織は、体積分率で５．０〜４０％の残留オーステナイトを含む。残部の相のうち最も体積分率の多い相は焼戻しマルテンサイトである。さらに、ミクロ組織において、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は１０個／１００μｍ２以上である。円相当径とは、各残留オーステナイト粒の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
本発明の軸受部品のミクロ組織は、体積分率で５．０〜４０％の残留オーステナイトを含む。残部の相のうち最も体積分率の多い相は焼戻しマルテンサイトである。さらに、ミクロ組織において、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は１０個／１００μｍ２以上である。円相当径とは、各残留オーステナイト粒の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
［残留オーステナイト体積分率について］
上述のとおり、残留オーステナイトは、軸受の転動疲労寿命を高める。残留オーステナイトは、焼入れ直後の鋼に最も多く含まれる。焼入れ直後の残留オーステナイト量はＭｓによって決定される。その後、焼戻しによって一部が焼戻しマルテンサイトへと変態する。
上述のとおり、残留オーステナイトは、軸受の転動疲労寿命を高める。残留オーステナイトは、焼入れ直後の鋼に最も多く含まれる。焼入れ直後の残留オーステナイト量はＭｓによって決定される。その後、焼戻しによって一部が焼戻しマルテンサイトへと変態する。
本発明ではＳｉ含有量を高め、焼戻し時の残留オーステナイト量の低下を抑制する。軸受部品中の残留オーステナイトの体積分率が５％未満であれば、軸受部品の転動疲労寿命を高める効果は得られない。一方、軸受部品中の残留オーステナイトの体積分率が４０％を超えれば、軸受部品の強度が低下し、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。したがって、軸受部品中の残留オーステナイトの体積分率は、５〜４０％である。残留オーステナイトの体積分率の好ましい下限は８．０％である。残留オーステナイトの体積分率の好ましい上限は３０％である。
残留オーステナイトの体積分率は、以下の方法で測定される。軸受部品のＬ断面（圧延方向及び圧下方向に平行な断面）に対して鏡面研磨を実施する。鏡面研磨された表面にＸ線を照射し、ＢＣＣ相とＦＣＣ相の回折ピークの強度差から残留オーステナイト量を算出する。具体的には、２ピーク法により、ＣｒＫα線を用いたθ／２θ法によるＸＲＤ（Ｘ線回折）測定を実施する。そして、ＢＣＣの（２１１）ピークと、ＦＣＣの（２２０）ピークの測定強度比と理論強度比とに基づいて残留オーステナイト体積分率（％）を算出する。
本発明の軸受部品のミクロ組織の残部の相のうち、最大の体積分率を有する相は、焼戻しマルテンサイトである。より具体的には、ミクロ組織の残部のうち、体積分率で７０％以上は焼戻しマルテンサイトからなる。焼戻しマルテンサイトは、焼入れマルテンサイトと比較して、靭性が高い。そのため、軸受として使用時に、割れや欠けを防ぐことができる。そのため、本発明のミクロ組織の残部は、焼戻しマルテンサイトを主体とする。
焼戻しマルテンサイトの体積分率は、以下の方法で測定される。軸受部品のＬ断面（圧延方向及び圧下方向に平行な断面）に対して鏡面研磨を実施する。鏡面研磨された表面を、３％ナイタール（３％硝酸−エタノール溶液）で腐食し、ミクロ組織を現出させる。５００倍の光学顕微鏡で５視野観察（撮影）し、各視野のミクロ組織画像を生成する。生成されたミクロ組織画像から、コントラスト差に基づき、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、その他の相を特定する。特定後、焼戻しマルテンサイトの面積を求め、各視野の面積から、焼戻しマルテンサイトの面積率を求める。各視野の焼戻しマルテンサイトの面積率の平均を、焼戻しマルテンサイトの体積分率（％）と定義する。
［微細残留オーステナイト粒の数密度について］
上述のとおり、微細に分散した残留オーステナイト粒は、応力によってマルテンサイトに変態しにくい。しかしながら、円相当径が２．０μｍを超える残留オーステナイト粒は、応力誘起変態により容易にマルテンサイトに変態する。そのため、軸受部品として使用中、徐々に残留オーステナイトが減少し、転動疲労寿命が低下する。したがって、円相当径２．０μｍ以下の残留オーステナイトであれば、軸受部品の転動疲労寿命を高めることができる。なお、円相当径２．０μｍ以下の残留オーステナイト粒は、円相当径０．２μｍ以上であれば、客観的に計数できる。そこで、円相当径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイトを、本願発明の対象とする。
上述のとおり、微細に分散した残留オーステナイト粒は、応力によってマルテンサイトに変態しにくい。しかしながら、円相当径が２．０μｍを超える残留オーステナイト粒は、応力誘起変態により容易にマルテンサイトに変態する。そのため、軸受部品として使用中、徐々に残留オーステナイトが減少し、転動疲労寿命が低下する。したがって、円相当径２．０μｍ以下の残留オーステナイトであれば、軸受部品の転動疲労寿命を高めることができる。なお、円相当径２．０μｍ以下の残留オーステナイト粒は、円相当径０．２μｍ以上であれば、客観的に計数できる。そこで、円相当径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイトを、本願発明の対象とする。
さらに、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する微細残留オーステナイト粒が鋼中に多数分散していれば、軸受部品の転動疲労寿命を高めることができる。０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度が１０個／１００μｍ２未満であれば、この効果は得られない。したがって、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は１０個／１００μｍ２以上である。転動疲労寿命をさらに高めるための、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度の好ましい下限は２５個／１００μｍ２である。なお、残留オーステナイトの体積分率が４０％を超えなければ、残留オーステナイト粒の数密度は高い方が望ましい。
０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度は、以下の方法で測定される。上述の方法でミクロ組織を現出させた軸受部品について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察する。具体的には、試験片の表面から任意の１００μｍ２の視野を１０視野観察（撮影）し、各視野のＳＥＭ画像を生成する。生成されたＳＥＭ画像を画像処理（二値化処理）して、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト組織を特定する。各視野で求めた数密度の平均を求め、０．２〜２．０μｍの円相当径を有する残留オーステナイト粒の数密度（個／１００μｍ２）と定義する。
［複合炭化物について］
本発明の軸受部品は、鋼中において、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上である。本発明の軸受部品の鋼中には、炭化物として、Ｖ及びＣｒの複合炭化物と、セメンタイトと、その他炭化物とが含まれる。複合炭化物の長径は３００ｎｍ以下である。一方、セメンタイトの長径は３００ｎｍを超える。さらに、その他炭化物の長径は１５０ｎｍ未満である。ところで、後述のＳＥＭ観察では、長径が１５０ｎｍ以上の炭化物を確実に確認できる。したがって、ＳＥＭ観察で確認可能な１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物は、複合炭化物を意味する。そこで、本発明では、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度を鋼の強度の指標とする。具体的には、鋼中に長径１５０〜３００ｎｍの炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上であれば、鋼中に複合炭化物が十分に析出しているため、鋼の強度を高めることができる。
本発明の軸受部品は、鋼中において、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上である。本発明の軸受部品の鋼中には、炭化物として、Ｖ及びＣｒの複合炭化物と、セメンタイトと、その他炭化物とが含まれる。複合炭化物の長径は３００ｎｍ以下である。一方、セメンタイトの長径は３００ｎｍを超える。さらに、その他炭化物の長径は１５０ｎｍ未満である。ところで、後述のＳＥＭ観察では、長径が１５０ｎｍ以上の炭化物を確実に確認できる。したがって、ＳＥＭ観察で確認可能な１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物は、複合炭化物を意味する。そこで、本発明では、１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度を鋼の強度の指標とする。具体的には、鋼中に長径１５０〜３００ｎｍの炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上であれば、鋼中に複合炭化物が十分に析出しているため、鋼の強度を高めることができる。
長径１５０〜３００ｎｍの炭化物が５０個／１００μｍ２未満であれば、軸受部品の強度が不十分である。したがって、本発明の軸受部品は、鋼中において、長径１５０〜３００ｎｍの炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上である。好ましい炭化物の数密度は７０個／１００μｍ２である。
炭化物の数密度は、次の方法で測定される。上述のＳＥＭ画像（Ｌ断面のＳＥＭ画像）において、炭化物は焼戻しマルテンサイト母相とコントラストが異なるため、区別可能である。長径が１５０〜３００ｎｍの炭化物について、各視野で求めた数密度の平均を求め、長径１５０〜３００ｎｍの炭化物の数密度（個／１００μｍ２）と定義する。なお、長径は、炭化物の母相との界面の任意の２点を結ぶ直線のうち、最大の直線で定義される。
表１に示す化学組成を有する１６０ｋｇの溶鋼を真空溶解で溶製し、インゴットを製造した。
表１を参照して、試験番号１〜１８の化学組成は適切であり、Ｍｓは１００〜２２０を満たし、Ｎｆは０．５０以下を満たした。一方、試験番号１９〜２７は、化学組成が不適切であるか、Ｍｓが１００〜２２０を満たさないか、又は、Ｎｆが０．５０を超えた。
各試験番号のインゴットに対して熱間鍛造を実施して、直径７０ｍｍの丸棒（軸受用鋼材）を製造した。
製造した丸棒を１２５０℃で２時間保持する均熱処理を実施した。均熱処理後の鋼材を１０００℃で３０分保持し、その後徐冷するノルマ処理を実施した。
［擬似軸受部品（森式スラスト転動疲労試験片）の製造］
ノルマ処理後の丸棒を機械加工して、直径５８ｍｍのリング状の森式スラスト転動疲労試験片の粗形状の中間品を作製した。
ノルマ処理後の丸棒を機械加工して、直径５８ｍｍのリング状の森式スラスト転動疲労試験片の粗形状の中間品を作製した。
作製された中間品に対して焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、中間品を９５０℃で３０分加熱し、その後６０℃の油で焼入れを実施した。さらに、焼入れ後の中間品を２５０〜４００℃で３０分加熱し、表面のビッカース硬さが７００±３０Ｈｖになるように、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理後の中間品に対して研削加工及び研磨加工を実施して、軸受部品を模擬した、直径５８ｍｍのリング状の森式スラスト転動疲労試験片を作製した。
［評価試験］
森式スラスト転動疲労試験片に対して、次のミクロ組織観察、及び転動疲労試験を実施した。
森式スラスト転動疲労試験片に対して、次のミクロ組織観察、及び転動疲労試験を実施した。
［ミクロ組織観察］
ミクロ組織観察は、次の方法で実施した。各試験番号の転動疲労試験片に対し、上述のＸＲＤ２ピーク法を用いて残留オーステナイトの体積分率（％）を測定した。続いて上述の方法で、ＳＥＭ観察を用いて各残留オーステナイト粒の円相当径（μｍ）を測定した。さらに、円相当径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイト粒を特定し、数密度（個／１００μｍ２）を測定した。これらの結果を表２に示す。
ミクロ組織観察は、次の方法で実施した。各試験番号の転動疲労試験片に対し、上述のＸＲＤ２ピーク法を用いて残留オーステナイトの体積分率（％）を測定した。続いて上述の方法で、ＳＥＭ観察を用いて各残留オーステナイト粒の円相当径（μｍ）を測定した。さらに、円相当径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイト粒を特定し、数密度（個／１００μｍ２）を測定した。これらの結果を表２に示す。
［炭化物の数密度測定］
上述の方法で、ＳＥＭ観察を用いて炭化物の長径（ｎｍ）を測定した。さらに、長径１５０〜３００ｎｍの炭化物を特定し、数密度（個／１００μｍ２）を測定した。この結果を表２に示す。
上述の方法で、ＳＥＭ観察を用いて炭化物の長径（ｎｍ）を測定した。さらに、長径１５０〜３００ｎｍの炭化物を特定し、数密度（個／１００μｍ２）を測定した。この結果を表２に示す。
［転動疲労試験］
転動疲労試験は、次の方法で実施した。各試験番号の転動疲労試験片と、上レースとしての呼び番号＃５１３０５のスラスト軸受レースと、鋼球３球とを組み合わせて、転動疲労試験を実施した。具体的には、試験荷重を４００ｋｇｆ、最大面圧を５．２３ＧＰａ、回転数を１２００ｒｐｍ、潤滑油をクリセフＨ８に浸漬した状態で、耐久回数を２００×１０６とした試験を１０回繰返した。ワイブルプロットから転動疲労寿命Ｌ１０（×１０６ｃｙｃｌｅｓ）を求めた。この結果を表２に示す。
転動疲労試験は、次の方法で実施した。各試験番号の転動疲労試験片と、上レースとしての呼び番号＃５１３０５のスラスト軸受レースと、鋼球３球とを組み合わせて、転動疲労試験を実施した。具体的には、試験荷重を４００ｋｇｆ、最大面圧を５．２３ＧＰａ、回転数を１２００ｒｐｍ、潤滑油をクリセフＨ８に浸漬した状態で、耐久回数を２００×１０６とした試験を１０回繰返した。ワイブルプロットから転動疲労寿命Ｌ１０（×１０６ｃｙｃｌｅｓ）を求めた。この結果を表２に示す。
［評価結果］
表１、２を参照して、試験番号１〜１８の化学組成は適切であり、Ｍｓは１００〜２２０を満たし、Ｎｆは０．５０以下を満たした。そのため、残留オーステナイトの体積分率（％）、残留オーステナイトの数密度（個／１００μｍ２）、及び、炭化物の数密度（個／１００μｍ２）は本願発明の範囲内であった。その結果、転動疲労寿命Ｌ１０（×１０６ｃｙｃｌｅｓ）は５０以上となり、優れた転動疲労寿命を示した。
表１、２を参照して、試験番号１〜１８の化学組成は適切であり、Ｍｓは１００〜２２０を満たし、Ｎｆは０．５０以下を満たした。そのため、残留オーステナイトの体積分率（％）、残留オーステナイトの数密度（個／１００μｍ２）、及び、炭化物の数密度（個／１００μｍ２）は本願発明の範囲内であった。その結果、転動疲労寿命Ｌ１０（×１０６ｃｙｃｌｅｓ）は５０以上となり、優れた転動疲労寿命を示した。
一方、試験番号１９のＳｉ含有量は低すぎた。そのため、残留オーステナイトの体積分率が低すぎた。残留オーステナイトの数密度が低すぎた。さらに、炭化物の数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２０のＭｓは高すぎた。そのため、残留オーステナイトの体積分率が低すぎた。さらに、残留オーステナイトの数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２１のＭｓは低すぎた。そのため、残留オーステナイトの体積分率が高すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２２のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、炭化物の数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２３のＣｒ含有量は高すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２４のＶ含有量は低すぎた。そのため、炭化物の数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２５のＶ含有量は高すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２６のＡｌ含有量は低すぎた。さらに、Ｎｆは高すぎた。そのため、炭化物の数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
試験番号２７のＮｆは高すぎた。そのため、炭化物の数密度が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で、上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明による軸受用鋼は、軸受部材用の鋼として広く適用可能であり、特に、転がり軸受部材用の鋼として適式である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．４０〜１．００％、
Ｓｉ：０．７５〜３．００％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、
Ｖ：０．１０％超〜１．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．５００％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜３．００％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、
Ｎｂ：０〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるＭｓが１００〜２２０であり、
式（２）で定義されるＮｆが０．５以下である化学組成を有する、軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０Ｍｎ−１１Ｓｉ−１２Ｃｒ−７Ｍｏ−１８Ｎｉ−１８Ｃｕ （１）
Ｎｆ＝（Ｎ／１４）／（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４６＋Ｎｂ／９３） （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の軸受用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ｃｕ：０．１０〜１．００％、及び、
Ｎｉ：０．１０〜３．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、軸受用鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の軸受用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％、及び、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、軸受用鋼。 - 軸受部品であって、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学組成を有し、
前記軸受部品の表面のビッカース硬さが６７０Ｈｖ以上であり、
前記軸受部品の組織は、体積分率で５〜４０％の残留オーステナイトを含有し、残部の相のうち最大の体積分率を有する相は焼戻しマルテンサイトであり、
０．２〜２．０μｍの円相当径を有する前記残留オーステナイト粒の数密度が１０個／１００μｍ２以上であり、
１５０〜３００ｎｍの長径を有する炭化物の数密度が５０個／１００μｍ２以上である、軸受部品。
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