WO2012035884A1 - 軸受用鋼 - Google Patents

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WO2012035884A1
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steel
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正樹 貝塚
睦久 永濱
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a bearing steel applied to bearing parts and machine structural parts used in automobiles, various industrial machines, and the like, and particularly when manufacturing bearing parts and machine structural parts by cold working.
  • the present invention relates to a steel for bearings that exhibits good cold workability and exhibits excellent wear resistance and rolling fatigue characteristics in the processed parts.
  • Bearing parts and machine structural parts are processed into final shapes by cutting, forging, cutting and the like of wire rods and steel bars.
  • cold working cold rolling or cold forging
  • the rolled material is too hard and cold working is difficult, so spheroidization prior to cold working for the purpose of improving cold workability.
  • annealing is performed.
  • Ensuring good cold workability is important from the viewpoint of improving productivity and saving energy, and reducing costs and reducing CO 2 emissions.
  • it is necessary to have low deformation resistance, no cracking due to processing, and the like.
  • Parts such as bearings and crankshafts are important parts that support the rotating parts and sliding parts of machinery, and the contact surface pressure is considerably high, and the external force may fluctuate. In many cases, the steel material is required to have excellent durability.
  • high carbon chromium bearing steels such as SUJ2 defined in JIS G 4805 (1999) have been used in various fields such as automobiles and various industrial machines.
  • this steel has a high carbon (0.95 to 1.1% by mass) and Cr (1.3 to 1.6% by mass) content, which is a coarse eutectic carbide that adversely affects rolling fatigue characteristics ( For example, a precipitate of 10 ⁇ m or more is easily generated.
  • it is necessary to perform rolling after high-temperature (about 1250 ° C.) and long-time (about 17 hours) diffusion rolling, resulting in high production costs. It was.
  • the bearing component manufactured with this steel material was known to have a problem of insufficient rolling fatigue characteristics.
  • Patent Document 1 discloses that the contents of C (0.6 to less than 0.95% by mass) and Cr (less than 1.3% by mass) are reduced, and B (0.0002 to 0.01% by mass) is contained.
  • a technique has been proposed in which the homogenization heat treatment is omitted and the spheroidizing annealing time is reduced, thereby reducing the manufacturing cost and ensuring excellent rolling fatigue characteristics and wear resistance.
  • consideration is not given to cold forgeability, and problems such as cracking may occur during cold forging.
  • Patent Document 2 contains a predetermined amount of Sb (less than 0.0010% by mass) while reducing the content of C (0.70 to 0.95% by mass) to shorten the diffusion annealing time.
  • Patent Document 3 discloses a patent in which the average grain diameter of ferrite and the average grain diameter of cementite after cold drawing after the spheroidizing annealing treatment are specified to improve the cold workability.
  • the content of C and Cr is large and eutectic carbide may be formed, diffusion annealing is essential, and further, after spheroidizing annealing, cold drawing is performed at 20 to 40%. , The yield of steel materials deteriorates and the manufacturing cost increases.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and the object thereof is to exhibit good cold workability in cold working performed after spheroidizing annealing, and to provide a bearing.
  • the purpose is to establish a bearing steel that can ensure good wear resistance and rolling fatigue characteristics as a member.
  • Still another object of the present invention is to provide a steel material that can produce a steel for bearings having such excellent characteristics even if the diffusion annealing is omitted.
  • the bearing steel of the present invention capable of achieving the above object has C: 0.9 to 1.10% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.05 to 0.49%, Mn: 0.00. 1 to 1.0%, P: 0.05% or less (not including 0%), S: 0.05% or less (not including 0%), Cr: 0.03 to 0.40%, Al: 0.05% or less (not including 0%), N: 0.002 to 0.025%, Ti: 0.0030% or less (not including 0%), and O: 0.0025% or less (0%).
  • the balance is composed of iron and inevitable impurities, the average aspect ratio of cementite is 2.00 or less, the average equivalent circle diameter of cementite is 0.35 to 0.6 ⁇ m, and the equivalent circle diameter is 0 It has a gist in that the number density of cementite of 13 ⁇ m or more is 0.45 pieces / ⁇ m 2 or more. .
  • Cu 0.25% or less (not including 0%), Ni: 0.25% or less (not including 0%), and Mo: 0.25% or less (0%) It is also preferable to include one or more selected from the group consisting of Nb: 0.5% or less (not including 0%), and / or V: 0.5. % Or less (not including 0%) is also a preferred embodiment.
  • the present invention by appropriately adjusting the chemical composition and appropriately dispersing (number density) cementite having an appropriate size (aspect ratio, equivalent circle diameter) in the steel material, good cold working is achieved. It is possible to realize a bearing steel that can secure excellent wear resistance and rolling fatigue characteristics (hereinafter, sometimes referred to as “durability” together with rolling fatigue characteristics and wear resistance). Therefore, when the bearing steel of the present invention is applied to a bearing component, excellent durability can be exhibited even when used in a harsh environment. Further, the bearing steel of the present invention with reduced Cr does not require long-time diffusion annealing, which has been essential in conventional SUJ2, and can also perform spheroidizing annealing in a short time, so that productivity can be improved. It is also useful from the viewpoint of improvement and energy saving, cost reduction, and CO 2 emission reduction.
  • FIG. 2 is a graph plotting the relationship between the average equivalent circle diameter of cementite, the deformation resistance reduction rate, and the L10 life ratio.
  • FIG. 3 is a graph plotting the relationship between the number density of cementite and the wear ratio.
  • the present inventors have studied from various angles with the aim of realizing a bearing steel that exhibits excellent cold workability and durability. And, in order to improve the cold workability of the steel material and improve the durability, it is necessary to appropriately control the chemical composition of the steel material and to control the cementite, particularly the following (A) and (B). The knowledge that satisfying the requirements was effective was obtained.
  • the present inventors have made extensive studies to improve the cold workability, wear resistance, and rolling fatigue characteristics of steel materials. As a result, the chemical composition in the steel material is controlled and the production conditions are controlled. After spheroidizing annealing, the average aspect ratio of cementite is 2.00 or less, and the average equivalent circle diameter of cementite is 0.35 to 0.6 ⁇ m. Thus, the present inventors have found that the above properties of steel can be improved when the number density of cementite having an equivalent circle diameter of 0.13 ⁇ m or more is 0.45 / ⁇ m 2 or more, and the present invention has been completed.
  • the formation of coarse eutectoid carbides is suppressed by reducing the Cr content.
  • the Cr content is reduced, it is difficult to obtain a steel satisfying the above-mentioned cementite. Therefore, as a result of repeated research on manufacturing conditions, even if the Cr content is reduced, the above-defined cementite can be satisfied by strictly controlling the manufacturing conditions, and it has been essential for conventional steel (SUJ2). It has been found that the steel for bearings of the present invention having the above excellent characteristics can be produced even if the time-diffusion annealing is omitted and the spheroidizing annealing time is further shortened.
  • the average aspect ratio of cementite needs to be 2.00 or less. When this average aspect ratio is greater than 2.00, stress tends to concentrate on the cementite during cold working, cracks are easily generated at the interface, and the rolling fatigue characteristics are also deteriorated.
  • the average aspect ratio is preferably 1.90 or less, more preferably 1.70 or less.
  • the aspect ratio is a ratio of the major axis and the minor axis of cementite, and is based on the measurement method described in the examples below.
  • the average aspect ratio of the present invention is an average value of 12 visual fields.
  • the average equivalent circle diameter must be 0.35 to 0.6 ⁇ m.
  • the average equivalent-circle diameter of cementite is less than 0.35 ⁇ m, deformation resistance increases due to dispersion strengthening, and cold workability deteriorates.
  • the thickness is less than 0.35 ⁇ m, the cementite disappears due to the quenching / tempering treatment, and the desired durability cannot be obtained.
  • a preferable average equivalent circle diameter is 0.40 ⁇ m or more, more preferably 0.45 ⁇ m or more.
  • the average equivalent circle diameter of cementite exceeds 0.6 ⁇ m, the fragile portion around the cementite after quenching and tempering becomes large, so that cracks are easily generated and propagated, resulting in poor rolling fatigue characteristics.
  • the average equivalent circle diameter is preferably 0.55 ⁇ m or less, more preferably 0.5 ⁇ m or less.
  • the above-mentioned equivalent circle diameter refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area by paying attention to the size of cementite, and will be described later in Examples, but it is described in the scanning electron microscope (SEM). It is a cementite observed on the observation surface, and the average equivalent circle diameter of the present invention is an average value of 12 visual fields.
  • the number density of cementite having an equivalent circle diameter of 0.13 ⁇ m or more confirmed when observing the cementite is less than 0.45 / ⁇ m 2 , the effect of improving the wear resistance by dispersion of hard cementite. Will not be effective.
  • the number density of cementite having an equivalent circle diameter of 0.13 ⁇ m or more is preferably 0.48 pieces / ⁇ m 2 or more, more preferably 0.51 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the number density is not particularly limited, but if it is too large, deformation resistance may increase due to dispersion strengthening, and cold workability may deteriorate.
  • the number density of cementite is preferably 1.0 piece / ⁇ m 2 or less, more preferably 0.75 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the number density of the present invention is a value obtained by observing 12 fields of view, which will be described later in Examples.
  • the coarse precipitate means, for example, one having a major axis of 10 ⁇ m or more.
  • each value of the cementite is measured based on the method described in the examples.
  • the present invention adopts a value obtained by observing the D / 4 position (D is a diameter) of the steel material. This is because, if the measurement result at the D / 4 position satisfies the above-mentioned provisions of the present invention, it exhibits not only cold workability but also excellent wear resistance and rolling fatigue characteristics of the parts after processing. .
  • the steel material of the present invention needs to appropriately adjust its chemical composition (C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, N, Ti, O, etc.) including the reduction of Cr content.
  • C chemical composition
  • Si Si, Mn, P, S, Cr, Al, N, Ti, O, etc.
  • C is an element essential for increasing quenching hardness, maintaining strength at room temperature and high temperature, dispersing cementite to impart wear resistance and rolling fatigue characteristics, and improving cold workability It is. In order to exert such an effect, C must be contained in an amount of 0.9% or more, preferably 0.95% or more, more preferably 0.97% or more. However, if the C content is excessively large, giant carbides are likely to be formed in the core, and adversely affect the rolling fatigue characteristics. Therefore, the C content is 1.10% or less, preferably 1.07. % Or less, more preferably 1.03% or less.
  • Si 0.05 to 0.49%
  • Si is an element useful for improving the solid solution strengthening and hardenability of the matrix.
  • it is necessary to contain Si by 0.05% or more, preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • the Si content should be suppressed to 0.49% or less, preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less. is there.
  • Mn is an element useful for strengthening the solid solution of the matrix and improving the hardenability. In order to exert such an effect, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.1% or more, preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more. However, if the Mn content is excessively increased, the cold workability is remarkably reduced, so the Mn content should be suppressed to 1.0% or less, preferably 0.85% or less, more preferably 0.8% or less. is there.
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained as an impurity, but it is desirable to reduce it as much as possible because it segregates at the grain boundary and lowers the cold workability.
  • extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost. become.
  • the P content is set to 0.05% or less. It is preferable to reduce it to 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element that is inevitably contained as an impurity, but is precipitated at the grain boundary as FeS and decreases the cold workability.
  • the S content is set to 0.05% or less. It is preferable to reduce it to 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • Cr 0.03-0.40%
  • Cr is an element that combines with C to form carbides and improves wear resistance and cold workability. In order to obtain such an effect, the Cr content needs to be 0.03% or more. Preferably it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more. However, since Cr is an element that is easily segregated, if the Cr content is excessive, coarse carbides are generated, and the rolling fatigue characteristics are lowered. Therefore, the Cr content is 0.40% or less. Preferably it is 0.35% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Al 0.05% or less (excluding 0%)
  • Al is effective as a deoxidizing element, has an effect of reducing the amount of oxygen in steel and improving rolling fatigue characteristics, and is an element that combines with N to form AlN and improve rolling fatigue characteristics. It is. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.015% or more of Al. However, when the amount of Al is excessive, alumina inclusions are coarsened and rolling fatigue characteristics are deteriorated. Accordingly, the Al content is 0.05% or less, preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • N is an element that combines with the Al and exhibits an effect of improving rolling fatigue characteristics by fine dispersion of an Al-based nitrogen compound.
  • the N content is 0.002% or more, preferably 0.004% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the N content is 0.025% or less, preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less.
  • Ti 0.0030% or less (excluding 0%)
  • Ti combines with N in steel to produce TiN, which not only adversely affects rolling fatigue properties but also harms cold workability and hot workability, and it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the Ti content needs to be 0.0030% or less.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • O has a great influence on the form of impurities in the steel and forms inclusions such as Al 2 O 3 and SiO 2 that adversely affect the rolling fatigue characteristics. Doing so will increase the steelmaking cost. For these reasons, the O content needs to be 0.0025% or less. In addition, the upper limit with preferable O content is 0.002% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. can be allowed.
  • Cu, Ni, and Mo act as elements for improving the hardenability of the parent phase, increase the hardness and contribute to the improvement of rolling fatigue characteristics, and can contain any one or more kinds. . Any of these effects is preferably exhibited by containing 0.03% or more, more preferably 0.05% or more. However, if both exceed 0.25%, workability deteriorates. Preferably it is 0.23% or less, More preferably, it is 0.20% or less.
  • Nb and V are elements that are effective in binding nitrogen to form a nitrogen compound to regulate crystal grains and improve rolling fatigue characteristics, and can be used alone or in combination. . All of these effects are preferably exhibited by containing 0.001% or more, more preferably 0.003% or more. However, if any content exceeds 0.5%, the crystal grains become finer and an incompletely quenched phase tends to be generated. The preferred contents are each 0.3% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the Cr content is regulated within the above range, but if the Cr content is reduced to 0.40% or less, it becomes difficult to stably disperse the cementite having the predetermined size. Therefore, in the steel material of the present invention, in order to secure cementite having a predetermined size after spheroidizing annealing, it is necessary to appropriately control the manufacturing conditions (especially spheroidizing annealing conditions performed after rolling).
  • the steel material obtained by hot rolling is heated to a soaking temperature (A1 point + 10 ° C. to A1 point + 40 ° C.) at an average heating rate of 40 to 100 ° C./hr.
  • the primary cooling rate (average cooling rate) is from 5 to 15 ° C./hr from the soaking temperature to (A1 point ⁇ 60 ° C.), and further to room temperature (25 ° C.).
  • the average heating rate is less than 40 ° C./hr, the cementite is coarsened, and the cementite having the desired average equivalent circle diameter cannot be obtained, and a dispersion state of the cementite (that is, a predetermined number density) is obtained. Disappear. When it exceeds 100 ° C./hr, the pearlite cannot be divided, and the aspect ratio of cementite exceeds the predetermined value. On the other hand, if it exceeds 100 ° C./hr, the cementite becomes small, and the cementite having the predetermined average equivalent circle diameter cannot be obtained.
  • a preferable average heating rate is 50 ° C./hr or more, more preferably 60 ° C./hr or more, preferably 90 ° C./hr or less, more preferably 80 ° C./hr or less.
  • the pearlite cannot be divided, and the cementite aspect ratio exceeds the predetermined value.
  • the soaking temperature exceeds the point A1 + 40 ° C., cementite in the pearlite is excessively dissolved and the regenerated pearlite is precipitated, so that the aspect ratio exceeds the predetermined value.
  • the holding time at the soaking temperature (A1 point + 10 ° C. to A1 point + 40 ° C.) is less than 4 hours, the cementite diameter becomes small and the predetermined size cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 8 hours, the cementite is coarsened, the cementite diameter is increased, the predetermined size cannot be obtained, and the dispersed state of cementite cannot be obtained.
  • the primary cooling range from the soaking temperature to (A1 point-60 ° C) is the temperature set to ensure the above-mentioned cementite. Therefore, if the above-mentioned cementite is obtained, the temporary cooling end temperature may be high (for example, A1 point-50 ° C.). Further, when the cooling is performed at the primary cooling rate exceeding the point A1 ⁇ 60 ° C., the productivity is deteriorated.
  • the secondary cooling rate is not particularly limited, but it is desirable to cool it (air cooling) from the viewpoint of improving productivity.
  • the steel material of the present invention is processed into a predetermined part shape after the spheroidizing annealing as described above, and is subsequently quenched and tempered to be manufactured into a bearing part or the like. It includes both linear and bar shapes that can be applied to such production, and the size can also be appropriately determined according to the final product.
  • the bearing steel of the present invention defines a structure after spheroidizing annealing, but a bearing steel that satisfies the above defined structure after spheroidizing annealing is processed into a predetermined part shape. It has been confirmed by experiments that it exhibits excellent wear resistance and rolling fatigue characteristics when used as a bearing part that is subsequently quenched and tempered (see Examples below).
  • the steel materials having various chemical composition shown in Table 1 below were heated to 1100-1300 ° C. in a heating furnace, and then subjected to ingot rolling at 900-1200 ° C. Thereafter, hot rolling (including forging simulating rolling) in a temperature range of 800 to 1100 ° C. was performed to produce a round bar with a diameter of 65 mm.
  • the obtained round bar was subjected to spheroidizing annealing under the spheroidizing heat treatment conditions shown in Table 2 (temperature increase rate, soaking temperature, soaking time, primary cooling rate to Al point ⁇ 60 ° C.) and tested. Got. At this time, air was allowed to cool from the point A1 ⁇ 60 ° C. to room temperature (25 ° C.) (secondary cooling).
  • the test piece was cold worked using a press tester at a processing rate (compression rate) of 60%, and then the side surface of the test piece was observed with an optical microscope (magnification: 20 times) to confirm the presence or absence of cracks. Further, the deformation resistance (MPa) when the test piece was cold worked at a working rate (compression rate) of 40% was measured. The deformation resistance reduction rate was calculated by comparison with the deformation resistance of the test piece 1 and evaluated.
  • the processing rate is indicated by [ ⁇ (1-L / L 0 ) ⁇ ⁇ 100 (%)] (L is the length of the test piece before processing, and L 0 is the length of the test piece after processing). Is.
  • a thrust test piece (shape: disk size: ⁇ 60 mm ⁇ 2 mm thickness) is prepared from the test material, and the repetition rate is 1800 rpm with a thrust type rolling fatigue tester (“FJ-5T” manufactured by Fuji Testing Machine Co., Ltd.). , surface pressure: 5.3 GPa, stopped times: at 2 ⁇ 10 8 times conditions, the rolling fatigue test for each test piece was conducted by the 16 times, obtained by plotting the fatigue life L 10 (the Weibull probability paper The number of repeated stresses until fatigue failure at a cumulative failure probability of 10% was evaluated.
  • No. 7, 10, 11, 14, 15, 18, 19, and 22 are examples outside the range of the spheroidizing heat treatment condition defined in the present invention.
  • No. No. 7 has a slow temperature rise rate, so that the average equivalent-circle diameter and number density of cementite are outside the range defined in the present invention, and the rolling fatigue characteristics and wear resistance are inferior.
  • No. No. 11 has a low soaking temperature, the average aspect ratio of cementite exceeds the range specified in the present invention, and cold workability, rolling fatigue characteristics, and wear resistance are inferior. Cracking occurred.
  • No. No. 19 has a slow primary cooling rate (cooling rate from A1 point to 60 ° C.), so that the average equivalent circle diameter of cementite exceeds the range defined in the present invention, and the rolling fatigue characteristics are inferior.
  • No. No. 25 has a low C content, so that the number density of cementite is insufficient and the wear resistance is inferior.
  • No. No. 30 has a large Cr and O content, so that the average equivalent-circle diameter of cementite is less than that of the present invention, and a giant carbide is generated in the steel slab, resulting in poor rolling fatigue characteristics.
  • No. No. 31 is inferior in rolling fatigue characteristics because the Si, Mn, N, P, and S contents are outside the range defined in the present invention.
  • No. No. 32 is inferior in cold workability and rolling fatigue characteristics because Cr and N are outside the range defined in the present invention.
  • FIG. 2 the chemical composition defined in the present invention. It is shown in the plot) that the average aspect ratio is less than or equal to 2.00.
  • appropriately controlling the cementite size is effective in improving cold workability and rolling fatigue characteristics. I understand.
  • FIG. 3 the relationship between the number density of cementite and the wear ratio (abrasion resistance) is shown in FIG. 3 (only the example that satisfies the chemical composition defined in the present invention and has an aspect ratio of 2.00 or less is plotted). It can be seen that appropriately controlling the number density of cementite is effective in improving the wear resistance.

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Abstract

　球状化焼鈍後において実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮することができ、また軸受部材等として良好な耐摩耗性や転動疲労特性をも確保できる軸受用鋼は、Ｃ：０．９～１．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．４９％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０３～０．４０％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２～０．０２５％、Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２５％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、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５～０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上である。

Description

軸受用鋼
　本発明は、自動車や各種産業機械等に使用される軸受部品や機械構造用部品に適用される軸受用鋼に関するものであり、特に冷間加工によって軸受部品や機械構造用部品を製造する際に良好な冷間加工性を発揮すると共に、加工後の部品において優れた耐摩耗性と転動疲労特性を発揮する軸受用鋼に関するものである。
　軸受部品や機械構造用部品は、線材や棒鋼を切断、鍛造、切削等の加工を行なうことによって最終形状に加工されることになる。特に冷間加工（冷間圧延または冷間鍛造）に関しては、圧延材のままでは硬過ぎて冷間加工が困難であるので、冷間加工性の向上を目的として冷間加工に先立って球状化焼鈍が施されるのが一般的である。
　良好な冷間加工性を確保することは、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ２排出量削減という観点からも重要である。良好な冷間加工性を確保するためには、変形抵抗が低いことや加工による割れが生じないこと等が必要な特性である。
　また軸受やクランクシャフト等の部品は、機械類の回転部や摺動部を支持する重要な部品であり、接触面圧が相当高く、また外力が変動することもあり、使用される環境が過酷である場合が多く、その素材である鋼材には、優れた耐久性が要求される。
　近年、こうした要求は機械類の高性能化や軽量化が進められるに伴い、年々厳しいものとなっている。軸部品の耐久性向上には、潤滑性に関する技術の改善も重要であるが、鋼材が耐摩耗性や転動疲労特性に優れていることが特に重要な要件となる。
　軸受に用いられる鋼材としては、従来からＪＩＳ　Ｇ　４８０５（１９９９）に規定されるＳＵＪ２等の高炭素クロム軸受鋼が、自動車や各種産業機械等の種々の分野で使用されている。しかしこの鋼材は炭素（０．９５～１．１質量％）とＣｒ（１．３～１．６質量％）の含有量が高く、転動疲労特性等に悪影響を及ぼす粗大な共晶炭化物（例えば１０μｍ以上の析出物）が生成し易い。この粗大な共晶炭化物の生成を防ぐには、分塊圧延後に高温（１２５０℃程度）でしかも長時間（１７時間程度）の拡散焼鈍を施してから圧延しなければならず、製造コストが高かった。またこの鋼材で製造した軸受部品は、転動疲労特性が不十分である問題が知られていた。
　こうした状況の下、軸受用鋼としてこれまでにも様々な技術が提案されている。
　例えば特許文献１には、Ｃ（０．６～０．９５質量％未満）とＣｒ（１．３質量％未満）の含有量を低減させ、Ｂ（０．０００２～０．０１質量％）を所定量含有させることによって、均質化熱処理の省略と球状化焼鈍時間の短縮によって製造コストを抑えると共に、優れた転動疲労特性と耐摩耗性を確保する技術が提案されている。しかしながら、この技術では、冷間鍛造性への配慮がなされておらず、冷間鍛造時に割れが発生するなどの問題が生じることがある。
　一方、特許文献２には、Ｃ（０．７０～０．９５質量％）の含有量を低減させて、拡散焼鈍時間の短縮を図りつつ、Ｓｂ（０．００１０質量％未満）を所定量含有させることによって、転動疲労特性の向上を図る技術が提案されている。しかしながら、この技術でも、冷間鍛造性への配慮がなされておらず、冷間鍛造時に割れが発生するなどの問題が生じることがある。
　また特許文献３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し、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、また更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。
特開２０００－９６１８５号公報 特開平１０－１５８７９０号公報 特開２００１－２９４９７２号公報
　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、球状化焼鈍後において実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮することができ、また軸受部材等として良好な耐摩耗性や転動疲労特性をも確保できる軸受用鋼を確立することにある。更に本発明の他の目的はこのような優れた特性を兼備する軸受用鋼を拡散焼鈍を省略しても生産することが可能となる鋼材を提供することにある。
　上記目的を達成し得た本発明の軸受用鋼は、Ｃ：０．９～１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５～０．４９％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０３～０．４０％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２～０．０２５％、Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２５％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、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５～０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上である点に要旨を有するものである。
　本発明では更に他の元素として、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含むことも好ましく、また更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含むことも好ましい実施態様である。
　本発明によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、適度な大きさ（アスペクト比、円相当径）のセメンタイトを鋼材内に適切に分散（個数密度）させることによって、良好な冷間加工性と共に、優れた耐摩耗性や転動疲労特性（以下、転動疲労特性と耐摩耗性を併せて「耐久性」ということがある）をも確保できる軸受用鋼が実現できる。従って、本発明の軸受用鋼を軸受部品に適用したときには、過酷な環境で用いられても優れた耐久性を発揮できるものとなる。またＣｒを低減した本発明の軸受用鋼は、従来のＳＵＪ２で必須とされていた長時間の拡散焼鈍を必要とせず、更に球状化焼鈍処理も短時間で行うことができるため、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ２排出量を削減するという観点からも有用である。
図１は、実施例Ｎｏ．２の鋼片において確認された粗大な炭化物の写真である。 図２は、セメンタイトの平均円相当直径と、変形抵抗低減率とＬ１０寿命比の関係をプロットしたグラフである。 図３は、セメンタイトの個数密度と摩耗比の関係をプロットしたグラフである。
　本発明者らは、優れた冷間加工性と耐久性を発揮する軸受用鋼の実現を目指して、様々な角度から検討した。そして、鋼材の冷間加工性を良好にし、且つ耐久性を向上させるためには、鋼材の化学成分組成を適切に制御すると共に、セメンタイトを制御すること、特に下記（Ａ）、（Ｂ）の要件を満足させることが有効であるとの知見が得られた。
（Ａ）冷間加工性と転動疲労特性の向上には、セメンタイトの大きさ（平均円相当直径と平均アスペクト比）を所定の範囲に制御すること
（Ｂ）耐摩耗性の向上には、セメンタイトの個数密度を所定の範囲に制御すること
　本発明者らは、上記知見に基づき、鋼材の冷間加工性、耐摩耗性および転動疲労特性を向上させるべく、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材中の化学成分組成を制御すると共に、その製造条件を制御し、球状化焼鈍後にセメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５～０．６μｍであり、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上であるようにすれば、鋼材の上記特性を良好にできることを見出し、本発明を完成した。
　また本発明ではＣｒ含有量を低減させることによって、粗大な共析炭化物の生成を抑制しているが、Ｃｒ含有量を低減させると上記規定のセメンタイトを満足する鋼を得ることが難しくなる。そこで製造条件について研究を重ねた結果、Ｃｒ含有量を低減させても、製造条件を厳密に制御することによって、上記規定のセメンタイトを満足できると共に、従来鋼（ＳＵＪ２）で必須とされていた長時間の拡散焼鈍を省略し、更に球状化焼鈍処理時間を短縮しても、上記優れた特性を有する本発明の軸受用鋼を製造可能であることを見出した。
　まず、本発明で特定するセメンタイトについて説明する。
　本発明では、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下である必要がある。この平均アスペクト比が２．００よりも大きくなると、冷間加工時にセメンタイトに応力が集中し易くなり、界面で亀裂が発生して割れが発生し易くなると共に、転動疲労特性も悪くなる。平均アスペクト比は好ましくは１．９０以下、より好ましくは１．７０以下である。上記アスペクト比はセメンタイトの長径と短径の比であって、後記実施例に記載の測定方法に基づくものである。また本発明の平均アスペクト比は、１２視野の平均値である。
　また本発明では、セメンタイトの平均的な大きさも冷間加工性や転動疲労特性に影響を与えることから、平均円相当直径を０．３５～０．６μｍとする必要がある。セメンタイトの平均円相当直径が０．３５μｍ未満の場合、分散強化によって変形抵抗が増大し、冷間加工性が悪化する。また０．３５μｍ未満の場合、焼入れ・焼戻し処理によってセメンタイトが消失してしまい、所望の耐久性が得られなくなる。好ましい平均円相当直径は０．４０μｍ以上、より好ましく０．４５μｍ以上である。一方、セメンタイトの平均円相当直径が０．６μｍを超えると、焼入れ・焼戻し後のセメンタイト周囲の脆弱部が大きくなるため、亀裂が発生・進展し易くなって、転動疲労特性が悪くなる。好ましい平均円相当直径は０．５５μｍ以下、より好ましく０．５μｍ以下である。
　上記円相当直径とは、セメンタイトの大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、後記実施例で説明するが、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められるセメンタイトのものであって、本発明の平均円相当直径とは、１２視野の平均値である。
　更に本発明では、上記セメンタイトを観察した際に確認される円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２未満では、硬質であるセメンタイトの分散による耐摩耗性向上効果が有効に発揮されなくなる。従って円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度は、好ましくは０．４８個／μｍ２以上、より好ましくは０．５１個／μｍ２以上である。個数密度の上限については、特に限定しないがあまり多くなり過ぎると、分散強化によって変形抵抗が増大し、冷間加工性が悪化することがある。セメンタイトの個数密度は、好ましくは１．０個／μｍ２以下、より好ましくは０．７５個／μｍ２以下である。本発明の個数密度は、後記実施例で説明するが、１２視野を観察して得られた値である。
　なお、上記セメンタイトの観察においては観察からは粗大な析出物は除外している。粗大な析出物とは例えば長径が１０μｍ以上のものをいう。
　上記セメンタイトの各値は、実施例に記載した方法に基づいて測定したものである。実施例において記載しているが、本発明では鋼材のＤ／４位置（Ｄは直径）を観察した値を採用している。これはＤ／４位置の測定結果が上記本発明の規定を満たせば、冷間加工性だけでなく、加工後の部品の耐摩耗性と転動疲労特性に優れた特性を発揮するからである。
　本発明の鋼材は、Ｃｒの含有量の低減を含め、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ等）も適切に調整する必要があるが、これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：０．９～１．１０％］
　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、セメンタイトを分散させて耐摩耗性、転動疲労特性を付与すると共に、冷間加工性を向上させるために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．９％以上含有させなければならず、好ましくは０．９５％以上、より好ましくは０．９７％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０７％以下、より好ましくは１．０３％以下に抑えるべきである。
［Ｓｉ：０．０５～０．４９％］
　Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると冷間加工性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．４９％以下、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下に抑えるべきである。
［Ｍｎ：０．１～１．０％］
　Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性向上に有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が多くなり過ぎると冷間加工性が著しく低下するので、Ｍｎ含有量は１．０％以下、好ましくは０．８５％以下、より好ましくは０．８％以下に抑えるべきである。
［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、冷間加工性を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減するのが良い。
［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＦｅＳとして粒界に析出し、冷間加工性を低下させる元素である。また、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いが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減するのが良い。
［Ｃｒ：０．０３～０．４０％］
　Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性および冷間加工性を向上させる元素である。このような効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０３％以上とする必要がある。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒは偏析し易い元素であるため、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労特性がかえって低下する。従ってＣｒ量は０．４０％以下とする。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３％以下である。
［Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ａｌは、脱酸元素として有効であり、鋼中の酸素量を低減して、転動疲労特性を高める作用を有すると共に、Ｎと結合してＡｌＮを形成して転動疲労特性を向上させる元素である。こうした効果を得るためにはＡｌを０．０１５％以上含有させることが望ましいが、このＡｌ量が過剰になると、アルミナ系の介在物が粗大化して転動疲労特性を低下させる。従ってＡｌ量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
［Ｎ：０．００２～０．０２５％］
　Ｎは上記Ａｌと結合し、Ａｌ系窒素化合物の微細分散による転動疲労特性向上効果を発揮させる元素である。このような効果を発揮させるには、Ｎ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮを形成し、転動疲労特性が低下する。従ってＮ量は、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼすばかりでなく、冷間加工性や熱間加工性も害する有害元素であり、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．００３０％以下とする必要がある。なお、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。
［Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
　Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。なお、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物であり、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の混入が許容され得る。なお、転動疲労特性を高めるため、下記元素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：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む］
　Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも母相の焼入性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素であって任意の１種以上を含有させることができる。これらの効果は、いずれも好ましくは０．０３％以上、より好ましく０．０５％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながらいずれも０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。好ましくは０．２３％以下、より好ましく０．２０％以下である。
［Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｎｂ、およびＶは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒を整粒化し、転動疲労特性を向上させる上で有効な元素であって、単独、或いは併用できる。これらの効果は、いずれも好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、いずれの含有量も０．５％を超えると、結晶粒が微細化し、不完全焼入れ相が生成しやすくなる。好ましい含有量は夫々０．３％以下、より好ましくは０．１％以下である。
　本発明ではＣｒ含有量を上記範囲で規定しているが、Ｃｒ含有量を０．４０％以下に低減させると上記所定の大きさのセメンタイトを安定的に分散させることが難しくなる。そのため本発明の鋼材において、球状化焼鈍し後に所定の大きさのセメンタイトを確保するためには、その製造条件（特に圧延後に行う球状化焼鈍条件）も適切に制御する必要がある。本発明では、熱間圧延して得られた鋼材を平均昇温速度４０～１００℃／ｈｒで均熱温度（Ａ１点＋１０℃～Ａ１点＋４０℃）まで加熱し、該均熱温度で４～８時間保持した後、該均熱温度から（Ａ１点－６０℃）までを、一次冷却速度（平均冷却速度）で、５～１５℃／ｈｒの範囲とし、更に室温（２５℃）までの二次冷却を放冷とすることで、上記所定の大きさのセメンタイトを安定的に分散させることができる。
　上記平均昇温速度が４０℃／ｈｒ未満では、セメンタイトが粗大化してしまい、上記所望の平均円相当直径のセメンタイトが得られなくなると共に、セメンタイトの分散状態（即ち、所定の個数密度）が得られなくなる。１００℃／ｈｒを超えると、パーライトを分断できず、セメンタイトのアスペクト比が上記所定値を超えてしまう。また１００℃／ｈｒを超えるとセメンタイトが小さくなり、上記所定の平均円相当直径を有するセメンタイトが得られなくなる。好ましい平均昇温速度は５０℃／ｈｒ以上、より好ましくは６０℃／ｈｒ以上、好ましくは９０℃／ｈｒ以下、より好ましく８０℃／ｈｒ以下である。
　上記均熱温度がＡ１点＋１０℃未満では、パーライトを分断できず、セメンタイトのアスペクト比が上記所定値を超えてしまう。また均熱温度がＡ１点＋４０℃を超えるとパーライト中のセメンタイトが過剰に固溶して再生パーライトが析出するため、アスペクト比が上記所定値を超えてしまう。
　上記均熱温度（Ａ１点＋１０℃～Ａ１点＋４０℃）での保持時間が４時間未満では、セメンタイト径が小さくなり、上記所定の大きさが得られなくなる。また保持時間が８時間を超えるとセメンタイトの粗大化が進み、セメンタイト径が大きくなり、上記所定の大きさが得られなくなると共に、セメンタイトの分散状態が得られなくなる。
　上記一次冷却速度が５℃／ｈｒ未満の冷却では、セメンタイトが粗大化し、所望の大きさが得られなくなる。また１５℃／ｈｒを超えるとセメンタイト径が小さくなり、上記所定の大きさが得られなくなる。
　なお、一次冷却は均熱温度から（Ａ１点－６０℃）までの範囲としたのは、上記規定のセメンタイトを確実に得るために設定した温度である。従って、上記規定のセメンタイトが得られるのであれば、一時冷却終了温度が高くてもよい（例えばＡ１点－５０℃など）。またＡ１点－６０℃を超えて上記一次冷却速度で冷却をすると、生産性が悪化する。
　また上記二次冷却速度は特に限定されないが、生産性向上の観点から放冷（大気放冷）とすることが望ましい。
　本発明の鋼材は、上記のような球状化焼鈍を行なった後、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。
　なお、上記本発明の軸受用鋼は、球状化焼鈍を行った後の組織を規定しているが、球状化焼鈍後に上記規定の組織を満足する軸受用鋼は、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて製造された軸受部品として使用した場合に、優れた耐摩耗性と転動疲労特性を発揮することを実験により確認している（後記実施例参照）。
　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。
　下記表１に示す各種化学成分組成の鋼材を加熱炉で１１００～１３００℃に加熱した後、９００～１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８００～１１００℃の温度範囲で熱間圧延（圧延を模した鍛造も含む）して、直径：６５ｍｍの丸棒材を作製した。
　得られた丸棒材を、表２記載の球状化熱処理条件（昇温速度、均熱温度、均熱時間、Ａｌ点－６０℃までの一次冷却速度）にて球状化焼鈍を施して試験材を得た。この際、Ａ１点－６０℃から室温（２５℃）までは大気放冷した（二次冷却）。
　なお、Ｎｏ．１のみ分解圧延を実施した後、ソーキング炉で１２３０℃、１７時間のソーキング（拡散焼鈍）を実施してから熱間圧延を行った（Ｎｏ．１を比較対象となる基準鋼とした）。
［巨大炭化物の有無］
　各試験材のＤ／２位置（Ｄは直径）について、断面マクロ組織を光学顕微鏡（倍率：１００倍）で観察して（観察数１視野）、巨大炭化物の有無を確認した。図１の写真に示すような１０μｍ以上の巨大炭化物が確認できた場合、巨大炭化物「有り」と判断した。
［セメンタイトの個数密度・平均円相当直径・平均アスペクト比］
　試験材を長手方向（圧延方向）に対して垂直に切断し、この縦断面（圧延方向対して垂直方向）のＤ／４位置（Ｄは直径）で更に試験材を長手方向に水平に切断し、この水平切断面を鏡面研磨し、５％ピクラルで腐食して金属組織を顕出させた後、この水平切断面における前記Ｄ／４位置ライン上の任意の１２箇所（１視野当たり２６８８μｍ２）を走査電子顕微境（倍率：２０００倍）で観察・撮影し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングした。粒子解析ソフト（［粒子解析ＩＩＩ　ｆｏｒｗｉｎｄｏｗｓ．　Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００　ＳＵＭＩＴＯＭＯ　ＭＥＴＡＬ　ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製］）を用いて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径（μｍ）を算出し、１２視野の平均値を求めた（「平均円相当直径」）。
　また単位面積あたりに存在する円相当直径が０．１３μｍ以上のセメンタイト粒子の個数（個／μｍ２）を求めた（「個数密度」）。
　更にセメンタイトのアスペクト比を求め、１２視野の平均値を求めた（「平均アスペクト比」）。
　なお、上記セメンタイトの測定においては０．１３μｍ未満のものは測定対象外とした。
［冷間加工性（割れ・変形抵抗）］
　上記試験材を用いて、試験材の中心部から直径：１４ｍｍ、高さ：２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、冷間加工性を評価するための試験片とした。
　試験片はプレス試験機を用いて、加工率（圧縮率）６０％で冷間加工した後、試験片の側面を光学顕微鏡で観察し（倍率：２０倍）、割れ発生の有無を確認した。また試験片を加工率（圧縮率）４０％で冷間加工した際の変形抵抗（ＭＰａ）を測定し、鋼種Ｎｏ．１の試験片の変形抵抗との対比によって変形抵抗低減率を算出し、評価を行った。なお、上記加工率は［｛（１－Ｌ／Ｌ０）｝×１００（％）］（Ｌは加工前の試験片の長さ、Ｌ０は加工後の試験片の長さ）で示されるものである。
　評価基準：試験片に割れがなく、かつ変形抵抗低減率がＮｏ．１の試験片に対して５％以上のものを冷間加工性に優れる（○）と判断した。一方、変形抵抗はＮｏ．１よりも高いものや、変形抵抗が低減しても変形抵抗低減率が５％未満のものは冷間加工性に劣る（×）と判断した。
［転動疲労特性］
　試験材からスラスト試験片（形状：円盤 サイズ：Φ６０ｍｍ×２ｍｍ厚さ）を作製し、スラスト型転動疲労試験機（「ＦＪ－５Ｔ」　株式会社富士試験機製作所製）にて、繰り返し速度：１８００ｒｐｍ、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、疲労寿命Ｌ１０（ワイブ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）を評価した。
　Ｎｏ．１の試験片の疲労寿命Ｌ１０（Ｌ１０寿命）を１．０とし、１．０以上のＬ１０寿命を有する試験片を転動疲労特性に優れると判断した。
［耐摩耗性］
　上記スラスト試験片に対し、スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１８００ｒｐｍ、面圧：５．３Ｇｐａ、中止回数：１×１０８回の条件にて、回転させた際の摩耗深さを摩耗量とした。このとき各鋼材における試験回数は、夫々３回ずつ（ｎ＝３）とした。Ｎｏ．１の試験片の摩耗量を１とし、１．００以下の摩耗量を有する試験片を耐摩耗性に優れると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、Ｎｏ．３～６、８、９、１２、１３、１６、１７、２０、２１、２３、２４、２７～２９は、本発明で規定する要件（化学成分組成、セメンタイトの円相当直径、アスペクト比、個数密度）を満足するものであり、いずれも割れが生じることなく従来鋼（Ｎｏ．１：ＳＵＪ２）と比べて変形抵抗も低く冷間加工性に優れており、また加工後の試験片の転動疲労特性や耐摩耗性にも優れていた。
　Ｎｏ．２は、Ｃｒ含有量が多いため、鋼片に巨大炭化物が生じており、冷間加工性、転動疲労特性、および耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
　Ｎｏ．７、１０、１１、１４、１５、１８、１９、および２２は、本発明で規定する球状化熱処理条件の範囲を外れる例である。
　Ｎｏ．７は、昇温速度が遅いため、セメンタイトの平均円相当直径と個数密度が本発明で規定する範囲を外れており、転動疲労特性と耐摩耗性が劣っている。
　Ｎｏ．１０は、昇温速度が速いため、セメンタイトの平均円相当直径と平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を外れており、冷間加工性、転動疲労特性、および耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
　Ｎｏ．１１は、均熱温度が低いため、セメンタイトの平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を上回っており、冷間加工性、転動疲労特性、および耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
　Ｎｏ．１４は、均熱温度が高いため、セメンタイトの平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を上回っており、転動疲労特性、および耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
　Ｎｏ．１５は、均熱時間が短いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を下回っており、冷間加工性が劣っている。
　Ｎｏ．１８は、均熱時間が長いため、セメンタイトの平均円相当直径と個数密度が本発明で規定する範囲を外れており、転動疲労特性と耐摩耗性が劣っている。
　Ｎｏ．１９は、一次冷却速度（Ａ１点－６０℃までの冷却速度）が遅いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を上回っており、転動疲労特性が劣っている。
　Ｎｏ．２２は、一次冷却速度が速いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を下回っており、冷間加工性が劣っている。
　Ｎｏ．２５、２６、３０～３１は、本発明で規定する化学成分の範囲を外れる例である。
　Ｎｏ．２５は、Ｃ含有量が少ないため、セメンタイトの個数密度が不十分となり、耐摩耗性が劣っている。
　Ｎｏ．２６は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏが本発明で規定する範囲を外れているため、セメンタイトの個数密度が不十分となり、冷間加工性と転動疲労特性が劣っている。
　Ｎｏ．３０は、Ｃｒ、Ｏ含有量が多いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明の規定を下回ると共に、鋼片に巨大炭化物が生じており、転動疲労特性が劣っている。
　Ｎｏ．３１は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ｐ、Ｓ含有量が本発明で規定する範囲を外れているため、転動疲労特性が劣っている。
　Ｎｏ．３２は、ＣｒとＮが本発明で規定する範囲を外れているため、冷間加工性と転動疲労特性が劣っている。
　これらのデータに基づいて、セメンタイトの平均円相当直径と、変形抵抗低減率（冷間加工性）とＬ１０寿命比（転動疲労特性）の関係を図２（本発明で規定する化学成分組成を満たし、且つ平均アスペクト比が２．００以下の例のみをプロット）に示すが、セメンタイトの大きさを適切に制御することが、冷間加工性と転動疲労特性の向上に有効であることが分かる。
　同様にしてセメンタイトの個数密度と摩耗比（耐摩耗性）の関係を図３（本発明で規定する化学成分組成を満たし、且つアスペクト比が２．００以下の例のみをプロット）に示すが、セメンタイトの個数密度を適切に制御することが、耐摩耗性の向上に有効であることが分かる。

Claims (3)

  1. 　Ｃ：０．９～１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．０５～０．４９％、
    　Ｍｎ：０．１～１．０％、
    　Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｃｒ：０．０３～０．４０％、
    　Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    　Ｎ：０．００２～０．０２５％、
    　Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、および
    　Ｏ：０．００２５％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、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５～０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上であることを特徴とする軸受用鋼。
  2. 　更に他の元素として、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から
    選択される１種以上を含む請求項１に記載の軸受用鋼。
  3. 　更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の軸受用鋼。
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