WO2013146124A1 - 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 Download PDF

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正樹 貝塚
新堂　陽介
藤田　学
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material for manufacturing bearing parts used in automobiles and various industrial machines, and particularly to a steel material for bearings that exhibits excellent rolling fatigue life when used as a bearing part, and a method for manufacturing the same. It is about.
  • high carbon chromium bearing steels such as SUJ2 specified in JIS G 4805 (1999) have been used as bearing materials used in various fields such as automobiles and various industrial machines.
  • bearings are used in harsh environments such as inner and outer rings and rolling elements such as ball bearings and roller bearings with extremely high contact surface pressure, fatigue failure is likely to occur due to very fine defects (inclusions, etc.).
  • inclusions, etc. there is a problem that frequent maintenance (replacement, inspection, etc.) is necessary.
  • attempts have been made to improve the steel for bearings in order to increase the rolling fatigue life and reduce the number of maintenance operations.
  • Patent Document 3 discloses that the rolling fatigue life is improved by refining crystal grains.
  • Patent Document 3 the rolling temperature is lowered and the forging pressure ratio is increased (60 or more) to reduce the hardness variation caused by stripe segregation.
  • Patent Document 4 the soaking time is lengthened. This suppresses the formation of giant carbides and improves the life.
  • these methods are limited in terms of rolling method and size, and thus cannot be said to be industrially highly flexible, and it is difficult to say that the effect of improving the service life is not necessarily increased to a desired level. It was.
  • Patent Document 5 the spheroidizing treatment time is lengthened and the crystal grains are refined by applying induction hardening. However, the longer spheroidizing treatment deteriorates manufacturability and the induction hardening treatment. Therefore, it is not an industrially highly flexible method.
  • Patent Document 6 describes the size and density of the Al-based nitrogen compound dispersed in steel, in particular, in order to improve the grindability when processing into a product shape and to stably obtain a good rolling fatigue life, and Specifies the size and area ratio of cementite.
  • Patent Document 7 discloses a bearing steel wire material suitable for strong wire drawing that does not break even when wire drawing is performed so that the wire drawing area reduction ratio exceeds about 50% (further 70%). It has been proposed to control the manufacturing conditions to keep the average equivalent circle diameter and standard deviation of cementite after spheroidizing annealing to a certain level or less to suppress variations.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to realize a steel material for bearings for obtaining a bearing component having a further improved rolling fatigue life.
  • the steel material for bearings excellent in rolling fatigue characteristics of the present invention that has solved the above problems is C: 0.95 to 1.10% (meaning mass%, the same applies to chemical components), Si: 0.15-0.35%, Mn: 0.2 to 0.50%, Cr: 1.30 to 1.60%, P: 0.025% or less (excluding 0%), S: 0.025% or less (excluding 0%), Ni: 0.02 to 0.25%, Cu: 0.02 to 0.25%, Mo: less than 0.08% (including 0%), Al: 0.001% to 0.050%, Ti: 0.0015% or less (excluding 0%), O: 0.001% or less (not including 0%), and N: 0.020% or less (not including 0%)
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, Si (interface Si), Mn (interface Mn), Cr (interface Cr), Cu (interface Cu), Ni (interface Ni) included in the parent phase region (interface region) from the surface of spheroidized cementite to 20 nm, and Mo (interface
  • the present invention also includes a method for producing the above-mentioned bearing steel, which uses the steel material having the above component composition, and spheroidizing annealing, A primary soaking process in which (Ac1e + 30) to (Ac1e + 50) ° C.
  • the present invention it is possible to realize a bearing steel material that further improves the rolling fatigue life. Therefore, when a bearing obtained using the bearing steel material is used in a harsh environment, an excellent rolling fatigue life is achieved. And can reduce maintenance (replacement, inspection, etc.).
  • FIG. 1 is a state diagram used for calculating Ac1e and Ac1b in the present invention.
  • spheroidized cementite is dispersed in the martensite substrate, and a weak incompletely quenched region (bainite, pearlite) is generated around the spheroidized cementite.
  • the present inventors consider that cracks are likely to occur and propagate in this incompletely quenched region, and in order to extend the life of the bearing, unlike the conventional techniques for reducing non-metallic inclusions, the above incompletely quenched From the viewpoint that suppression of region generation is effective, the specific means was examined.
  • the inventors first performed a line analysis of the periphery of spheroidized cementite by FE-TEM. As a result, Cr and Mn, which are hardenability improving elements, are concentrated in the spheroidized cementite, and the spheroidized cementite periphery (spheroidized cementite). It was found that the Cr and Mn concentrations were deficient in the parent phase region in contact with. As a cause of the occurrence of the incompletely quenched region, it is considered that quenching becomes insufficient due to the lack of Cr and Mn concentrations.
  • the coefficient of the right side (hereinafter referred to as “interface Di value”) in the above formula (1) is obtained as follows. That is, a test piece was collected from a steel bar (outer diameter 60 mm) having a composition of steel materials 1 to 14 in Table 1 in Examples described later, and a Jominy test was performed in accordance with a method defined in JIS G-0561. At that time, the heating condition of the test piece was 920 ° C. ⁇ 30 minutes. Next, the distance from the end of the test piece on the coolant supply side to the position indicating Rockwell C hardness 60 required for bearing strength was determined for each steel.
  • the interface Di value is set to 9.0 or more as shown in the above formula (1), a desired rolling fatigue life (1.0 ⁇ 10 7 times or more).
  • the interface Di value is less than 9.0, the hardenability of the interface region is insufficient, and a fragile incompletely quenched region is formed. The reduction of the becomes remarkable.
  • the interface Di value is preferably 9.5 or more, more preferably 10.0 or more.
  • the individual ranges of the interface Si, the interface Mn, the interface Cu, the interface Ni, the interface Cr, and the interface Mo are not particularly limited, and may satisfy the above formula (1).
  • the present inventors satisfy the formula (1) in the steel of each of the hardenability improving elements (Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo). It is found that it is necessary to make the content within a predetermined range and perform a predetermined spheroidizing annealing treatment to diffuse Cr and Mn in the spheroidized cementite into the parent phase to suppress these Mn and Cr deficient regions. It was.
  • C 0.95 to 1.10%
  • C is an essential element for increasing the quenching hardness and maintaining the strength at room temperature and high temperature to ensure wear resistance. Therefore, C must be contained in an amount of 0.95% or more, preferably 0.98% or more. However, if the amount of C is excessively large, giant carbides are likely to be generated and adversely affect the rolling fatigue characteristics. Therefore, the amount of C is set to 1.10% or less. Preferably it is 1.05% or less.
  • Si is an element useful for strengthening the solid solution of the matrix, improving the temper softening resistance, improving the hardenability of the matrix phase, and improving the hardenability of the interfacial region (securing the interface Si).
  • the amount of Si is preferably 0.17% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Si amount is set to 0.35% or less.
  • it is 0.33% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Mn is an element effective for strengthening the solid solution of the matrix, improving the hardenability of the matrix, and improving the hardenability of the interfacial region (securing the interface Mn). Further, it is an element necessary for preventing hot brittleness due to S. In order to exert such effects, it is necessary to contain 0.2% or more of Mn.
  • the amount of Mn is preferably 0.25% or more, more preferably 0.3% or more. However, if the amount of Mn is too large, the workability and machinability are remarkably lowered, so the amount of Mn is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.45% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Cr 1.30 to 1.60%
  • Cr is an element useful in combination with C to form fine cementite and ensure wear resistance. It is also an element useful for improving the hardenability of the matrix and improving the hardenability of the interfacial region (securing the interface Cr).
  • the Cr content is set to 1.30% or more. Preferably it is 1.35% or more.
  • the Cr content is 1.60% or less. Preferably it is 1.55% or less, More preferably, it is 1.50% or less.
  • P 0.025% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained as an impurity, and it is desirable to reduce it as much as possible because it segregates at the grain boundary and embrittles, and deteriorates workability and rolling fatigue characteristics.
  • the P content is set to 0.025% or less.
  • it is 0.020% or less (more preferably 0.015% or less).
  • S 0.025% or less (excluding 0%)
  • S is an element that is inevitably contained as an impurity, and it is preferably reduced as much as possible because it precipitates as MnS and reduces the rolling fatigue life.
  • the S content is set to 0.025% or less.
  • it is 0.020% or less (more preferably 0.015% or less).
  • Ni is an element that has a low equilibrium partition coefficient, acts as an element that improves the hardenability of the interface region (to ensure the interface Ni), increases the hardness, and contributes to the improvement of rolling fatigue characteristics. It also contributes to improvement of the hardenability of the matrix.
  • the Ni amount needs to be 0.02% or more. Preferably it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.07% or more. However, when the amount of Ni becomes excessive, workability deteriorates. Therefore, the Ni content is 0.25% or less. Preferably it is 0.22% or less, More preferably, it is 0.20% or less.
  • Cu is an element that has a low equilibrium partition coefficient, acts as an element that improves the hardenability of the interface region (ensures the interface Cu), increases hardness, and contributes to improvement of rolling fatigue characteristics. It also contributes to improvement of the hardenability of the matrix. In order to exhibit these effects, it is necessary to make Cu amount 0.02% or more. Preferably it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.07% or more. However, when the amount of Cu becomes excessive, workability deteriorates. Therefore, the amount of Cu is made 0.25% or less. Preferably it is 0.22% or less, More preferably, it is 0.20% or less.
  • Mo less than 0.08% (including 0%)
  • Mo is an element that has a low equilibrium partition coefficient, acts as an element that improves the hardenability of the interface region (ensures the interface Mo), increases hardness, and contributes to improvement of rolling fatigue characteristics.
  • Mo is not an essential additive element, and the lower limit of the content is not particularly limited as long as the above formula (1) is satisfied.
  • the spheroidizing treatment conditions and other hardenability improving elements in the interface region Si, Cr, Mn , Ni, Cu, etc.
  • it is preferable to contain 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more.
  • the Mo amount is less than 0.08%.
  • it is 0.07% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • Al 0.001% to 0.050%
  • Al is a deoxidizing element and is useful in reducing oxides that reduce the amount of O in steel and adversely affect the life of the bearing, and is therefore usually added intentionally.
  • the Al content needs to be 0.001% or more. More preferably, it is more than 0.005%, and more preferably 0.010% or more.
  • the Al amount is set to 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less, More preferably, it is 0.030% or less.
  • Ti 0.0015% or less (excluding 0%)
  • Ti is a harmful element that has a large adverse effect on the rolling fatigue life because Ti easily combines with N in steel to produce coarse TiN. Therefore, although it is desirable to reduce as much as possible, since extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, the upper limit of Ti content is set to 0.0015%. Preferably it is 0.0010% or less.
  • O is an element that greatly affects the form of impurities in the steel, and it forms inclusions such as Al 2 O 3 and SiO 2 that adversely affect rolling fatigue characteristics. Therefore, it is preferable to reduce it as much as possible.
  • the upper limit of the O amount is set to 0.001%. Preferably it is 0.0008% or less, More preferably, it is 0.0006% or less.
  • N 0.020% or less (excluding 0%)
  • N is one of the inevitable impurities, and when the amount of N is excessive, hot workability is lowered, and problems in manufacturing the steel are likely to occur. Further, N combines with Ti present as an inevitable impurity to form a nitride that is harmful to rolling fatigue characteristics, which can adversely affect the fatigue characteristics of the bearing. Therefore, the N amount is 0.020% or less. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • the components of the steel of the present invention are as described above, and the balance is composed of iron and inevitable impurities.
  • the hot rolled material or hot forged material is heated in the temperature range of 780 to 800 ° C. for 2 to 8 hours, and then cooled to 680 ° C. at a cooling rate of 10 to 15 ° C./hr. After that, the spheroidized cementite was dispersed by cooling to the atmosphere. However, as a result, Cr and Mn remain in the spheroidized cementite that precipitates during cooling and are not diffused to the parent phase side, and Cr and Mn in the interface region are deficient and do not satisfy the above formula (1). It was.
  • spheroidizing annealing is performed, Primary soaking step: maintained for 2 to 9 hr in the temperature range of (Ac1e + 30) to (Ac1e + 50) ° C., second soaking step: held for 1.5 to 6 hr in the temperature range of Ac 1e to (Ac1e + 10) ° C. Third soaking step: Hold for 1 to 3 hours in the temperature range of Ac1b to (Ac1b + 10) ° C. and, By performing a step of cooling to 680 ° C.
  • T1 is set to (Ac1e + 30) ° C. or higher.
  • it is (Ac1e + 35) ° C. or higher.
  • t1 shall be 2 hr or more.
  • it is 4 hours or more.
  • T1 exceeds (Ac1e + 50) ° C. or when t1 is too long, Si, Ni, Cu, and Mo concentrated in the interface region diffuse to the matrix phase side, and interface Si, interface Ni, interface Cu and interface Mo are reduced and the above formula (1) is not satisfied. Therefore, T1 is set to (Ac1e + 50) ° C. or less. Preferably, it is (Ac1e + 45) ° C. or lower. Moreover, t1 shall be 9 hr or less. Preferably it is 7 hr or less.
  • T2 is set to Ac1e or more.
  • it is (Ac1e + 2) ° C. or higher.
  • t2 shall be 1.5 hr or more.
  • it is 1.7 hr or more.
  • T2 exceeds (Ac1e + 10) ° C.
  • Cr and Mn in the spheroidized cementite precipitated up to the Ac1e point cannot be sufficiently diffused to the matrix side, and the interface Cr and interface Mn are insufficient.
  • T2 is set to (Ac1e + 10) ° C. or lower.
  • it is (Ac1e + 8) ° C. or lower.
  • t2 exceeds 6 hr, Si, Ni, Cu, and Mo concentrated in the interface region diffuse to the parent phase side, and the interface Si, interface Ni, interface Cu, and interface Mo decrease, and the above formula ( Does not satisfy 1). Therefore, t2 is set to 6 hr or less. Preferably it is 4 hr or less.
  • T3 is set to Ac1b or more.
  • it is (Ac1b + 2) ° C. or higher.
  • t3 shall be 1 hr or more.
  • it is 1.5 hr or more.
  • T3 exceeds (Ac1b + 10) ° C.
  • Cr and Mn in the spheroidized cementite precipitated up to the Ac1b point cannot be sufficiently diffused, and the interface Cr and the interface Mn are insufficient and the above formula (1) is satisfied. It becomes difficult to meet. Therefore, T3 is set to (Ac1b + 10) ° C. or lower.
  • T3 is preferably (Ac1b + 8) ° C. or lower.
  • t3 exceeds 3 hr, Si, Ni, Cu, and Mo concentrated in the interface region diffuse to the matrix phase side, and the interface Si, interface Ni, interface Cu, and interface Mo decrease, and the above formula ( 1) cannot be satisfied. Therefore, t3 is set to 3 hr or less. Preferably it is 2 hr or less.
  • the said average cooling rate shall be 10 degrees C / hr or more. Preferably it is 12 degrees C / hr or more.
  • the said average cooling rate shall be 20 degrees C / hr or less. Preferably it is 18 degrees C / hr or less.
  • the average cooling rate (CR2) during cooling is not particularly limited. However, from the viewpoint of facility restrictions and productivity, the CR1 and CR2 are preferably within the range of 60 ° C./hr to 180 ° C./hr.
  • the cooling rate to room temperature after cooling to 680 ° C. is not particularly limited, but it is desirable to allow cooling (air cooling) from the viewpoint of improving productivity.
  • the steel material of the present invention is processed into a predetermined part shape after performing 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 slabs having the chemical composition shown in Table 1 were heated to 1100-1300 ° C. in a heating furnace, and then subjected to block rolling at 900-1200 ° C. Thereafter, hot rolling was performed at 830 to 1100 ° C. to obtain a steel material (rolled material) having a predetermined diameter ( ⁇ 65 mm).
  • the underlined Mo amount in Table 1 indicates the amount of Mo mixed inevitably.
  • spheroidizing annealing was performed using the obtained steel material.
  • Spheroidizing annealing is performed under the heat treatment conditions (temperature / time) shown in Table 2 or Table 3 from room temperature to T1, with an average temperature increase rate of 50 to 150 ° C./hr, and maintained at a soaking temperature T1 for a soaking time t1. Then, the temperature is cooled to the soaking temperature T2, held at the soaking temperature T2 and maintained at the soaking time t2, and then cooled to the soaking temperature T3 and held at the soaking temperature T3 at the soaking time t3. After cooling from T3 (from T1 in No. 3 as a comparative example and from T2 in No. 21) to 680 ° C. at the average cooling rate shown in Table 2 or Table 3, it was allowed to cool to the atmosphere.
  • the cooling from T1 to T2 and the cooling from T2 to T3 were performed at the average cooling rate shown in Table 2 or Table 3.
  • test piece after spheroidizing annealing is cut with a longitudinal section (a section parallel to the rolling direction) so that the position of D (diameter) / 4 can be observed, and after polishing this section, the sample is prepared by a thin film method.
  • the spheroidized cementite was observed by FE-TEM (field emission type transmission electron microscope).
  • the line analysis of the spheroidized cementite was conducted so as to pass through the substantially circular center of the spheroidized cementite by EDX (energy dispersive X-ray detector) of TEM (measurement conditions are as follows), Fe, The concentration of each element of Si, Mn, Cr, Cu, Ni, and Mo was measured. This analysis is performed on five arbitrarily selected spheroidized cementites, and the average value of each element in the parent phase region (interface region) from the spheroidized cementite surface to the parent phase side to the position of 20 nm is obtained. , Interface Si, interface Mn, interface Cr, interface Cu, interface Ni, and interface Mo. And the right-side value (interface Di value) of Formula (1) was calculated
  • the fatigue life L10 (the number of stress repetitions until fatigue failure at a cumulative failure probability of 10% obtained by plotting on Weibull probability paper) was evaluated. At this time, the fatigue life L10 (L10 life) was set to 1.0 ⁇ 10 7 times or more as an acceptance criterion.
  • No. No. 4 has a short soaking time (t2 and t3) in the secondary soaking process and the tertiary soaking process, so that the interface Cr and the interface Mn are insufficient to satisfy the formula (1), and the rolling fatigue life is short. became.
  • No. No. 6 is No. 6 because the soaking temperature T1 of the primary soaking process is too low. In No. 8, since the soaking time t1 of the primary soaking step was too short, both the interface Cr and the interface Mn were insufficient and the formula (1) was not satisfied, and the rolling fatigue life was shortened.
  • No. No. 7 is because the soaking temperature T1 in the primary soaking process is too high.
  • No. 9 since the soaking time t1 of the primary soaking process is too long, all of Si, Ni and Cu concentrated in the interface region diffuse to the parent phase side, and the interface Si, interface Ni and interface Cu are (For the interface Mo, the amount of Mo in the steel is small, the interface Mo is small, and the decrease due to diffusion is also small. The same applies to Nos. 13, 17, and 18 below) and the equation (1) is not satisfied. The rolling fatigue life is shortened.
  • No. No. 10 is because the soaking temperature T2 in the secondary soaking process is too low. No. 12, since the soaking time t2 of the secondary soaking process was too short, both the interface Cr and the interface Mn were insufficient, and the formula (1) was not satisfied, and the rolling fatigue life was shortened.
  • No. No. 14 has a soaking temperature T3 in the third soaking process that is too low.
  • T3 soaking temperature
  • No. No. 20 was not subjected to secondary soaking treatment, so that no. No. 21 was not subjected to the third soaking process, so that Cr and Mn in the spheroidized cementite precipitated in each temperature range could not be sufficiently diffused, and the interface Cr and the interface Mn were insufficient and the formula (1) Not satisfied, rolling fatigue life was shortened.
  • No. No. 46 has an insufficient amount of Mn in the steel, so the interface Mn also decreases, does not satisfy the formula (1), the interface region is insufficiently quenched, and the parent phase is not sufficiently quenched, resulting in a rolling fatigue life. Became shorter.
  • No. No. 47 has insufficient Cr in the steel, so the interface Cr is small, the equation (1) is not satisfied, the interfacial area is insufficiently quenched, and the matrix phase is also insufficiently quenched, resulting in rolling fatigue. Life is shortened.
  • No. No. 57 cannot secure the interface Cu because the amount of Cu in the steel is insufficient.
  • No. 58 cannot secure the interface Ni because the amount of Ni in the steel is insufficient.
  • No. 59 had insufficient Cr in the steel, so sufficient interface Cr could not be secured, and none of the formulas (1) was satisfied, so that quenching in the interface area was insufficient. In both cases, the quenching of the parent phase was insufficient and the rolling fatigue life was shortened.

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Abstract

　解決すべき課題は、転動疲労寿命を更に向上させた軸受部品を得るための軸受用鋼材を実現することである。軸受用鋼材は、所定の成分組成を満たし、球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ（界面Ｓｉ）、Ｍｎ（界面Ｍｎ）、Ｃｒ（界面Ｃｒ）、Ｃｕ（界面Ｃｕ）、Ｎｉ（界面Ｎｉ）、およびＭｏ（界面Ｍｏ）が、下記式（１）を満たす。　９．０ ≦ １．４×界面Ｓｉ＋１．８×界面Ｍｎ＋５．５×界面Ｃｕ＋４．２×界面Ｎｉ＋４．８×界面Ｃｒ＋５．５×界面Ｍｏ　…（１）

Description

転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
　本発明は、自動車や各種産業機械などに使用される軸受部品を製造するための鋼材であって、特に軸受部品として用いたときに優れた転動疲労寿命を発揮する軸受用鋼材およびその製造方法に関するものである。
　軸受用鋼として、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用いられている軸受の材料として使用されている。しかし軸受は、接触面圧が非常に高い玉軸受やころ軸受等の内・外輪や転動体等、過酷な環境で用いられるため、非常に微細な欠陥（介在物等）から疲労破壊が生じ易く、これを防止するため、頻繁な保守（交換、点検等）が必要といった問題がある。この問題に対し、転動疲労寿命を高めて上記保守の回数を低減させるべく、軸受用鋼材の改善が試みられている。
　従来、上記転動疲労寿命の長寿命化は、非金属介在物を低減することで改善されてきた（例えば特許文献１や特許文献２）。しかし、工業的に非金属介在物を低減することは限界にきている。
　そこで、他の観点からの寿命向上方法として、縞状偏析の低減（例えば特許文献３）、中心偏析部の炭化物生成の抑制（例えば特許文献４）が提案されている。また特許文献５には、結晶粒を微細化することにより転動疲労寿命を向上することが開示されている。
　上記特許文献３では、圧延温度を低めとし、鍛圧比を大きく（６０以上）することによって縞状偏析に起因する硬さばらつきを低減しており、また特許文献４では、均熱処理時間を長くすることで、巨大炭化物生成を抑制し、寿命を向上している。しかしながらこれらの方法は、圧延方法や圧延サイズに制約があるため、工業的に自由度の高い方法とはいえず、寿命の改善効果も、所望のレベルにまで必ずしも高まるとは言い難いものであった。また特許文献５では、球状化処理時間を長くし、高周波焼入れを適用することで結晶粒を微細化しているが、球状化処理の長時間化は、製造性を悪化させ、また、高周波焼入れ処理に限定されることから工業的に自由度の高い手法とはいえない。
　更に特許文献６は、製品形状に加工する際の研磨性を良好にすると共に、良好な転動疲労寿命を安定して得るべく、特に鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物のサイズと密度、およびセメンタイトのサイズと面積率を規定している。また、特許文献７は、伸線減面率が約５０％（更には７０％）を超えるよう強伸線加工を行っても断線しない、強伸線加工に適した軸受鋼線材を得るべく、製造条件を制御して、球状化焼鈍後のセメンタイトの平均円相当径と標準偏差を一定以下にしてバラツキを抑えることを提案している。
　しかしいずれも析出物の形態を制御するものであり、ある程度の改善効果はみられるものの、転動疲労寿命をより高めるには、更に別の観点から検討する必要があると思われる。
特許第３８８９９３１号公報 特開２００６－６３４０２号公報 特開２００９－８４６４７号公報 特開平０９－１６５６４３号公報 特開２００７－２３１３４５号公報 特開２０１１－１１１６６８号公報 特開２００７－２２４４１０号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、転動疲労寿命を更に向上させた軸受部品を得るための軸受用鋼材を実現することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、
Ｃ：０．９５～１．１０％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
Ｍｎ：０．２～０．５０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．０２～０．２５％、
Ｃｕ：０．０２～０．２５％、
Ｍｏ：０．０８％未満（０％を含む）、
Ａｌ：０．００１％～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００１５％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．００１％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ（界面Ｓｉ）、Ｍｎ（界面Ｍｎ）、Ｃｒ（界面Ｃｒ）、Ｃｕ（界面Ｃｕ）、Ｎｉ（界面Ｎｉ）、およびＭｏ（界面Ｍｏ）が、下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
　９．０ ≦ １．４×界面Ｓｉ＋１．８×界面Ｍｎ＋５．５×界面Ｃｕ＋４．２×界面Ｎｉ＋４．８×界面Ｃｒ＋５．５×界面Ｍｏ　…（１）
（式（１）において、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｃｒ、界面Ｍｏは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す）
　本発明は、上記軸受用鋼材を製造する方法も含むものであって、該方法は、上記成分組成の鋼材を用い、球状化焼鈍を、
（Ａｃ1e＋３０）～（Ａｃ1e＋５０）℃の温度域（Ｔ１）で２～９ｈｒ（ｔ１）保持する１次均熱処理工程、
Ａｃ1e～（Ａｃ1e＋１０）℃の温度域（Ｔ２）で１．５～６ｈｒ（ｔ２）保持する２次均熱処理工程、
Ａｃ1b～（Ａｃ1b＋１０）℃の温度域（Ｔ３）で１～３ｈｒ（ｔ３）保持する３次均熱処理工程、および、
上記Ｔ３から６８０℃までを平均冷却速度１０～１５℃／ｈｒで冷却する工程をこの順に含むように行うところに特徴を有する。
　本発明によれば、転動疲労寿命を更に向上させた軸受用鋼材が実現できるので、該軸受用鋼材を用いて得られた軸受を過酷な環境で使用した場合に、優れた転動疲労寿命を発揮でき、保守（交換、点検等）を低減することができる。
図１は、本発明におけるＡｃ1eとＡｃ1bの算出に用いた状態図である。
　軸受用鋼材は、マルテンサイト素地に球状化セメンタイトが分散しており、この球状化セメンタイト周囲に脆弱な不完全焼入れ領域（ベイナイト、パーライト）が生成する。本発明者らは、この不完全焼入れ領域において、亀裂が発生・伝播しやすいと考え、軸受の長寿命化のためには、これまでの非金属介在物の低減技術と異なり、上記不完全焼入れ領域生成の抑制が有効であるとの観点から、その具体的手段について検討した。
　本発明者らはまず、球状化セメンタイト周囲をＦＥ－ＴＥＭにてライン分析したところ、焼入性向上元素であるＣｒ、Ｍｎが、球状化セメンタイト中に濃化し、球状化セメンタイト周囲（球状化セメンタイトと接する母相領域）では、Ｃｒ、Ｍｎ濃度が欠乏していることが判った。上記不完全焼入れ領域発生の原因として、このＣｒ、Ｍｎ濃度の欠乏により、焼入れが不十分となることが考えられる。
　そこで、上記球状化セメンタイトと接する母相領域におけるＣｒ、Ｍｎ、およびその他の元素の含有量と、不完全焼入れ領域の生成と、転動疲労寿命との関係について検討したところ、特に、球状化セメンタイト表面から２０ｎｍの位置までの母相領域（以下、この母相領域を「界面域」ということがある）において、欠乏しやすいＣｒおよびＭｎと、平衡分配係数が低く界面域に濃化しやすいＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏとが、下記式（１）を満たすようにすれば、焼入れ時に界面域も十分焼入れされて、転動疲労寿命の長寿命化を実現できることを見出した。
　９．０ ≦ １．４×界面Ｓｉ＋１．８×界面Ｍｎ＋５．５×界面Ｃｕ＋４．２×界面Ｎｉ＋４．８×界面Ｃｒ＋５．５×界面Ｍｏ　…（１）
（式（１）において、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｃｒ、界面Ｍｏは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す）
　上記式（１）における右辺（以下、「界面Ｄｉ値」という）の係数は、次の様にして求めたものである。即ち、後述する実施例における表１の鋼材番号１～１４の成分組成の棒鋼（外径６０ｍｍ）から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ０５６１に規定される方法に準拠してジョミニー試験をおこなった。その際、試験片の加熱条件は、９２０℃×３０分間保持とした。次いで、軸受強度に必要であるロックウェルＣ硬度６０を示す位置までの冷媒供給側の試験片端部からの距離を各鋼について求めた。そして、この求めた各鋼の距離と、鋼の焼入性に大きな影響を及ぼすといわれているＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの６元素の含有量とから、各元素の効果が加算できると仮定し、最小二乗法によって、各元素の係数を求めた。
　更に、界面Ｄｉ値と転動疲労寿命との関係について、検討した結果、上記式（１）の通り界面Ｄｉ値を９．０以上とすれば、所望の転動疲労寿命（１．０×１０７回以上）が得られることを見出した。上記界面Ｄｉ値が９．０未満の場合、界面域の焼入性が不足し、脆弱な不完全焼入れ領域が形成されるため、この領域で亀裂の発生や伝播が生じやすく、転動疲労寿命の低下が著しくなる。
　上記界面Ｄｉ値は、好ましくは９．５以上、より好ましくは１０．０以上である。
　本発明において、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｃｒ、界面Ｍｏの、個々の範囲は特に限定されず、上記式（１）を満たすようにすればよい。
　また本発明者らは、界面域における不完全焼入れ領域を低減すべく、式（１）を満たすには、各焼入性向上元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ）の鋼中含有量を所定範囲にすると共に、所定の球状化焼鈍処理を行い、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを母相に拡散させて、これらＭｎ、Ｃｒの欠乏領域を抑制する必要があることを見出した。
　以下、上記焼入性向上元素を含む成分組成と、製造条件について詳述する。
　まず、上述した組織を得ると共に、軸受用鋼材として必要な特性を確保するための成分組成について説明する。
　〔Ｃ：０．９５～１．１０％〕
　Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を確保するために必須の元素である。従ってＣは、０．９５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．９８％以上である。しかしながらＣ量が多くなり過ぎると、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ので、Ｃ量は１．１０％以下とする。好ましくは１．０５％以下である。
　〔Ｓｉ：０．１５～０．３５％〕
　Ｓｉは、マトリックスの固溶強化、焼戻し軟化抵抗性の向上、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性の向上（界面Ｓｉの確保）に有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ量は０．３５％以下とする。好ましくは０．３３％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　〔Ｍｎ：０．２～０．５０％〕
　Ｍｎは、マトリックスの固溶強化、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性向上（界面Ｍｎの確保）に有効な元素である。更に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、Ｍｎを０．２％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Ｍｎ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　〔Ｃｒ：１．３０～１．６０％〕
　Ｃｒは、Ｃと結びついて微細なセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するのに有用な元素である。また、母相の焼入性向上や、界面域の焼入性向上（界面Ｃｒの確保）に有用な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ｃｒ量を１．３０％以上とする。好ましくは１．３５％以上である。しかし、Ｃｒが過剰に含まれると、粗大なセメンタイトが生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ量は、１．６０％以下とする。好ましくは１．５５％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
　〔Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）〕
　Ｐは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、粒界に偏析して脆化させ、加工性、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。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｐ量は０．０２５％以下とした。好ましくは０．０２０％以下（より好ましくは０．０１５％以下）である。
　〔Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）〕
　Ｓは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｓ量は０．０２５％以下とした。好ましくは０．０２０％以下（より好ましくは０．０１５％以下）である。
　〔Ｎｉ：０．０２～０．２５％〕
　Ｎｉは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する（界面Ｎｉを確保する）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る。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｎｉ量を０．０２％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０７％以上である。しかしながらＮｉ量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Ｎｉ量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　〔Ｃｕ：０．０２～０．２５％〕
　Ｃｕは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する（界面Ｃｕを確保する）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る。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｕ量を０．０２％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０７％以上である。しかしながらＣｕ量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Ｃｕ量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　〔Ｍｏ：０．０８％未満（０％を含む）〕
　Ｍｏは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する（界面Ｍｏを確保する）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る。Ｍｏは、必須添加元素ではなく、含有量の下限は、上記式（１）を満たす限り特に限定されず、球状化処理条件や、界面域のその他の焼入性向上元素（Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ等）の量に応じて、適宜用いることのできる元素である。Ｍｏの上記効果を発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると、熱間圧延時の割れを助長する。よってＭｏ量は、０．０８％未満とする。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
　〔Ａｌ：０．００１％～０．０５０％〕
　Ａｌは、脱酸元素であり、鋼中のＯ量を低減して、軸受の寿命に悪影響を及ぼす酸化物の低減に有用であるため、通常、意図的に添加される。上記脱酸効果を充分に発揮させるには、Ａｌ量を、０．００１％以上とする必要がある。より好ましくは０．００５％超であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると、アルミナ系の介在物が粗大化して軸受の寿命を低下させる。また前記脱酸効果も飽和する。そこでＡｌ量は、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
　〔Ｔｉ：０．００１５％以下（０％を含まない）〕
　Ｔｉは、鋼中のＮと結合して粗大なＴｉＮを生成し易いため、転動疲労寿命への悪影響が大きい有害元素である。よって、極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｔｉ量の上限を０．００１５％とした。好ましくは０．００１０％以下である。
　〔Ｏ：０．００１％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す元素であり、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。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ｏ量の上限を０．００１％とした。好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００６％以下である。
　〔Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）〕
　Ｎは、不可避不純物の１つであり、Ｎ量が過剰になると熱間加工性が低下して、鋼材製造上の不具合が生じやすい。またＮは、不可避不純物として存在するＴｉと結合して、転動疲労特性に有害な窒化物を形成し、軸受の疲労特性に悪影響を及ぼし得る。そこでＮ量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
　本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものである。
　［製造条件］
　上記規定の界面域を有する軸受用鋼材を得るには、上記成分組成の鋼材を用い、製造工程における球状化焼鈍を、下記の条件で行うことが必要である。
　従来の球状化焼鈍では、上記熱間圧延材または熱間鍛造材を、７８０～８００℃の温度範囲で２～８時間加熱した後、１０～１５℃／ｈｒの冷却速度で６８０℃まで冷却してから大気放冷することにより、球状化セメンタイトを分散させていた。しかしその結果、冷却中に析出する球状化セメンタイト中にＣｒ、Ｍｎがとどまって母相側に拡散されず、界面域のＣｒ、Ｍｎが欠乏して、上記式（１）を満たさないものとなっていた。
　これに対し本発明では、球状化焼鈍を、
１次均熱処理工程：（Ａｃ1e＋３０）～（Ａｃ1e＋５０）℃の温度域で２～９ｈｒ保持、２次均熱処理工程：Ａｃ1e～（Ａｃ1e＋１０）℃の温度域で１．５～６ｈｒ保持、
３次均熱処理工程：Ａｃ1b～（Ａｃ1b＋１０）℃の温度域で１～３ｈｒ保持、
および、
３次均熱処理工程後に６８０℃まで平均冷却速度１０～１５℃／ｈｒで冷却する工程をこの順に含むように行うことによって、
１～３次均熱処理工程の各温度域で析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを、母相側に十分拡散でき、界面域のＣｒ、Ｍｎ（界面Ｃｒ、界面Ｍｎ）を十分確保することができる。併せて、界面域のＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ（界面Ｓｉ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｍｏ）を母相側に拡散させることなく確保し、その結果、上記式（１）を満たすようにすることができる。
　以下、上記各製造条件を規定した理由について詳述する。
　〔１次均熱処理：（Ａｃ1e＋３０）～（Ａｃ1e＋５０）℃の温度域（Ｔ１）で２～９ｈｒ（ｔ１）保持〕
　１次均熱処理における均熱温度Ｔ１が（Ａｃ1e＋３０）℃を下回る場合や、１次均熱処理における均熱時間ｔ１が、２ｈｒ未満の場合、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たさない。よってＴ１は、（Ａｃ1e＋３０）℃以上とする。好ましくは（Ａｃ1e＋３５）℃以上である。また、ｔ１は２ｈｒ以上とする。好ましくは４ｈｒ以上である。
　一方、Ｔ１が（Ａｃ1e＋５０）℃を超える場合や、ｔ１が長すぎる場合は、界面域に濃化しているＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕ、界面Ｍｏが少なくなり、上記式（１）を満たさない。よって、Ｔ１は（Ａｃ1e＋５０）℃以下とする。好ましくは、（Ａｃ1e＋４５）℃以下である。また、ｔ１は９ｈｒ以下とする。好ましくは７ｈｒ以下である。
　尚、上記Ａｃ1e（点）および後述するＡｃ1b（点）は、ＴＨＥＲＭＯ－ＣＡＬＣ　ＳＯＦＴＷＡＲＥ　Ｖｅｒ．Ｒ（伊藤忠テクノソリューションズ）を用いて鋼材成分のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｌの量を指定して計算することにより図１のような状態図を作成し、鋼材成分のＣ量を指定してその状態図から読み取って求めた変態点である。
　〔２次均熱処理：Ａｃ1e～（Ａｃ1e＋１０）℃の温度域（Ｔ２）で１．５～６ｈｒ（ｔ２）保持〕
　２次均熱処理における均熱温度Ｔ２がＡｃ1e未満の場合や、均熱時間ｔ２が１．５ｈｒ未満の場合、前記図１に示すようなオーステナイト（γ）＋セメンタイト（θ）の２相域で析出した球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを母相側に十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たさない。よってＴ２は、Ａｃ1e以上とする。好ましくは（Ａｃ1e＋２）℃以上である。またｔ２は、１．５ｈｒ以上とする。好ましくは１．７ｈｒ以上である。
　一方、Ｔ２が（Ａｃ1e＋１０）℃を超えると、Ａｃ1e点までに析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを母相側に十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記（１）式を満足できない。よってＴ２は、（Ａｃ1e＋１０）℃以下とする。好ましくは（Ａｃ1e＋８）℃以下である。
　また、ｔ２が６ｈｒを超えると、界面域に濃化しているＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕ、界面Ｍｏが少なくなり、上記式（１）を満たさない。よってｔ２は６ｈｒ以下とする。好ましくは４ｈｒ以下である。
　〔３次均熱処理：Ａｃ1b～（Ａｃ1b＋１０）℃の温度域（Ｔ３）で１～３ｈｒ（ｔ３）保持〕
　３次均熱処理における均熱温度Ｔ３がＡｃ1b未満の場合や、均熱時間ｔ３が１ｈｒ未満の場合、前記図１に示すようなオーステナイト（γ）＋フェライト（α）＋セメンタイト（θ）の３相域で析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを母相側に十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たさない。よってＴ３は、Ａｃ1b以上とする。好ましくは（Ａｃ1b＋２）℃以上である。またｔ３は、１ｈｒ以上とする。好ましくは１．５ｈｒ以上である。
　一方、Ｔ３が（Ａｃ1b＋１０）℃を超えると、Ａｃ1b点までに析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たすことが難しくなる。よってＴ３は（Ａｃ1b＋１０）℃以下とする。Ｔ３は、好ましくは（Ａｃ1b＋８）℃以下である。
　またｔ３が、３ｈｒを超えると、界面域に濃化しているＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕ、界面Ｍｏが少なくなり、上記式（１）を満足できなくなる。よってｔ３は３ｈｒ以下とする。好ましくは２ｈｒ以下である。
　〔Ｔ３から６８０℃までの平均冷却速度：１０～２０℃／ｈｒ〕
　３次均熱処理工程後、上記Ｔ３から６８０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｈｒ未満では、界面域に濃化しているＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉ、界面Ｃｕ、界面Ｍｏが少なくなり、上記式（１）を満たさない。よって、上記平均冷却速度は１０℃／ｈｒ以上とする。好ましくは１２℃／ｈｒ以上である。一方、上記平均冷却速度が２０℃／ｈｒを超えると、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満足できない。よって上記平均冷却速度は２０℃／ｈｒ以下とする。好ましくは１８℃／ｈｒ以下である。
　尚、上記範囲で均熱される限り、上記１次均熱温度Ｔ１から２次均熱温度Ｔ２へ冷却時の平均冷却速度（ＣＲ１）と、２次均熱温度Ｔ２から３次均熱温度Ｔ３へ冷却時の平均冷却速度（ＣＲ２）は、特に限定されない。ただし、設備制約や生産性の観点から、上記ＣＲ１とＣＲ２は、６０℃／ｈｒ～１８０℃／ｈｒの範囲内とすることが望ましい。
　上記６８０℃まで冷却後、室温までの冷却速度は特に限定されないが、生産性向上の観点から放冷（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った後、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるものであるが、鋼材段階の形状についてはこうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含むものであり、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決めることができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　表１に示す化学成分組成の鋳片を、加熱炉において１１００～１３００℃に加熱した後、９００～１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８３０～１１００℃で熱間圧延し、所定の径（φ６５ｍｍ）の鋼材（圧延材）を得た。尚、表１における下線を付したＭｏ量は、不可避的に混入したＭｏ量を示している。
　次いで、得られた鋼材を用いて、球状化焼鈍（熱処理）を行った。球状化焼鈍は、表２または表３に示す熱処理条件（温度・時間）で、室温からＴ１まで、平均昇温速度５０～１５０℃／ｈｒで加熱し、均熱温度Ｔ１で均熱時間ｔ１保持し、その後、均熱温度Ｔ２まで冷却し、均熱温度Ｔ２で均熱時間ｔ２保持し、その後、均熱温度Ｔ３まで冷却し、均熱温度Ｔ３で均熱時間ｔ３保持した後、均熱温度Ｔ３から（比較例であるＮｏ．３ではＴ１から、またＮｏ．２１ではＴ２から）６８０℃まで表２または表３に示す平均冷却速度で冷却してから、大気放冷した。
　尚、上記Ｔ１からＴ２への冷却、およびＴ２からＴ３への冷却は、表２または表３に示す平均冷却速度で冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記球状化焼鈍後の鋼材を用いて、界面域の各元素（Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ）濃度の測定、および界面Ｄｉ値の算出、転動疲労寿命の測定を、以下の通り行った。
　［界面域の各元素濃度の測定］
　上記球状化焼鈍後の試験片を、Ｄ（直径）／４の位置を観察できるように縦断面（圧延方向に並行な断面）で切断し、この断面を研磨した後、薄膜法にて試料を作製し、ＦＥ－ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）により球状化セメンタイト観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）により球状化セメンタイトのライン分析を、球状化セメンタイトのほぼ円中心を通るように実施し（測定条件は下記の通りである）、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの各元素の濃度を測定した。この分析を、任意に選択した球状化セメンタイト５個について行い、球状化セメンタイト表面から母相側へ２０ｎｍ位置までの母相領域（界面域）の上記各元素の平均値を求めて、それぞれ界面Ｆｅ、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｒ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｍｏの量とした。そしてこれらの測定値を用いて、式（１）の右辺値（界面Ｄｉ値）を求めた。
　（測定条件）
　倍率：５０００００倍
　測定ステップ：２ｎｍ
　分析長さ：１００ｎｍ
　［転動疲労寿命の測定］
　上記球状化焼鈍後、φ６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの試験片を切り出し、８４０℃で３０分間加熱後に油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを行った。次いで、仕上げ研磨を施して表面粗さ：０．０４μｍＲａ以下のスラスト転動疲労試験片を作製した。
　そして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、各鋼材（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。このとき、疲労寿命Ｌ１０（Ｌ１０寿命）で１．０×１０７回以上を合格基準とした。
　これらの結果を表４および表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～５から、次の様に考察できる。即ち、Ｎｏ．１、２、５、２２～３４、３６～４４は、本発明で規定の要件を満たすものであり、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材が得られている。これに対し、上記Ｎｏ．以外の例は、本発明で規定のいずれかを要件を満たさないため転動疲労特性に劣っている。詳細には以下の通りである。
　即ち、Ｎｏ．３は、２次均熱処理と３次均熱処理を実施していないため、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．４は、２次均熱処理工程と３次均熱処理工程の均熱時間（ｔ２とｔ３）が短いため、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．６は、１次均熱処理工程の均熱温度Ｔ１が低すぎるため、またＮｏ．８は、１次均熱処理工程の均熱時間ｔ１が短すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．７は、１次均熱処理工程の均熱温度Ｔ１が高すぎるため、またＮｏ．９は、１次均熱処理工程の均熱時間ｔ１が長すぎるため、いずれも界面域に濃化しているＳｉ、ＮｉおよびＣｕが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉおよび界面Ｃｕが少なくなり（尚、界面Ｍｏについては、鋼中Ｍｏ量が少ないのでも界面Ｍｏも少なく拡散による減少量も少ない。以下、Ｎｏ．１３、１７、１８についても同じ）、式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１０は、２次均熱処理工程の均熱温度Ｔ２が低すぎるため、またＮｏ．１２は、２次均熱処理工程の均熱時間ｔ２が短すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１１は、２次均熱処理工程の均熱温度Ｔ２が高すぎるため、Ａｃ1e点までに析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１３は、２次均熱処理工程の均熱時間ｔ２が長すぎるため、界面域に濃化しているＳｉ、ＮｉおよびＣｕが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉおよび界面Ｃｕが少なくなり、その結果式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１４は、３次均熱処理工程の均熱温度Ｔ３が低すぎるため、またＮｏ．１６は、３次均熱処理工程の均熱時間ｔ３が短すぎるため、いずれも界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１５は、３次均熱処理工程の均熱温度Ｔ３が高すぎるため、Ａｃ1b点までに析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して上記式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１７は、３次均熱処理工程の均熱時間ｔ３が長すぎるため、界面域に濃化しているＳｉ、ＮｉおよびＣｕが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉおよび界面Ｃｕが少なくなり、その結果、式（１）を満たさず転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．１８は、６８０℃までの平均冷却速度が小さすぎるため、界面域に濃化しているＳｉ、ＮｉおよびＣｕが母相側に拡散して、界面Ｓｉ、界面Ｎｉおよび界面Ｃｕが少なくなり、その結果、式（１）を満たさず転動疲労寿命が短くなった。一方、Ｎｏ．１９は、６８０℃までの平均冷却速度が大きすぎるため、球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．２０は、２次均熱処理を行わなかったため、またＮｏ．２１は、３次均熱処理を行わなかったため、それぞれの温度域で析出する球状化セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎを十分拡散させることができず、界面Ｃｒと界面Ｍｎが不足して式（１）を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．４５は、鋼中Ｓｉ量が不足しているため、界面Ｓｉも少なくなり式（１）を満たさず界面域の焼き入れが不足し、また母相の焼き入れ不足と軟化抵抗性の低下により、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．４６は、鋼中Ｍｎ量が不足しているため、界面Ｍｎも少なくなり式（１）を満たさず界面域の焼き入れが不足し、また母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．４７は、鋼中のＣｒが不足しているため、界面Ｃｒが少なく、また式（１）を満たさず界面域の焼き入れが不足し、更に母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。
　Ｎｏ．４８は、鋼中Ｎ量が過剰であるため、粗大な窒化物（ＴｉＮ等）が形成されて転動疲労寿命が低下した。Ｎｏ．４９は、鋼中Ｏ量が過剰であるため、粗大な酸化物が鋼中に分散して転動疲労寿命が低下した。
　Ｎｏ．５０は、鋼中Ｐ量が過剰であるため、粒界が脆化して転動疲労寿命が低下した。Ｎｏ．５１は、鋼中Ｓ量が過剰であるため、粗大なＭｎＳが形成されて、転動疲労寿命が低下した。
　Ｎｏ．５２は、鋼中Ｃ量が過剰であるため、粗大な炭化物が形成されて、転動疲労寿命が低下した。またＮｏ．５３は、鋼中Ｃ量が不足しているため、強度を確保することができず、転動疲労寿命が低下した。
　Ｎｏ．５４は、鋼中Ａｌ量が過剰であるため、粗大なＡｌ２Ｏ３が形成されて転動疲労寿命が低下した。また鋼中Ｍｎ量が過剰であるため、加工性や被削性を確保できない。
　Ｎｏ．５５は、鋼中Ｔｉ量が過剰であるため、粗大なＴｉＮが形成されて転動疲労寿命が低下した。またＮｏ．５６は、鋼中Ｃｒ量が過剰であり、粗大な炭化物が形成されたため、転動疲労寿命が低下した。
　Ｎｏ．５７は、鋼中Ｃｕ量が不足しているため界面Ｃｕを確保できず、Ｎｏ．５８は、鋼中Ｎｉ量が不足しているため界面Ｎｉを確保できず、更に、Ｎｏ．５９は、鋼中Ｃｒ量が不足しているため界面Ｃｒを十分確保できず、いずれも式（１）を満たさないため界面域の焼き入れが不足した。またいずれも、母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。

Claims (2)

  1. 　Ｃ：０．９５～１．１０％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
    Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
    Ｍｎ：０．２～０．５０％、
    Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
    Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
    Ｎｉ：０．０２～０．２５％、
    Ｃｕ：０．０２～０．２５％、
    Ｍｏ：０．０８％未満（０％を含む）、
    Ａｌ：０．００１％～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００１５％以下（０％を含まない）、
    Ｏ：０．００１％以下（０％を含まない）、および
    Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ（界面Ｓｉ）、Ｍｎ（界面Ｍｎ）、Ｃｒ（界面Ｃｒ）、Ｃｕ（界面Ｃｕ）、Ｎｉ（界面Ｎｉ）、およびＭｏ（界面Ｍｏ）が、下記式（１）を満たすことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
    　９．０ ≦ １．４×界面Ｓｉ＋１．８×界面Ｍｎ＋５．５×界面Ｃｕ＋４．２×界面Ｎｉ＋４．８×界面Ｃｒ＋５．５×界面Ｍｏ　…（１）
    （式（１）において、界面Ｓｉ、界面Ｍｎ、界面Ｃｕ、界面Ｎｉ、界面Ｃｒ、界面Ｍｏは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から２０ｎｍまでの母相領域（界面域）に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す）
  2. 　請求項１に記載の軸受用鋼材を製造する方法であって、
    請求項１に記載の成分組成の鋼材を用い、球状化焼鈍を、
    （Ａｃ1e＋３０）～（Ａｃ1e＋５０）℃の温度域（Ｔ１）で２～９ｈｒ（ｔ１）保持する１次均熱処理工程、
    Ａｃ1e～（Ａｃ1e＋１０）℃の温度域（Ｔ２）で１．５～６ｈｒ（ｔ２）保持する２次均熱処理工程、
    Ａｃ1b～（Ａｃ1b＋１０）℃の温度域（Ｔ３）で１～３ｈｒ（ｔ３）保持する３次均熱処理工程、および、
    上記Ｔ３から６８０℃までを平均冷却速度１０～１５℃／ｈｒで冷却する工程をこの順に含むように行うことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法。
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