WO2015105187A1 - 軸受部品 - Google Patents

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WO2015105187A1
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fatigue life
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austenite
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昌 坂本
児玉　順一
根石　豊
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新日鐵住金株式会社
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    • F16C2223/10—Hardening, e.g. carburizing, carbo-nitriding

Definitions

  • the present invention relates to bearing components such as a needle bearing and a roller bearing.
  • bearing components such as a needle bearing and a roller bearing.
  • Bearing parts such as needle bearings, roller bearings, and ball bearings are continuously used even when foreign matters such as burrs and wear powder are mixed in the lubricating oil, that is, in a foreign matter mixed environment. Therefore, it is important to improve the rolling fatigue life of the bearing component in an environment where foreign matter is mixed. It is known that increasing the retained austenite is effective in improving the rolling fatigue life of bearing components in an environment where foreign matter is mixed. Therefore, surface treatments such as carburizing and nitriding are performed on the steel for bearing parts.
  • Patent Document 1 discloses a steel material for bearings in which carburizing treatment and nitriding treatment are omitted, and a large amount of retained austenite is contained by quenching and tempering treatment.
  • the bearing component disclosed in Patent Document 1 secures the amount of retained austenite by adding C, Mn, Ni or Mo to the steel and lowering the martensite transformation start temperature (Ms point). Yes.
  • Ms point martensite transformation start temperature
  • Patent Document 2 discloses a method for producing retained austenite by using spherical cementite to suppress the coarsening of the crystal grain size.
  • spheroidizing heat treatment is performed at a high temperature for a long time.
  • C was dissolved in the austenite phase, and the number density of spherical cementite was insufficient.
  • the average grain size of the prior austenite was coarsened, and a sufficient rolling fatigue life improvement effect could not be obtained.
  • Patent Document 3 discloses a high carbon steel rolled wire rod for bearing parts, which was invented by a part of the present inventors and can be drawn without performing a spheroidizing heat treatment. Has been.
  • Patent Document 1 it has been found that when the amount of Mn added in the steel is increased, it becomes difficult to process the steel for bearing parts by omitting the spheroidizing heat treatment for the reasons described above.
  • Patent Document 3 in order to manufacture a bearing component having excellent rolling fatigue life in a foreign matter-mixed environment using the material of Patent Document 3, the structure control by wire drawing and quenching with controlled quenching temperature is performed. I found it necessary.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and in order to ensure excellent wire drawing workability, the content of Mn is suppressed and a spheroidizing heat treatment is not performed, and in a foreign matter mixed environment.
  • An object of the present invention is to provide a bearing component having excellent rolling fatigue life.
  • the present inventors have found that the amount of retained austenite can be controlled to 15% to 25% in volume% by refining the average grain size of prior austenite to 8.0 ⁇ m or less. Furthermore, by setting the number density of voids having an equivalent circle diameter of 0.02 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less to 2000 pieces / mm 2 or less, the rolling fatigue life of bearing parts is improved even in a foreign matter mixed environment. I found that I can do it.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the bearing component according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.95% to 1.10%, Si: 0.10% to 0.70%, Mn: 0 20% to 1.20%, Cr: 0.90% to 1.60%, Al: 0.010% to 0.100%, N: 0.003% to 0.030%, P: It is limited to 0.025% or less, S: 0.025% or less, O: 0.0010% or less, and optionally, Mo: 0.25% or less, B: 0.0050% or less, Cu: 1.0%
  • the balance consists of Fe and impurities
  • the metal structure is residual austenite, spherical cementite and martensite
  • the amount of the residual austenite is , 15% to 25% by volume
  • the average particle size of the prior austenite is 8.0 ⁇ m.
  • the chemical component is, in mass%, Mo: 0.01% to 0.25%, B: 0.0001% to 0.0050%, Cu: 0
  • One or more of 0.1% to 1.0%, Ni: 1.0% to 3.0%, and Ca: 0.0001% to 0.0015% may be contained.
  • the bearing component described in the above (1) or (2) is made of an iron powder having a Vickers hardness of 750 Hv or more and a hardness of 750 Hv to 800 Hv and a particle size of 100 ⁇ m to 180 ⁇ m.
  • the rolling fatigue life may be 5.0 ⁇ 10 6 or more in a foreign matter mixed environment in which 1 g is mixed.
  • the present invention by controlling the average grain size of retained austenite, the amount of retained austenite, and the number density of voids of a predetermined size, excellent rolling fatigue can be achieved even in a foreign matter mixed environment.
  • a bearing component having a lifetime can be obtained.
  • the lifetime improvement of a machine can be achieved by applying the bearing component of the said aspect to a motor vehicle, an industrial machine, etc.
  • the present inventors have examined the appropriate amount of retained austenite and the production conditions for controlling the amount of retained austenite, and obtained the following knowledge.
  • the amount (volume%) of retained austenite can be measured, for example, from the ratio of the diffraction intensity of martensite ⁇ (211) by X-ray diffraction and the diffraction intensity of retained austenite ⁇ (220).
  • the amount of retained austenite can be determined using, for example, RINT2500 manufactured by Rigaku Corporation.
  • the rolling fatigue life is improved even in a foreign matter mixed environment.
  • the required amount of retained austenite is 15% or more by volume%.
  • the hardness decreases, for example, the Vickers hardness is less than 750 Hv, and the strength of the bearing component decreases.
  • the aging of the dimensions increases, and the function as a bearing part is reduced. Therefore, in order to improve the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment, it is necessary to control the amount of retained austenite to 15% to 25% in volume%.
  • Ms point martensitic transformation temperature
  • the Ms point is affected by the amount of solid solution of elements such as C, Si, Mn and the like in the austenite phase, and is greatly influenced by the amount of C dissolved in the austenite phase.
  • the heating temperature of the quenching process is increased in order to increase the amount of dissolved C, the average grain size of the prior austenite becomes coarse.
  • the amount of C dissolved in martensite after quenching increases. For this reason, the rolling fatigue life and toughness of the bearing parts are reduced.
  • the present inventors paid attention to stabilization of the austenite phase by refining crystal grains.
  • the average grain size of the prior austenite was reduced by drawing the steel for bearing parts (pearlite steel) with a pearlite structure and optimizing the introduced processing strain and the heating temperature of the quenching treatment. It turned out that it can refine.
  • the amount of retained austenite was controlled to 15% to 25% by volume%, and the average particle diameter of the prior austenite of the bearing parts was found to be 8.0 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of prior austenite is obtained by the following method.
  • a prior austenite grain boundary appears by polishing and corrosion of the C section perpendicular to the longitudinal direction.
  • an area having a radius of 3 mm from the center of the C cross section is set as a central portion, and the central portion is photographed with a 400 ⁇ field of view using an optical microscope.
  • the average grain size of the prior austenite In order to refine the average grain size of the prior austenite, it is preferable to control the total area reduction rate during wire drawing and the heating temperature during quenching.
  • the pearlite steel With the area ratio of proeutectoid cementite to 5% or less, wire drawing with a total area reduction rate of 50% or more, and further quenching by heating to 820 ° C or more and 890 ° C or less,
  • the average particle size of the prior austenite can be suppressed to 8.0 ⁇ m or less, and the amount of retained austenite can be controlled to 15% to 25% in volume%.
  • the average grain size of the prior austenite may become coarse due to heating during the quenching process, and may exceed 8.0 ⁇ m.
  • the heating temperature of the quenching treatment is less than 820 ° C.
  • the amount of C dissolved is reduced, so that the amount of retained austenite is less than 15% by volume.
  • the heating temperature of the quenching treatment exceeds 890 ° C.
  • cementite is decomposed and C solid solution is promoted.
  • suppression of grain growth becomes insufficient, and the average grain size of prior austenite exceeds 8.0 ⁇ m.
  • the amount of retained austenite may be 25% by volume and exceed 25%.
  • FIG. 2 shows the relationship between the average grain size of the prior austenite and the amount of retained austenite
  • FIG. 3 shows the relationship between the amount of retained austenite and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment.
  • the average particle size of prior austenite is 8.0 ⁇ m or less
  • the amount of retained austenite is 15% or more by volume%.
  • the average particle size of prior austenite exceeds 8.0 ⁇ m
  • the amount of retained austenite is reduced by volume to less than 15%.
  • the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment is good. However, if the amount of retained austenite is less than 15% by volume, the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment is lowered.
  • the size of the void at the equivalent circle diameter is 0.02 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less. If the equivalent circle diameter and the void size is less than 0.02 ⁇ m, it cannot be observed in 2000 times observation using SEM. Further, if the void size exceeds 3.0 ⁇ m, it becomes a starting point of cracking during processing, and the bearing component according to this embodiment cannot be manufactured. Therefore, the size of the void with an equivalent circle diameter is 0.02 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less.
  • Voids are usually generated at the boundary between spherical cementite and ferrite, which is the matrix structure, by wire drawing after spheroidizing heat treatment.
  • the voids also remain in the bearing parts after quenching and tempering.
  • the voids impair the rolling fatigue life and impact characteristics of the bearing parts in a foreign matter mixed environment.
  • the number density of voids of a predetermined size in the metal structure is 2000 pieces / mm 2 or less. I found out that More preferably, it is 1500 pieces / mm 2 or less.
  • the present inventors paid attention to the void generation mechanism and intensively studied the suppression of void generation. As a result, it was found that a large amount of coarse voids was generated when the steel subjected to the spheroidizing heat treatment or the pearlite steel having an area ratio of proeutectoid cementite exceeding 5% was drawn.
  • the pearlite steel used for wire drawing is pearlite steel in which the area ratio of pro-eutectoid cementite is suppressed to 5% or less, so that the generation of voids during wire drawing is suppressed and generated in bearing parts. It was found that the number density of voids can be suppressed to 2000 pieces / mm 2 or less.
  • the average grain size of the prior austenite of the bearing parts is set to 8.
  • the material pearlite steel in which the area ratio of pro-eutectoid cementite is suppressed to 5% or less subjecting the material to wire drawing, and quenching. It can be suppressed to 0 ⁇ m or less.
  • the number density of voids having a predetermined size is obtained as follows.
  • the bearing part is cut at a center in the longitudinal direction with a cross section parallel to the longitudinal direction.
  • the cut L section is mirror-polished, and the center of the L section is observed at 2000 times with a scanning electron microscope (SEM), and 10 fields of view are taken.
  • the number density of voids can be obtained by measuring the number of voids having a predetermined size in each visual field and dividing the number by the visual field area.
  • the central portion of the L cross section is a 6 mm wide region centering on the center line in the longitudinal direction of the L cross section, and the observation field of view is 0.02 mm 2 .
  • FIG. 4 shows the relationship between the number density of voids having a predetermined size and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment.
  • the number density of voids having an equivalent circle diameter of 0.02 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less is 2000 pieces / mm 2 or less
  • the rolling fatigue life is good in a foreign matter mixed environment. It is.
  • the number density of voids exceeds 2000 / mm 2
  • the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment decreases.
  • the foreign matter mixing environment is, for example, an environment in which 1 g of iron powder having a hardness of 750 Hv to 800 Hv and a particle size of 100 ⁇ m to 180 ⁇ m is mixed with 1 L of lubricating oil.
  • the dynamic fatigue life can be tested using a radial fatigue tester.
  • the rolling fatigue life in the above-mentioned foreign matter mixed environment is preferably 5.0 ⁇ 10 6 times or more. If the rolling fatigue life in a mixed environment is less than 5.0 ⁇ 10 6 times, it may not be possible to achieve a longer machine life.
  • the metal structure of the bearing component according to this embodiment is retained austenite, spherical cementite, and martensite.
  • FIG. 1 the SEM photograph of the metal structure of the bearing component which concerns on this embodiment is shown.
  • the SEM photograph in FIG. 1 is a structure in which spherical cementite 2 is precipitated on martensite 1 and void 3 is generated. Since retained austenite cannot be observed by SEM, it is determined by the ratio of diffraction intensity with martensite using X-ray diffraction (XRD).
  • XRD X-ray diffraction
  • C 0.95% to 1.10%
  • C (carbon) is an element that increases the strength. If the C content is less than 0.95%, the strength and rolling fatigue life of the bearing parts cannot be improved. On the other hand, when the C content exceeds 1.10%, the carbides become coarse, the amount of retained austenite becomes excessive, and not only the hardness of the bearing parts decreases, but also the aging of the dimensions (aging deterioration). Becomes larger. Therefore, the C content is set to 0.95% to 1.10%. In order to ensure that the rolling fatigue life is not lowered more reliably, the C content is preferably 0.96% to 1.05%. More preferably, it is 0.97% to 1.03%.
  • Si 0.10% to 0.70%
  • Si is an element that functions as a deoxidizer. If the Si content is less than 0.10%, these effects cannot be obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 0.70%, SiO 2 -based inclusions are generated in the steel material, and the rolling fatigue life of the bearing component is reduced. Therefore, the Si content is set to 0.10% to 0.70%. In order not to reduce the rolling fatigue life more reliably, the Si content is preferably 0.12% to 0.56%. More preferably, it is 0.15% to 0.50%.
  • Mn 0.20% to 1.20%
  • Mn manganese
  • Mn is an element that functions as a deoxidizer and a desulfurizer. Furthermore, it is an element useful for securing the hardenability of steel and the amount of retained austenite. If the Mn content is less than 0.20%, deoxidation becomes insufficient, oxides are generated, and the rolling fatigue life of the bearing component is reduced. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.20%, a supercooled structure such as martensite is generated during cooling after hot rolling, which causes generation of voids during wire drawing. Furthermore, if the Mn content exceeds 1.20%, the amount of retained austenite becomes excessive, and the hardness of the bearing component decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.20% to 1.20%. The Mn content is preferably 0.21% to 1.00% in order to more reliably deoxidize and not reduce the rolling fatigue life. More preferably, it is 0.25% to 0.80%.
  • Cr 0.90% to 1.60%
  • Cr chromium
  • Cr is an element that improves the hardenability of the steel material. Furthermore, it is an extremely effective element that promotes the spheroidization of carbides and increases the amount of carbides. If the Cr content is less than 0.90%, the amount of dissolved C increases and residual austenite is generated excessively. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.60%, the penetration of carbides becomes insufficient during quenching, leading to a decrease in the amount of retained austenite and a decrease in the hardness of bearing parts. Therefore, the Cr content is set to 0.90% to 1.60%. In order to improve the rolling fatigue life of the bearing component more reliably, the Cr content is preferably 0.91% to 1.55%. More preferably, it is 1.10% to 1.50%. Most preferably, it is 1.30% to 1.50%.
  • Al 0.010% to 0.100%
  • Al (aluminum) is a deoxidizing element.
  • the Al content is set to 0.010% to 0.100%.
  • the Al content is preferably 0.015% to 0.078%. More preferably, it is 0.018% to 0.050%.
  • N 0.003% to 0.030%
  • N forms nitrides with Al and B, and these nitrides function as pinning particles to refine crystal grains. Therefore, N (nitrogen) is an element that suppresses the coarsening of crystal grains. If the N content is less than 0.003%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.030%, coarse inclusions are generated and the rolling fatigue life is reduced. Therefore, the N content is set to 0.003% to 0.030%. In order not to lower the rolling fatigue life more reliably, the N content is preferably 0.005% to 0.029%. More preferably, it is 0.009% to 0.020%.
  • P 0.025% or less
  • P (phosphorus) is an unavoidable impurity. If the P content exceeds 0.025%, segregation occurs at the austenite grain boundaries, embrittles the prior austenite grain boundaries, and reduces the rolling fatigue life of the bearing component. Therefore, the P content is limited to 0.025% or less. In order not to lower the rolling fatigue life more reliably, the P content may be limited to 0.020% or less, and further 0.015% or less. Moreover, since it is desirable that the P content is small, 0% is included in the above limit range. However, it is not technically easy to make the P content 0%. Therefore, from the viewpoint of steelmaking cost, the lower limit value of the P content may be 0.001%. Considering normal operating conditions, the P content is preferably 0.004% to 0.012%.
  • S 0.025% or less S (sulfur) is an unavoidable impurity. If the S content exceeds 0.025%, coarse MnS is formed, and the rolling fatigue life of the bearing component is reduced. Therefore, the S content is limited to 0.025% or less. In order not to lower the rolling fatigue life more reliably, the S content may be limited to 0.020% or less, and further 0.015% or less. The smaller the S content, the better. Therefore, 0% is included in the above limit range. However, it is not technically easy to reduce the S content to 0%. Therefore, from the viewpoint of steelmaking cost, the lower limit value of the S content may be 0.001%. In consideration of normal operating conditions, the S content is preferably 0.003% to 0.011%.
  • O oxygen
  • oxygen is an unavoidable impurity.
  • the O content exceeds 0.0010%, oxide inclusions are formed, and the rolling fatigue life of the bearing parts is reduced. Therefore, the O content is limited to 0.0010% or less.
  • the lower limit value of the O content may be 0.0001%.
  • the O content is preferably 0.0005% to 0.0010%.
  • At least one of Mo, B, Cu, Ni, and Ca may be selectively added to the bearing component according to the present embodiment.
  • one or more of Mo, B, Cu and Ni for improving the hardenability and Ca for refining inclusions can be selected.
  • the numerical limitation range of these components and the reason for limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • Mo 0.25% or less Mo is an element that improves hardenability. Moreover, it has the effect
  • the Mo content is preferably set to 0.01% or more. However, when the Mo content exceeds 0.25%, these effects are saturated. Therefore, the Mo content is preferably 0.01% to 0.25%. More preferably, the Mo content is 0.01% to 0.23%. More preferably, it is 0.10% to 0.23%.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that improves hardenability in a small amount. It also has an effect of suppressing segregation of P and S at the prior austenite grain boundaries during quenching.
  • the B content is preferably 0.0001% or more. However, when the B content exceeds 0.0050%, these effects are saturated. Therefore, the B content is preferably 0.0001% to 0.0050%. More preferably, the B content is 0.0003% to 0.0050%. More preferably, it is 0.0005% to 0.0025%, and most preferably 0.0010% to 0.0025%.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu is an element that improves hardenability.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is preferably 0.05% to 1.0%. More preferably, the Cu content is 0.10% to 0.50%. More preferably, it is 0.19% to 0.31%.
  • Ni 3.0% or less
  • Ni is an element that improves hardenability. Moreover, it has the effect
  • the Ni content is preferably 0.05% or more. However, this effect is saturated when the Ni content exceeds 3.0%. Therefore, the Ni content is preferably 0.05% to 3.0%. More preferably, the Ni content is 0.10% to 1.5%. More preferably, it is 0.21% to 1.2%. Most preferably, it is 0.21% to 1.0%.
  • Ca 0.0015% or less
  • Ca is an element that forms a solid solution in sulfides to form CaS and refines sulfides.
  • the Ca content is preferably 0.0003% or more. However, this effect is saturated when the Ca content exceeds 0.0015%. Furthermore, when the oxide inclusions are coarsened, the rolling fatigue life is reduced. Therefore, the Ca content is preferably 0.0003% to 0.0015%. More preferably, the Ca content is 0.0003% to 0.0011%. More preferably, it is 0.0005% to 0.0011%.
  • the bearing component according to this embodiment contains the above components, and the remainder of the chemical composition is substantially composed of Fe and inevitable impurities.
  • the steel material (hot rolled wire) used as the material has the same chemical composition as the bearing component. And it is preferable to have a structure containing pearlite with an area ratio of 90% or more and proeutectoid cementite with an area ratio of 5% or less.
  • the average particle size (equivalent circle diameter) of the pearlite block is preferably 15 ⁇ m or less, and the proeutectoid cementite thickness is preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • the steel material (hot rolling wire) used as a raw material does not have a martensite as a structure
  • the average particle size (equivalent circle diameter) of the pearlite block is preferably 15 ⁇ m or less. When the average particle diameter of the pearlite block exceeds 15 ⁇ m, the effect of improving the wire drawing workability may not be obtained. On the other hand, it may be industrially difficult to set the average particle size of the pearlite block to 1 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the pearlite block is preferably 1 ⁇ m to 15 ⁇ m. More preferably, it is 1 ⁇ m to 10 ⁇ m.
  • the average particle diameter (circle equivalent diameter) of a pearlite block can be measured using an electron backscattering diffractometer (EBSD).
  • Proeutectoid cementite has low plastic deformability. Therefore, it is divided by wire drawing and becomes a factor for forming voids. However, if the area ratio of pro-eutectoid cementite is low and the thickness is small, the wire drawing workability is not hindered. Accordingly, the area ratio of pro-eutectoid cementite is preferably 5% or less and the thickness is preferably 1.0 ⁇ m or less. More preferably, the area ratio of pro-eutectoid cementite is 3% or less and the thickness is 0.8 ⁇ m or less. The area ratio and thickness of pro-eutectoid cementite can be measured by SEM observation.
  • the steel material (hot-rolled wire) used as the material of the bearing component according to the present embodiment can be manufactured as follows, for example.
  • the steel material (hot rolled wire) used as the material of the bearing component can be pearlite steel in which the pro-eutectoid cementite area ratio is suppressed to 5% or less.
  • Normal production conditions can be adopted for the material to be subjected to hot rolling.
  • a steel whose component composition is adjusted by a conventional method is melted and cast, and subjected to a soaking process and a block rolling as necessary to obtain a steel slab.
  • the obtained steel slab is heated and subjected to hot rolling. And after winding up in a ring shape, it cools.
  • a steel material (hot rolled wire) that is a material of the bearing component according to the present embodiment can be manufactured.
  • the casting method is not particularly limited, and a vacuum casting method, a continuous casting method, or the like may be used.
  • uniform-heating diffusion process) performed with respect to the slab after a casting process is a heat processing for reducing the segregation which generate
  • the steel slab obtained through these steps is generally called a billet.
  • the heating temperature in the soaking process is preferably 1100 ° C. to 1200 ° C.
  • the holding time is preferably 10 to 20 hours.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably 900 ° C. to 1300 ° C.
  • the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or lower.
  • the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or lower.
  • the thickness of the pro-eutectoid cementite can be reduced by dispersing and precipitating the pro-eutectoid cementite.
  • the pearlite block can be refined by increasing the number of pearlite nucleation sites during transformation.
  • a more preferable finish rolling temperature is 800 ° C. or less.
  • the temperature of the steel slab during hot rolling can be measured with a radiation thermometer.
  • a steel material that has undergone a hot rolling process that is, a steel material after finish rolling, which is a material for bearing parts, is generally called a hot-rolled wire.
  • the hot rolled wire is wound into a ring shape at 800 ° C. or lower.
  • This process is generally called a winding process.
  • the winding temperature is preferably 800 ° C. or less.
  • a more preferable winding temperature is 770 ° C. or lower.
  • the hot rolled wire is cooled to 600 ° C.
  • This process is generally called a cooling process.
  • the cooling rate to 600 ° C. is preferably 0.5 ° C./s to 3.0 ° C./s.
  • the cooling rate after winding may affect the transformation from austenite to pearlite. Therefore, in order to suppress precipitation of supercooled structures such as martensite and bainite, the cooling rate after winding is preferably 3.0 ° C./s or less. More preferably, it is 2.3 ° C./s or less.
  • the cooling rate after winding may affect the precipitation of pro-eutectoid cementite. Therefore, in order to suppress excessive precipitation and coarsening of pro-eutectoid cementite, the cooling rate after winding is preferably 0.5 ° C./s or more. More preferably, it is 0.8 ° C./s or more.
  • a normal bearing component manufacturing method includes a spheroidizing heat treatment step before wire drawing, but the bearing component according to the present embodiment performs wire drawing, quenching, and tempering on the steel material. Can be obtained by applying. Specifically, the steel material used as a raw material is not subjected to spheroidizing heat treatment and is subjected to wire drawing with a total area reduction of 50% or more. Thereafter, quenching and tempering are performed.
  • the introduced strain promotes solid solution and spheroidization of cementite at the time of quenching. Therefore, the amount of retained austenite can be secured and the average grain size of prior austenite can be refined.
  • the total area reduction rate is less than 50%, a predetermined amount of retained austenite cannot be secured, and the spheroidization of cementite is insufficient, and the average grain size of the prior austenite cannot be refined. There is.
  • the total area reduction rate exceeds 97%, disconnection may occur during wire drawing. Therefore, the total area reduction is preferably 50% to 97%.
  • the heating temperature for quenching in the quenching treatment after wire drawing is preferably set to 820 ° C. or higher in order to decompose cementite and make C dissolve in austenite. If the heating temperature for quenching is less than 820 ° C., the amount of C dissolved in austenite is small, and the hardness and fatigue life may be reduced. On the other hand, if the heating temperature for quenching exceeds 890 ° C., the average particle size of the prior austenite may be coarsened. Therefore, the heating temperature for quenching is preferably 820 ° C. to 890 ° C.
  • the tempering temperature in the tempering treatment is preferably performed at 150 ° C. or higher for securing toughness and adjusting the hardness. If the tempering temperature is less than 150 ° C., the toughness of the bearing component may not be ensured. On the other hand, if the tempering temperature exceeds 250 ° C., the hardness of the bearing product decreases, and the rolling fatigue life may decrease. Therefore, the tempering temperature is preferably 150 ° C. to 250 ° C.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to the following examples.
  • the present invention can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the gist. Therefore, the present invention can employ various conditions, all of which are included in the technical features of the present invention.
  • the wires and rods having the components shown in Tables 1 and 2 were subjected to heat treatment and hot forging to obtain materials having the structures described in Tables 3 and 4.
  • wire drawing was performed in a cold state until the diameter became ⁇ 12.5 mm.
  • the raw material obtained by wire drawing was cut into a length of 25 m and subjected to quenching treatment and tempering treatment. And the obtained raw material was shape
  • the quenching treatment was performed by holding at a heating temperature of 800 ° C. to 900 ° C. for 30 minutes and then oil cooling at 50 ° C. Thereafter, tempering was performed at a tempering temperature of 170 ° C. for 30 minutes.
  • the structure evaluation of the bearing parts was performed by the following method. First, the average particle diameter ( ⁇ m) of prior austenite, the amount of retained austenite (volume%), and the void number density (pieces / mm 2 ) having a predetermined size were measured using SEM and X-ray diffraction.
  • the hardness of the bearing component is determined by cutting the C section perpendicular to the longitudinal direction at the center in the longitudinal direction and making the center C section appear by polishing, and then centering the center C section with a radius of 6 mm from the center. Evaluation was based on an average value measured at three points with a Vickers hardness tester. In addition, the Vickers hardness evaluated that 750 Hv or more was favorable.
  • the rolling fatigue life of the bearing parts was measured under the following foreign matter mixed environment. Using a radial type fatigue tester, the rolling fatigue life was measured in a foreign matter-mixed environment in which 1 g of iron powder having a hardness of 750 Hv to 800 Hv and a particle size of 100 ⁇ m to 180 ⁇ m was mixed with 1 L of lubricating oil. And the measured rolling fatigue life was calculated
  • Tables 3 and 4 show the manufacturing results and evaluation results of the material structure, manufacturing method, bearing part structure, hardness, and rolling fatigue life. In Tables 1 to 4, numbers outside the scope of the present invention are underlined. In Tables 3 and 4, P is pearlite, ⁇ is cementite, M is martensite, ⁇ is ferrite, and ⁇ is austenite.
  • A1 to A17 are examples of the present invention.
  • the examples of the present invention are described as examples in the table.
  • the chemical compositions of A1 to A17 were within the proper range of the present invention.
  • the average particle diameter of the prior austenite, the amount of retained austenite, and the number density of voids of a predetermined size also satisfy the conditions of the present invention, and are excellent at 5.0 ⁇ 10 6 times or more in a foreign matter mixed environment. It had rolling fatigue life.
  • A1 to 17 each had a pro-eutectoid cementite area ratio of 5% or less in the material structure.
  • the structures of the bearing parts were all retained austenite, spherical cementite, and martensite.
  • A18 to A35, B1, and B2 are comparative examples.
  • A18 to A35, B1, and B2 do not satisfy either or both of the chemical composition defined in the present invention and the structure of the bearing part. Life was inferior.
  • A18 to A30 had chemical compositions outside the scope of the examples of the present invention. Since A18 has a low C content, the amount of retained austenite was insufficient, and the rolling fatigue characteristics in a foreign matter mixed environment were deteriorated. Since A22 has a low Mn content, the amount of retained austenite was insufficient, and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment was reduced. Since A25 has an excessive Cr content, carbide was produced, and the amount of retained austenite was insufficient. As a result, the rolling fatigue characteristics in an environment where foreign matter is mixed are reduced. Since A19 has an excessive C content, the rolling fatigue life was reduced due to the formation of coarse carbides. Since A26 has an excessive S content, the rolling fatigue life was reduced due to the formation of sulfides.
  • A30 has an excessive N content
  • the rolling fatigue life was reduced due to the formation of nitrides.
  • A20 has an excessive Si content
  • the rolling fatigue life was reduced due to the formation of inclusions.
  • A24 has an excessive Al content
  • the rolling fatigue life was reduced due to the formation of inclusions.
  • A28 has an excessive O content, the rolling fatigue life was reduced due to the formation of inclusions.
  • A21 had a high Mn content, and martensite was generated in the material. Therefore, due to the decrease in wire drawing workability, the average grain size of the prior austenite and the void number density increased, and the rolling fatigue life decreased. Moreover, since A21 has much Mn content, Ms point fell and the amount of retained austenite became excess, and hardness fell as a result. Since A23 has a small Cr content, the amount of retained austenite was excessive and the hardness was reduced. In A27, the P content was excessive, the grain boundary became brittle, and the rolling fatigue life was reduced. A29 lacked the N content, and the average grain size of the prior austenite was coarse. Therefore, the amount of retained austenite is insufficient, and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment is reduced.
  • A31 to A35 are within the scope of the present invention, but the rolling fatigue life was reduced because the structure of the bearing parts was outside the scope of the present invention. Since A31 and A32 have a low total area reduction rate of wire drawing, the average grain size of prior austenite was coarse. For this reason, the amount of retained austenite is insufficient, and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment is reduced. A33 had a low quenching heating temperature, so the amount of retained austenite was insufficient, and the rolling fatigue life was reduced. A34 had a high heating temperature for quenching, so cementite was excessively dissolved. Therefore, the amount of retained austenite becomes excessive and the hardness is reduced due to an increase in the content of solid solution C.
  • A35 was a material manufacturing method, and the cooling rate after winding was fast, so martensite was generated in the material. For this reason, the number density of voids having a predetermined size has increased, and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment has been reduced.
  • B1 and B2 are examples in which spheroidizing heat treatment was performed, and due to the spheroidizing cementite, the number density of voids of a predetermined size has increased, and the rolling fatigue life in a foreign matter mixed environment has decreased. It was.

Abstract

この軸受部品は、異物混入環境下であっても優れた転動疲労寿命を有する軸受部品であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．９５％～１．１０％、Ｓｉ：０．１０％～０．７０％、Ｍｎ：０．２０％～１．２０％、Ｃｒ：０．９０％～１．６０％、Ａｌ：０．０１０％～０．１００％、Ｎ：０．００３％～０．０３０％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００１０％以下に制限し、任意に所定量のＭｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａを含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、金属組織が、残留オーステナイト、球状セメンタイト及びマルテンサイトであり、前記残留オーステナイトの量が体積％で１５％～２５％であり、旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍ以下であり、円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度が２０００個／ｍｍ２以下である。

Description

軸受部品
　本発明は、針状軸受（ニードルベアリング）、ころ軸受などの軸受部品に関するものである。
　本願は、２０１４年１月１０日に、日本に出願された特願２０１４－３３３８号及び２０１４年４月１６日に、日本に出願された特願２０１４－８４９５２に基づき優先権を主張し、これらの内容をここに援用する。
　針状軸受、ころ軸受、玉軸受などの軸受部品は、潤滑油にバリや摩耗粉などの異物が混入した状態、すなわち異物混入環境下でも継続して使用される。そのため、異物混入環境における、軸受部品の転動疲労寿命の向上は重要である。異物混入環境において、軸受部品の転動疲労寿命を向上するためには、残留オーステナイトを増加させることが有効であることが知られている。そのため、軸受部品用鋼材に対して、浸炭処理や窒化処理などの表面処理が行われている。
　しかしながら、軸受部品用鋼材の浸炭処理や窒化処理などの表面処理は、コストが高いだけでなく、処理雰囲気のばらつきの影響を受けて、品質のばらつきが生じるという問題がある。そのため、例えば、特許文献１には、浸炭処理及び窒化処理を省略し、焼入れ及び焼戻し処理によって、残留オーステナイトが多く含まれる軸受用鋼材が開示されている。特許文献１にて開示されている軸受部品は、鋼中に、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ又はＭｏを添加し、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を下げることで、残留オーステナイトの量を確保している。しかし、残留オーステナイトの量を確保するために、Ｍｎの鋼への添加量を増加させると、軸受部品用鋼材の焼入れ性が高くなる。その結果、熱間圧延後の冷却時に、マルテンサイトなどの過冷組織が生成し、軸受部品の加工性および延性、靭性が低下する。
　また、特許文献２には、球状セメンタイトを用いて、結晶粒径の粗大化を抑制し、残留オーステナイトを生成させる方法が開示されている。しかしながら、特許文献２にて開示されている方法では、高温でかつ長時間の球状化熱処理を行っている。その結果、Ｃがオーステナイト相中に固溶し、球状セメンタイトの個数密度が不十分となっていた。さらに、旧オーステナイトの平均粒径が粗大化して、十分な転動疲労寿命の改善効果が得られなかった。
　球状化熱処理の処理時間は長いため、処理回数が増加すると、生産コストが嵩み、生産効率が悪化することが知られている。この問題に対し、例えば、特許文献３には、本発明者らの一部によって発明された、球状化熱処理を施すことなく、伸線加工が可能な、軸受部品用高炭素鋼圧延線材が開示されている。
日本国特開２００４－１２４２１５号公報 日本国特開２００７－０７７４３２号公報 国際公開ＷＯ２０１３－１０８８２８号公報
　しかしながら、特許文献１のように、鋼中のＭｎの添加量を増加させると、上述の理由から、球状化熱処理を省略して軸受部品用鋼材を加工することが困難になることがわかった。また、特許文献３の素材を利用して、異物混入環境下での転動疲労寿命に優れる軸受部品を製造するためには、伸線加工と、焼入れ温度を制御した焼入れ処理とによる組織制御が必要であることがわかった。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、優れた伸線加工性を確保するために、Ｍｎの含有量を抑制し、球状化熱処理を施すことなく、異物混入環境下での転動疲労寿命に優れた軸受部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、旧オーステナイトの平均粒径を８．０μｍ以下に微細化することによって、残留オーステナイトの量を体積％で、１５％～２５％に制御できることを見出した。さらに、円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度を２０００個／ｍｍ２以下とすることにより、異物混入環境下であっても、軸受部品の転動疲労寿命を向上させることができることを見出した。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一実施態様に係る軸受部品は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．９５％～１．１０％、Ｓｉ：０．１０％～０．７０％、Ｍｎ：０．２０％～１．２０％、Ｃｒ：０．９０％～１．６０％、Ａｌ：０．０１０％～０．１００％、Ｎ：０．００３％～０．０３０％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００１０％以下に制限し、任意に、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃａ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、金属組織が、残留オーステナイト、球状セメンタイト及びマルテンサイトであり、前記残留オーステナイトの量が、体積％で、１５％～２５％であり、かつ旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍ以下であり、前記金属組織において、円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度が２０００個／ｍｍ２以下である。
（２）上記（１）に記載の軸受部品では、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０．０１％～０．２５％、Ｂ：０．０００１％～０．００５０％、Ｃｕ：０．１％～１．０％、Ｎｉ：１．０％～３．０％、Ｃａ：０．０００１％～０．００１５％の１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の軸受部品は、ビッカース硬さが７５０Ｈｖ以上であり、７５０Ｈｖ～８００Ｈｖの硬さを有する粒径が１００μｍ～１８０μｍである鉄粉を、潤滑油１Ｌに対して１ｇ混入した環境下である異物混入環境下での転動疲労寿命が５．０×１０６以上であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、旧オーステナイトの平均粒径や残留オーステナイトの量、所定の大きさのボイドの個数密度を制御することで、異物混入環境下であっても、優れた転動疲労寿命を有する軸受部品を得ることができる。そして、自動車や産業用機械などに上記態様の軸受部品を適用することで、機械の長寿命化を達成することができる。
軸受部品の金属組織を示す図である。 旧オーステナイトの平均粒径と残留オーステナイトの量との関係を示す図である。 残留オーステナイトの量と異物混入環境下での転動疲労寿命との関係を示す図である。 円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度と異物混入環境下での転動疲労特性との関係を示す図である。
　異物混入環境下での転動疲労寿命の向上には、残留オーステナイトの量の増加及び所定の大きさのボイドの個数密度の低下が有効である。本発明者らは、適正な残留オーステナイトの量、及び、残留オーステナイトの量を制御する製造条件について検討し、以下の知見を得た。なお、残留オーステナイトの量（体積％）は、例えばＸ線回折によるマルテンサイトα（２１１）の回折強度と残留オーステナイトγ（２２０）の回折強度との比から測定することができる。残留オーステナイトの量は、例えば、リガク社製のＲＩＮＴ２５００を用いて求めることができる。
　残留オーステナイトの量の増加に伴い、異物混入環境下であっても、転動疲労寿命が向上する。安定的にこの効果を得るために、必要な残留オーステナイトの量は、体積％で、１５％以上である。一方、残留オーステナイトの量が、体積％で、２５％を超えると、例えば、ビッカース硬さで７５０Ｈｖ未満となるなど硬さが低下し、軸受部品の強度が低下する。また、寸法の経年変化（経年劣化）が大きくなり、軸受部品としての機能低下を招く。従って、異物混入環境下での転動疲労寿命の向上のためには、残留オーステナイトの量を、体積％で、１５％～２５％に制御することが必要である。
　焼入れ処理の際、残留オーステナイトの量を増加させるためには、オーステナイト相を安定化させることが必要である。また、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ点）の低温化が有効である。Ｍｓ点は、オーステナイト相中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素の固溶量に影響を受け、特にオーステナイト相中に固溶しているＣ量に大きく影響される。しかしながら、固溶しているＣ量を増加させるために、焼入れ処理の加熱温度を高くすると、旧オーステナイトの平均粒径が粗大化する。さらに、焼入れ処理後のマルテンサイトに固溶しているＣ量が増加する。このため、軸受部品の転動疲労寿命及び靱性が低下する。
　そこで、本発明者らは、結晶粒の微細化によるオーステナイト相の安定化に着目した。検討を行った結果、パーライト組織の軸受部品用鋼材（パーライト鋼）を伸線加工し、導入された加工ひずみと、焼入れ処理の加熱温度とを適正化することによって、旧オーステナイトの平均粒径を微細化できることがわかった。そして、残留オーステナイトの量が体積％で、１５％～２５％に制御された、軸受部品の旧オーステナイトの平均粒径は、８．０μｍ以下であるという知見を得た。
　なお、旧オーステナイトの平均粒径は、次の方法により得られる。まず、軸受部品の長手方向の中心において、長手方向に垂直なＣ断面を研磨・腐食により、旧オーステナイト粒界を現出させる。次に、Ｃ断面の中心から半径３ｍｍの範囲を中心部とし、その中心部を光学顕微鏡を用いて４００倍の視野で撮影する。そして、撮影した画像からＪＩＳ　Ｇ　０５５１に規定された計数方法により測定する。なお、サンプルごとに４視野ずつ測定し、得られた４視野の旧オーステナイト粒径の平均値を、旧オーステナイトの平均粒径とする。
　旧オーステナイトの平均粒径を微細化するためには、伸線加工時の総減面率及び焼入れ処理の加熱温度を制御することが好ましい。初析セメンタイトの面積率を５％以下に抑制したパーライト鋼に、総減面率５０％以上の伸線加工を施し、さらに８２０℃以上８９０℃以下に加熱して冷却する焼入れを行うことによって、旧オーステナイトの平均粒径を８．０μｍ以下に抑制でき、かつ、残留オーステナイトの量を体積％で、１５％～２５％に制御することができる。
　伸線加工時の総減面率が５０％未満では、焼入れ処理時の加熱によって、旧オーステナイトの平均粒径が粗大化し、８．０μｍを超える場合がある。また、焼入れ処理の加熱温度が８２０℃未満では、旧オーステナイトの平均粒径が微細化しても、固溶したＣ量が低下することにより、残留オーステナイトの量が体積％で、１５％未満となる場合がある。一方、焼入れ処理の加熱温度が８９０℃を超えると、セメンタイトが分解し、Ｃの固溶が促進される。その結果、粒成長の抑制が不十分になって旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍを超える。また、固溶したＣ量の増加に起因して、残留オーステナイトの量が体積％で、２５％を超える場合がある。
　図２に、旧オーステナイトの平均粒径と残留オーステナイトの量との関係を示し、図３に、残留オーステナイトの量と異物混入環境下での転動疲労寿命との関係を示す。
　図２に示すように、旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍ以下であると、残留オーステナイトの量は体積％で、１５％以上となる。一方、旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍを超えると、残留オーステナイトの量は体積％で、１５％未満に減少している。また、図３に示すように、残留オーステナイトの量が体積％で、１５％以上になると、異物混入環境下での転動疲労寿命は良好である。しかしながら、残留オーステナイトの量が体積％で、１５％未満であると、異物混入環境下での転動疲労寿命は低下している。
　次に、ボイドの個数密度を低下させる方法について検討を行った。本実施形態に係る軸受部品の金属組織において、円相当径でのボイドの大きさは、０．０２μｍ以上３．０μｍ以下である。円相当径でボイドの大きさが０．０２μｍ未満であると、ＳＥＭを用いた２０００倍の観察では、観測できない。また、ボイドの大きさが３．０μｍを超えると、加工時に、割れの起点となり、本実施形態に係る軸受部品を製造できない。そのため、円相当径でボイドの大きさは、０．０２μｍ以上３．０μｍ以下とする。
　ボイドは、通常、球状化熱処理後の伸線加工によって、球状セメンタイトと母地組織であるフェライトとの境界に生成される。そして、ボイドは、焼入れ及び焼戻し処理後の軸受部品にも残存している。また、ボイドは、異物混入環境下での軸受部品の転動疲労寿命や衝撃特性を損なわせる。本発明者らの検討の結果、異物混入環境下での転動疲労寿命を改善するためには、金属組織における所定の大きさのボイドの個数密度を２０００個／ｍｍ２以下にすることが重要であることがわかった。より好ましくは１５００個／ｍｍ２以下である。
　そこで、本発明者らは、ボイドの発生機構に着目し、ボイドの発生の抑制を鋭意検討した。その結果、球状化熱処理を行った鋼や、初析セメンタイトの面積率が５％を超えるパーライト鋼に対して、伸線加工を施すと、粗大なボイドが大量に発生することがわかった。一方、伸線加工に具すパーライト鋼を、初析セメンタイトの面積率を５％以下に抑制したパーライト鋼とすることで、伸線加工時のボイドの生成が抑制されて、軸受部品に生成したボイドの個数密度を、２０００個／ｍｍ２以下に抑制できることがわかった。
　したがって、素材を初析セメンタイトの面積率を５％以下に抑制したパーライト鋼とし、素材に伸線加工を施した後、焼入れ処理をすることで、軸受部品の旧オーステナイトの平均粒径を８．０μｍ以下に抑制できる。
　なお、所定の大きさのボイドの個数密度は、次のように求める。軸受部品を長手方向中心において、長手方向に平行な断面で切断する。切断したＬ断面を鏡面研磨して、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、Ｌ断面の中心部を２０００倍で観察し、１０視野の写真を撮影する。そして、各視野で所定の大きさのボイドの個数を測定して、その個数を視野面積で除することで、ボイドの個数密度は求められる。なお、Ｌ断面の中心部とは、Ｌ断面の長手方向における中心線を中心として６ｍｍの幅領域とし、観察視野は、０．０２ｍｍ２である。
　図４に、所定の大きさのボイドの個数密度と異物混入環境下での転動疲労寿命との関係を示す。図４に示すように、大きさが円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度が２０００個／ｍｍ２以下であると、異物混入環境下での転動疲労寿命は良好である。しかしながら、ボイドの個数密度が２０００／ｍｍ２を超えると、異物混入環境下での転動疲労寿命は低下する。
　ここで、異物混入環境とは、例えば、７５０Ｈｖ～８００Ｈｖの硬さを有する、粒径１００μｍ～１８０μｍの鉄粉を、潤滑油１Ｌに対して１ｇ混入させた環境であり、異物環境下での転動疲労寿命は、ラジアル型疲労試験機を用いて試験を行うことができる。
　なお、上記異物混入環境下での転動疲労寿命は、５．０×１０６回以上が好ましい。混入環境下での転動疲労寿命が、５．０×１０６回未満であると、機械の長寿命化を達成することができない場合がある。
　次に、本実施形態に係る軸受部品の金属組織について説明する。本実施形態に係る軸受部品の金属組織は、残留オーステナイト、球状セメンタイト及びマルテンサイトである。図１に、本実施形態に係る軸受部品の金属組織のＳＥＭ写真を示す。図１のＳＥＭ写真は、マルテンサイト１に、球状セメンタイト２が析出するとともに、ボイド３が生成した組織である。残留オーステナイトは、ＳＥＭでは観察できないため、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）を用いて、マルテンサイトとの回折強度の比によって求められる。
　以下、本実施形態に係る軸受部品の基本元素の化学組成について、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｃ：０．９５％～１．１０％
　Ｃ（炭素）は、強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．９５％未満では、軸受部品の強度及び転動疲労寿命を向上させることができない。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、また、残留オーステナイトの量が過多になり、軸受部品の硬さが低下するだけでなく、寸法の経年変化（経年劣化）が大きくなる。そのため、Ｃ含有量を０．９５％～１．１０％とする。より確実に、転動疲労寿命を低下させないために、Ｃ含有量は、０．９６％～１．０５％であることが好ましい。さらに好ましくは、０．９７％～１．０３％である。
　Ｓｉ：０．１０％～０．７０％
　Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として機能する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、これらの効果を得ることが出来ない。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、鋼材中にＳｉＯ２系介在物が生じて、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．１０％～０．７０％とする。より確実に、転動疲労寿命を低下させないために、Ｓｉ含有量は、０．１２％～０．５６％であることが好ましい。さらに好ましくは、０．１５％～０．５０％である。
　Ｍｎ：０．２０％～１．２０％
　Ｍｎ（マンガン）は、脱酸剤及び脱硫剤として機能する元素である。さらに、鋼の焼入れ性や残留オーステナイトの量を確保するために有用な元素である。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、脱酸が不十分となってしまい、酸化物が生成して、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、熱間圧延後の冷却時にマルテンサイトなどの過冷組織が生じることによって、伸線加工時にボイドが生成する原因となる。さらに、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、残留オーステナイトの量が過多となり、軸受部品の硬さが低下する。そのため、Ｍｎ含有量を０．２０％～１．２０％とする。より確実に脱酸し、転動疲労寿命を低下させないために、Ｍｎ含有量は０．２１％～１．００％であることが好ましい。さらに好ましくは、０．２５％～０．８０％である。
　Ｃｒ：０．９０％～１．６０％
　Ｃｒ（クロム）は、鋼材の焼入れ性を向上させる元素である。さらに、炭化物の球状化を促進させ、かつ、炭化物量も増加させる極めて有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．９０％未満であると、固溶するＣ量が増加して、残留オーステナイトが過剰に生成する。一方、Ｃｒ含有量が１．６０％を超えると、焼入れ時に炭化物の溶け込みが不足し、残留オーステナイトの量の低下や軸受部品の硬さの低下を招く。そのため、Ｃｒ含有量を０．９０％～１．６０％とする。より確実に軸受部品の転動疲労寿命を向上させるために、Ｃｒ含有量は、０．９１％～１．５５％であることが好ましい。さらに好ましくは、１．１０％～１．５０％である。最も好ましくは、１．３０％～１．５０％である。
　Ａｌ：０．０１０％～０．１００％
　Ａｌ（アルミニウム）は脱酸元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、脱酸が不十分となり、酸化物が析出することによって、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、ＡｌＯ系介在物が発生し、軸受部品用圧延鋼材の伸線加工性の低下や軸受部品の転動疲労寿命が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％～０．１００％とする。より確実に転動疲労寿命を低下させないために、Ａｌ含有量は、０．０１５％～０．０７８％であることが好ましい。さらに好ましくは、０．０１８％～０．０５０％である。
　Ｎ：０．００３％～０．０３０％
　Ｎは、ＡｌやＢと窒化物を形成し、これらの窒化物がピン止め粒子として機能して結晶粒を細粒化する。それゆえ、Ｎ（窒素）は結晶粒の粗大化を抑制する元素である。Ｎ含有量が０．００３％未満であると、この効果を得ることができない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えると、粗大な介在物が生成して、転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｎ含有量を０．００３％～０．０３０％とする。より確実に転動疲労寿命を低下させないために、Ｎ含有量は、０．００５％～０．０２９％が好ましい。さらに好ましくは、０．００９％～０．０２０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐ（リン）は不可避的に含有される不純物である。Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、オーステナイト粒界に偏析して、旧オーステナイト粒界を脆化させて、軸受部品の転動疲労寿命を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０２５％以下に制限する。より確実に転動疲労寿命を低下させないために、Ｐ含有量を０．０２０％以下、さらに０．０１５％以下に制限してもよい。また、Ｐ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。ただし、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではない。そのため、製鋼コストの観点から、Ｐ含有量の下限値は０．００１％としてもよい。通常の操業条件を考慮すると、Ｐ含有量は、０．００４％～０．０１２％が好ましい。
　Ｓ：０．０２５％以下
　Ｓ（硫黄）は不可避的に含有される不純物である。Ｓ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＭｎＳが形成され、軸受部品の転動疲労寿命を低下させる。そのため、Ｓ含有量を０．０２５％以下に制限する。より確実に転動疲労寿命を低下させないために、Ｓ含有量を０．０２０％以下、さらに０．０１５％以下に制限してもよい。Ｓ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。ただし、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではない。そのため、製鋼コストの観点から、Ｓ含有量の下限値は０．００１％としてもよい。通常の操業条件を考慮すると、Ｓ含有量は、０．００３％～０．０１１％が好ましい。
　Ｏ：０．００１０％以下
　Ｏ（酸素）は不可避的に含有される不純物である。Ｏ含有量が０．００１０％を超えると、酸化物系介在物が形成されて、軸受部品の転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｏ含有量を０．００１０％以下に制限する。Ｏ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。ただし、Ｏ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではない。そのため、製鋼コストの観点から、Ｏ含有量の下限値は０．０００１％としてもよい。通常の操業条件を考慮すると、Ｏ含有量は、０．０００５％～０．００１０％が好ましい。
　上記した基本成分及び不純物元素の他に、本実施形態に係る軸受部品には、さらに、選択的にＭｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣａのうちの少なくとも１つ以上を添加してもよい。この場合、焼入れ性を向上させるためのＭｏ、Ｂ、Ｃｕ及びＮｉ及び介在物を微細化させるためのＣａのうち１つ以上を選択できる。
　以下に、これら成分の数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｍｏ：０．２５％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。また、焼入れを施した鋼材の粒界強度を高めて、靭性を向上させる作用を有する。より確実に、焼入れ性と靭性とを確保したい場合には、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２５％を超えると、これらの効果は飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は、０．０１％～０．２５％が好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．０１％～０．２３％である。さらに好ましくは、０．１０％～０．２３％である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、微量で焼入れ性を向上させる元素である。また、焼入れ時の旧オーステナイト粒界におけるＰやＳの偏析を抑制する効果も有す。このような効果を得たい場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、これらの効果は飽和する。そのため、Ｂ含有量は、０．０００１％～０．００５０％が好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は、０．０００３％～０．００５０％である。さらに好ましくは、０．０００５％～０．００２５％であり、最も好ましくは、０．００１０％～０．００２５％である。
　Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素である。より確実に焼入れ性を確保したい場合には、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、この効果が飽和し、さらに熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は、０．０５％～１．０％が好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は、０．１０％～０．５０％である。さらに好ましくは、０．１９％～０．３１％である。
　Ｎｉ：３．０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素である。また、焼入れを施した鋼材の靭性を向上させる作用を有する。より確実に焼入れ性と靭性とを確保したい場合には、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、この効果は飽和する。そのため、Ｎｉ含有量は、０．０５％～３．０％が好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．１０％～１．５％である。さらに好ましくは、０．２１％～１．２％である。最も好ましくは、０．２１％～１．０％である。
　Ｃａ：０．００１５％以下
　Ｃａは、硫化物中に固溶しＣａＳを形成し、硫化物を微細化させる元素である。硫化物の微細化により、転動疲労寿命をさらに向上させたい場合には、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００１５％を超えると、この効果が飽和する。さらに、酸化物系介在物が粗大化することによって、転動疲労寿命の低下を招く。そのため、Ｃａ含有量は、０．０００３％～０．００１５％が好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は、０．０００３％～０．００１１％である。さらに好ましくは、０．０００５％～０．００１１％である。
　本実施形態に係る軸受部品は上記成分を含有し、化学組成の残部は、実質的にＦｅ及び不可避的な不純物で構成される。
　次に、軸受部品の素材となる鋼材（熱間圧延線材）について説明する。
　素材となる鋼材（熱間圧延線材）は、軸受部品と同一の化学組成を有する。そして、面積率で９０％以上のパーライトと、面積率で５％以下の初析セメンタイトとを含む組織を有することが好ましい。なお、パーライトブロックの平均粒径（円相当径）は１５μｍ以下であり、初析セメンタイト厚さは１．０μｍ以下であることが好ましい。また、素材となる鋼材（熱間圧延線材）は、組織として、マルテンサイトを有しないことが好ましい。
　鋼材（熱間圧延線材）の組織に、マルテンサイトなどの過冷組織が存在すると、伸線加工時に均一に変形することができず、断線の要因となることがある。そのため、鋼材の主な組織は、パーライトが好ましい。
　また、パーライトブロックの大きさは延性と非常に強い相関関係がある。つまり、パーライトを微細化することによって、伸線加工性が向上する。そのため、パーライトブロックの平均粒径（円相当径）を１５μｍ以下とすることが好ましい。パーライトブロックの平均粒径が、１５μｍを超えると、伸線加工性の向上効果が得られない場合がある。一方、パーライトブロックの平均粒径を１μｍ以下とすることは、工業的に難しい場合がある。そのため、パーライトブロックの平均粒径は、１μｍ～１５μｍとすることが好ましい。より好ましくは、１μｍ～１０μｍである。
　なお、パーライトブロックの平均粒径（円相当径）は、電子後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて測定することができる。
　初析セメンタイトは、塑性変形能が小さい。そのため、伸線加工によって分断され、ボイドを形成する要因となる。しかしながら、初析セメンタイトの面積率が低く、厚さが小さければ、伸線加工性は阻害されない。したがって、初析セメンタイトの面積率は５％以下、厚さは１．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは、初析セメンタイトの面積率は３％以下、厚さは０．８μｍ以下である。
　初析セメンタイトの面積率及び厚さは、ＳＥＭ観察によって測定することができる。
　次に、本実施形態に係る軸受部品の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係る軸受部品の素材となる鋼材（熱間圧延線材）は、例えば、以下のようにして製造することができる。以下の製造方法によって、軸受部品の素材となる鋼材（熱間圧延線材）を、初析セメンタイト面積率を５％以下に抑制したパーライト鋼とすることができる。
　熱間圧延に供する材料は、通常の製造条件を採用することができる。例えば、常法で成分組成を調整した鋼を溶製、鋳造し、必要に応じてソーキング処理、分塊圧延を施し、鋼片とする。次に、得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を施す。そして、リング状に巻き取った後、冷却する。
　以上の工程を経て、本実施形態に係る軸受部品の素材となる鋼材（熱間圧延線材）は、製造することができる。
　鋳造工程において、鋳造方法は特に限定されるものではなく、真空鋳造法や連続鋳造法等を用いれば良い。
　また、必要に応じて、鋳造工程後の鋳片に対して施す、ソーキング処理（均熱拡散処理）は、鋳造などで発生する偏析を軽減させるための熱処理である。これらの工程を経て得られた鋼片は、一般的にビレットと呼ばれる。
　なお、ソーキング処理の加熱温度は１１００℃～１２００℃が好ましい。また、保持時間は１０時間～２０時間が好ましい。
　次に、熱間圧延前の加熱工程として、鋼片を加熱する。鋼片の加熱温度は、９００℃～１３００℃とすることが好ましい。
　その後、熱間圧延工程として、上記鋼片に対して、熱間圧延を行う。熱間圧延工程において、仕上圧延温度を８５０℃以下とすることが好ましい。
　仕上圧延温度を８５０℃以下とすることにより、初析セメンタイトを分散して析出させることにより、初析セメンタイト厚さを低下させることができる。かつ、変態時のパーライトの核生成サイトを増加させて、パーライトブロックを微細化することができる。より好ましい仕上圧延温度は、８００℃以下である。なお、熱間圧延中の鋼片の温度は、放射温度計によって測定することができる。
　軸受部品の素材となる、熱間圧延工程を経た鋼材、すなわち仕上圧延後の鋼材は、一般的に熱間圧延線材と呼ばれる。
　熱間圧延工程終了後、すなわち仕上圧延後、８００℃以下で熱間圧延線材を、リング状へと巻取る。この工程は、一般的に巻取工程と呼ばれる。
　巻取工程において、巻取温度が高いと、オーステナイトが粒成長し、パーライトブロックが粗大になることがある。そのため、巻取温度は、８００℃以下が好ましい。より好ましい巻取温度は、７７０℃以下である。
　なお、熱間圧延工程終了後に、必要に応じて冷却を行う巻取前冷却工程を有してもよい。
　巻取工程後、熱間圧延線材を６００℃まで冷却する。この工程は、一般的に冷却工程と呼ばれる。
　６００℃までの冷却速度は、０．５℃／ｓ～３．０℃／ｓとすることが好ましい。
　圧延線材を巻取り後、６００℃まで冷却すると、パーライトへの変態が完了する。巻取り後の冷却速度は、オーステナイトからパーライトへの変態に影響する場合がある。そのため、マルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織の析出を抑制するために、巻取り後の冷却速度は３．０℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは、２．３℃／ｓ以下である。一方、巻取り後の冷却速度は、初析セメンタイトの析出にも影響する場合がある。そのため、初析セメンタイトの過剰な析出や粗大化を抑制するために、巻取り後の冷却速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．８℃／ｓ以上である。
　通常の軸受部品の製造方法は、伸線加工前に、球状化熱処理工程を有するが、本実施形態に係る軸受部品は、素材となる鋼材に対して、伸線加工、焼入れ処理、焼戻し処理を施して、得ることができる。
　具体的には、素材となる鋼材に球状化熱処理を施さず、総減面率５０％以上の伸線加工を施す。その後、焼入れ処理、焼戻し処理を行う。
　素材となる鋼材に対して、総減面率５０％以上の伸線加工を行うと、導入された歪みによって、焼入れ時に、セメンタイトの固溶及び球状化が促進される。よって、残留オーステナイトの量が確保でき、旧オーステナイトの平均粒径を微細化することができる。
　総減面率が５０％未満であると、所定量の残留オーステナイトを確保できず、また、セメンタイトの球状化が不十分となって、旧オーステナイトの平均粒径を微細化することが出来ない場合がある。一方、総減面率が９７％を超えると、伸線加工時に断線が発生する虞がある。そのため、総減面率は、５０％～９７％とすることが好ましい。
　伸線加工後の焼入れ処理における、焼入れの加熱温度は、セメンタイトを分解し、Ｃをオーステナイトに固溶させるため、８２０℃以上とすることが好ましい。焼入れの加熱温度が８２０℃未満であると、オーステナイトに固溶するＣ量が少なく、硬さや疲労寿命が低下する場合がある。一方、焼入れの加熱温度が８９０℃を超えると、旧オーステナイトの平均粒径が粗大化する虞がある。そのため、焼入れの加熱温度は、８２０℃～８９０℃とすることが好ましい。
　焼戻し処理における、焼戻し温度は、靭性の確保や硬さ調整のために、１５０℃以上で行うことが好ましい。焼戻し温度が１５０℃未満であると、軸受部品の靱性が確保できない場合がある。一方、焼戻し温度が２５０℃を超えると、軸受製品の硬さが低下し、転動疲労寿命が低下する虞がある。そのため、焼戻し温度は１５０℃～２５０℃とすることが好ましい。
　以下、本発明の軸受部品の実施例を挙げ、本実施形態に係る軸受部品の効果をより具体的に説明する。ただし、実施例における条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、下記実施例に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、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可能である。よって、本発明は、種々の条件を採用し得、それらは何れも本発明の技術的特徴に含まれるものである。
　表１及び表２に示す成分を有する線材及び棒材に対して、熱処理や熱間鍛造を施すことによって、表３及び表４に記載の組織を有する素材とした。次に、その素材を用いて、冷間で、直径がφ１２．５ｍｍとなるまで、伸線加工を行った。次に、伸線加工で得られた素材を、２５ｍ長さに切断して、焼入れ処理及び焼戻し処理を施した。
　そして、得られた素材をφ１２ｍｍ×２２ｍｍに成形して、仕上加工を施して、軸受部品を製造した。
　なお、焼入れ処理は、加熱温度８００℃～９００℃で３０分間保持した後、５０℃で油冷して行った。
　その後、焼戻し温度１７０℃で３０分間焼戻しを行った。
　軸受部品の組織評価は、次の方法で行った。
　まず、ＳＥＭ及びＸ線回折法を用いて、旧オーステナイトの平均粒径（μｍ）、残留オーステナイトの量（体積％）、所定の大きさのボイド個数密度（個／ｍｍ２）を測定した。
　軸受部品の硬さは、長手方向中心において、長手方向に垂直なＣ断面で切断して、中央Ｃ断面を研磨により現出させた後、中央Ｃ断面において、中心から半径６ｍｍとする中心部をビッカース硬度計で３点測定した平均値で評価した。
　なお、ビッカース硬さは、７５０Ｈｖ以上を良好と評価した。
　軸受部品の転動疲労寿命は、次の異物混入環境下で測定した。ラジアル型疲労試験機を用いて、７５０Ｈｖ～８００Ｈｖの硬さを有する粒径１００μｍ～１８０μｍの鉄粉を、潤滑油１Ｌに対して１ｇ混入させた異物混入環境下で転動疲労寿命を測定した。
　そして、測定した転動疲労寿命を、ワイブル統計処理により、累積破損確率１０％で求め、その値にて評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３及び表４に、素材の組織、製造方法、軸受部品の組織、硬さ及び転動疲労寿命の製造結果及び評価結果を示す。表１～表４において、本発明範囲から外れる数値には、アンダーラインを付している。また、表３及び表４において、Ｐはパーライト、θはセメンタイト、Ｍはマルテンサイト、αはフェライト、γはオーステナイトを意味する。
　Ａ１～Ａ１７は本発明例である。なお、本発明例は、表において、実施例として記載されている。Ａ１～Ａ１７は、化学組成が、本発明の適正範囲内であった。また、旧オーステナイトの平均粒径、残留オーステナイトの量及び所定の大きさのボイドの個数密度も、本発明の条件を満たしており、異物混入環境下で５．０×１０６回以上の優れた転動疲労寿命を有していた。さらに、Ａ１～１７は、素材の組織において、初析セメンタイト面積率がいずれも５％以下であった。また、Ａ１～Ａ１７において、軸受部品の組織は、いずれも残留オーステナイト、球状セメンタイト及びマルテンサイトであった。
　一方、Ａ１８～Ａ３５、Ｂ１、Ｂ２は比較例である。Ａ１８～Ａ３５、Ｂ１、Ｂ２は、本発明で規定する化学組成及び軸受部品の組織の何れかまたは両方を満足していないため、本発明例と比較して、異物混入環境下での転動疲労寿命が劣っていた。
　Ａ１８～Ａ３０は、化学組成が本発明例の範囲外であった。Ａ１８はＣ含有量が少ないため、残留オーステナイトの量が不足して、異物混入環境下での転動疲労特性が低下していた。Ａ２２はＭｎ含有量が少ないため、残留オーステナイトの量が不足して、異物混入環境下での転動疲労寿命が低下していた。Ａ２５はＣｒ含有量が過剰なため、炭化物を生じて、残留オーステナイトの量が不足していた。そのため、異物混入環境下での転動疲労特性が低下した。Ａ１９はＣ含有量が過剰なため、粗大な炭化物の生成に起因し、転動疲労寿命が低下していた。Ａ２６はＳ含有量が過剰なため、硫化物の生成に起因し、転動疲労寿命が低下していた。Ａ３０はＮ含有量が過剰なため、窒化物の生成に起因し、転動疲労寿命が低下していた。Ａ２０はＳｉ含有量が過剰なため、介在物の生成に起因して、転動疲労寿命が低下していた。Ａ２４はＡｌ含有量が過剰なため、介在物の生成に起因して、転動疲労寿命が低下していた。Ａ２８はＯ含有量が過剰なため、介在物の生成に起因して、転動疲労寿命が低下していた。
　Ａ２１はＭｎ含有量が多く、素材にマルテンサイトが生成していた。そのため、伸線加工性の低下によって、旧オーステナイトの平均粒径の粗大化やボイド個数密度が増加してしまい、転動疲労寿命が低下していた。また、Ａ２１は、Ｍｎ含有量が多いため、Ｍｓ点が低下して、残留オーステナイトの量が過剰になり、結果として、硬さが低下していた。Ａ２３はＣｒ含有量が少ないため、残留オーステナイトの量が過剰になり、硬さが低下していた。Ａ２７はＰ含有量が過剰で粒界が脆化し、転動疲労寿命が低下していた。Ａ２９はＮ含有量が不足して、旧オーステナイトの平均粒径が粗大になっていた。よって、残留オーステナイトの量が不足して、異物混入環境下での転動疲労寿命が低下していた。
　Ａ３１～Ａ３５は、成分は本発明の範囲内であるが、軸受部品の組織が本発明の範囲外となったため、転動疲労寿命が低下していた。Ａ３１及びＡ３２は、伸線加工の総減面率が低いため、旧オーステナイトの平均粒径が粗大になっていた。そのため、残留オーステナイトの量が不足して、異物混入環境下での転動疲労寿命が低下していた。Ａ３３は、焼入れの加熱温度が低いため、残留オーステナイトの量が不足して、転動疲労寿命が低下していた。Ａ３４は、焼入れの加熱温度が高いため、セメンタイトが過剰に固溶していた。そのため、固溶したＣ含有量が増加することで、残留オーステナイトの量が過剰になり、硬さが低下していた。
　Ａ３５は素材の製造方法において、巻取り後の冷却速度が速いために、素材にマルテンサイトが生じていた。そのため、所定の大きさのボイドの個数密度が増加して、異物混入環境下での転動疲労寿命が低下していた。Ｂ１及びＢ２は、球状化熱処理を施した例であり、球状化セメンタイトに起因して、所定の大きさのボイドの個数密度が増加し、異物混入環境下での転動疲労寿命が低下していた。
　本発明の上記態様によれば、優れた伸線加工性を確保するために、Ｍｎの含有量を抑制して、球状化熱処理を施すことなく、軸受部品を得ることができる。その結果、異物混入環境下であっても、転動疲労寿命に優れた軸受部品を得ることができるため、産業上の利用可能性が高い。
　１　マルテンサイト
　２　球状セメンタイト
　３　ボイド

Claims (3)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　　Ｃ：０．９５％～１．１０％、
    　　Ｓｉ：０．１０％～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．２０％～１．２０％、
    　　Ｃｒ：０．９０％～１．６０％、
    　　Ａｌ：０．０１０％～０．１００％、
    　　Ｎ：０．００３％～０．０３０％
    　を含有し、
    　　Ｐ：０．０２５％以下、
    　　Ｓ：０．０２５％以下、
    　　Ｏ：０．００１０％以下
    　に制限し、
    　任意に、
    　　Ｍｏ：０．２５％以下、
    　　Ｂ：０．００５０％以下、
    　　Ｃｕ：１．０％以下、
    　　Ｎｉ：３．０％以下、
    　　Ｃａ：０．００１５％以下
    　を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　金属組織が、残留オーステナイト、球状セメンタイト及びマルテンサイトであり、前記残留オーステナイトの量が、体積％で、１５％～２５％であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が８．０μｍ以下であり、
    　前記金属組織において、円相当径で０．０２μｍ以上３．０μｍ以下のボイドの個数密度が２０００個／ｍｍ２以下である
    ことを特徴とする軸受部品。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    　　Ｍｏ：０．０１％～０．２５％、
    　　Ｂ：０．０００１％～０．００５０％、
    　　Ｃｕ：０．１％～１．０％、
    　　Ｎｉ：１．０％～３．０％、
    　　Ｃａ：０．０００１％～０．００１５％
    　の１種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の軸受部品。
  3. 　ビッカース硬さが７５０Ｈｖ以上であり、７５０Ｈｖ～８００Ｈｖの硬さを有する粒径が１００μｍ～１８０μｍである鉄粉を、潤滑油１Ｌに対して１ｇ混入した環境下である異物混入環境下での転動疲労寿命が５．０×１０６以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の軸受部品。
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