WO2016063867A1 - 伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材 - Google Patents

伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材 Download PDF

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昌 坂本
児玉　順一
中村　謙一
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire for bearings having excellent wire drawing workability as hot rolling without performing spheroidizing heat treatment and having excellent coil formability after wire drawing.
  • This application claims priority on the basis of Japanese Patent Application No. 2014-213479 for which it applied to Japan on October 20, 2014, and uses the content here.
  • Bearing steel wire is used as a material for bearing parts such as ball balls for ball bearings and rollers for roller bearings.
  • spheroidizing annealing or the like is performed before wire drawing. Further, in some of the small-diameter bearing parts, even if spheroidizing annealing is performed, the wire drawing material is broken by work hardening by wire drawing, and therefore, annealing is further performed in the middle of wire drawing.
  • the bearing steel specified in JIS G 4805 is a hypereutectoid steel having a C amount equal to or greater than the eutectoid point and contains Cr. For this reason, pro-eutectoid cementite and martensite are precipitated in a normal steel wire, and the wire drawing workability of such a steel wire is remarkably low. Therefore, at present, spheroidizing annealing is performed before wire drawing to improve the wire drawing workability, but this spheroidizing annealing deteriorates the production efficiency and increases the cost. In recent years, in order to reduce the cost by omitting the spheroidizing annealing, there is a demand for a steel wire for bearings that is hot-rolled and excellent in wire drawing workability.
  • the material drawn as it is hot-rolled has high strength, it is difficult to process it into a product shape, and it is necessary to heat-treat the drawn material. In this heat treatment, the drawn material needs to be in a coiled state, so it is important to ensure workability that can be formed into a coil after drawing.
  • Patent Document 1 In the high carbon steel wire disclosed in Patent Document 1, the average grain size of ferrite is limited to 20 ⁇ m or less, and the maximum grain size is limited to 120 ⁇ m or less to improve wire drawing workability.
  • Patent Document 1 does not aim at omitting the spheroidizing annealing, and technical studies are not made in a region where the amount of Cr added is large. According to the study by the present inventors, sufficient wire drawing workability was not obtained even if the maximum particle size was limited to 120 ⁇ m or less.
  • Patent Document 2 proposes to improve the wire drawing workability of a wire by refining a pearlite colony and increasing the amount of proeutectoid cementite.
  • sufficient wire drawing workability was not obtained even if the pearlite colonies were refined.
  • many proeutectoid cementites are disperse
  • the wire drawing workability deteriorated when the precipitation amount of pro-eutectoid cementite was excessive.
  • Patent Document 3 the wire drawing workability is improved by controlling the average diameter of the region surrounded by proeutectoid cementite to 20 ⁇ m or less.
  • Patent Document 3 also suggests active precipitation of proeutectoid cementite.
  • Patent Document 4 the area ratio of pro-eutectoid cementite is controlled to 3% or more and the lamellar spacing is controlled to 0.15 ⁇ m or less to improve wire drawing workability.
  • the lamellar spacing is excessively miniaturized, the strength of the wire becomes too high, so that the burden on the device and the die is increased, and the die life is reduced.
  • Patent Document 5 and Patent Document 6 the rapid cooling after hot rolling suppresses the formation of pro-eutectoid cementite and refines the particle diameter of pro-eutectoid cementite to improve the wire drawing workability.
  • the wire drawing workability was improved by reducing the amount of pro-eutectoid cementite and making the pro-eutectoid cementite finer.
  • the inventors suppress the formation of proeutectoid cementite by rapid cooling as disclosed in Patent Document 5 and Patent Document 6 the hardness of the surface layer region of the wire increases due to a decrease in the transformation temperature. As a result, the inventors have newly found problems such as the occurrence of disconnection during coil forming after wire drawing.
  • Patent Document 7 wire drawing workability is improved by controlling the strength of the wire while suppressing the generation of proeutectoid cementite.
  • the inventor suppresses the formation of pro-eutectoid cementite at a constant cooling rate as disclosed in Patent Document 7, the hardness of the surface layer region of the wire increases and the hardness between the surface layer region and the center portion increases. The difference in thickness increased, and a new problem was found, such as wire breakage during coil forming.
  • Patent Document 8 discloses a method of manufacturing a wire having a hardness of HRC 30 or less so that wire drawing can be performed while hot rolling.
  • Patent Document 8 does not disclose components of bearing steel. With the chemical composition of bearing steel disclosed in JIS G 4805, it is difficult to obtain a pearlite structure having a hardness of HRC 30 or less, and even if the hardness is HRC 30 or less, sufficient elongation can be achieved due to the formation of an abnormal structure. The wire workability could not be obtained.
  • Patent Document 9 discloses a wire rod having a small ferrite particle size and a large amount of Cr in the carbide.
  • the time required for spheroidizing annealing is reduced by promoting spheroidization of carbides during spheroidizing annealing.
  • the wire disclosed in Patent Document 9 requires spheroidizing annealing, and sufficient wire drawing workability could not be obtained without omitting spheroidizing annealing.
  • the present invention has been made in order to solve the above-described problems, and has a high wire-drawing property capable of omitting the annealing treatment before the wire drawing and a steel for bearings having a high coil formability after the wire drawing. It aims at providing a wire rod.
  • the present inventors examined in detail the influence of the microstructure and internal hardness of the steel wire rod for bearing on the wire drawing workability and the coil formability after wire drawing. As a result, excessive precipitation of pro-eutectoid cementite reduces wire drawing workability, but excessive suppression of pro-eutectoid cementite precipitation increases the hardness of the surface layer region of the wire and reduces coil formability. I found. Furthermore, the present inventors have found that even if a small amount of pro-eutectoid cementite is precipitated, the wire drawing workability can be improved by making the pearlite block finer.
  • the present inventors have found that it is important to reduce the difference in hardness between the surface layer region and the central portion and the amount of proeutectoid cementite in the surface layer region. As a result, the present invention has been completed.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel wire according to one aspect of the present invention is, in 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%, Mo: 0 to 0.25%, B: 0 to 25 ppm, P: 0 to 0.020%, S: 0 to 0.020%, O: 0 to 0 .0010%, N: 0 to 0.030%, Al: 0.010 to 0.100%, balance: Fe and impurities, and in a cross section perpendicular to the longitudinal direction, half the value of the equivalent circle diameter from the surface is 0
  • the surface layer region which is the region between the line separated by a factor of 1 and the surface, has a microstructure composed of pearlite, pro-eutectoid cementite and the balance, and the surface layer region has a Vickers hardness of HV300 to 420.
  • the area ratio of the pearlite is 80% or more, and the area ratio of the pro-eutectoid cementite is 2.0.
  • the balance is at least one selected from the group consisting of ferrite, spherical cementite, and bainite, and is 0.1 times the half value of the equivalent circle diameter from the surface in a cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • An internal region that is a region including a center surrounded by a line has a microstructure composed of the pearlite, the pro-eutectoid cementite, and the remainder, and the area ratio of the pearlite is 90% or more in the internal region.
  • the area ratio of the pro-eutectoid cementite is 5.0% or less, and the balance is at least one selected from the group consisting of ferrite, spherical cementite, and bainite, and 40 ⁇ m of the pearlite block present in the pearlite.
  • the difference between the Vickers hardness of the central portion that is the region including the center surrounded by a line that is 0.5 times the half value of the circle equivalent diameter from the center and the Vickers hardness of the surface layer region is HV20.0. It is as follows.
  • the steel wire described in the above (1) may further contain at least one selected from the group consisting of Mo: 0.05 to 0.25% and B: 1 to 25 ppm or less.
  • the wire diameter may be 3.5 mm to 5.5 mm.
  • the steel wire for bearing according to the above aspect of the present invention has high wire drawing workability that can omit the annealing treatment before wire drawing and high coil formability after wire drawing, so that the yield is not reduced.
  • the manufacturing process of the bearing member can be largely omitted, and a good bearing member can be stably manufactured while greatly reducing energy and cost.
  • the steel wire for bearing according to the above aspect of the present invention has sufficient hardenability for surface hardening of the bearing component, and can produce a bearing member having excellent surface hardness.
  • tissue which mainly made the pearlite in hypereutectoid steel. It is a schematic diagram which shows a surface layer area
  • C 0.95 to 1.10% C is essential for imparting the necessary strength to the bearing steel. Therefore, the C amount needs to be 0.95% or more.
  • the C content is preferably 0.98% or more, more preferably more than 1.00%.
  • the C amount needs to be 1.10% or less.
  • the C content is preferably 1.08% or less, and more preferably less than 1.05%.
  • Si 0.10 to 0.70% Si is useful as a deoxidizer and suppresses precipitation of proeutectoid cementite without reducing the amount of carbon. Furthermore, Si increases the ferrite strength in pearlite. Therefore, the Si amount needs to be 0.10% or more. In order to give stable strength and wire drawing workability to the bearing steel part, the Si amount is preferably 0.12% or more or 0.15% or more, and more than 0.20%. preferable. However, when Si is excessively contained in the steel, SiO 2 inclusions harmful to wire drawing workability and product characteristics of bearing parts are likely to be generated, and the strength is excessively increased and coil formability is deteriorated. . Therefore, the upper limit of the Si amount needs to be 0.70%. In order to further improve the wire drawing workability and the coil formability, the Si content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.30% or less or 0.25% or less.
  • Mn 0.20 to 1.20% Mn is useful not only for deoxidation and desulfurization, but also for ensuring the hardenability of the steel. Therefore, the amount of Mn needs to be 0.20% or more. In order to further improve the hardenability, the amount of Mn is preferably 0.23% or more, and more preferably more than 0.25%. However, if Mn is excessively contained in the steel, economic waste is caused by saturation of the above effect of Mn, and supercooled structure such as martensite, which is harmful to wire drawing workability in the cooling process after hot rolling. Is likely to occur. Therefore, the upper limit of the amount of Mn needs to be 1.20%. The amount of Mn is preferably 1.00% or less, more preferably 0.80% or less or less than 0.50%.
  • Cr 0.90 to 1.60% Cr improves hardenability, promotes spheroidization after heat treatment of the wire drawing material, and increases the amount of carbide. Furthermore, Cr is extremely effective in suppressing coarsening of the pearlite block during slow cooling after rolling. However, if the Cr content is less than 0.90%, sufficient Cr effects cannot be obtained, and the product characteristics of the bearing parts are deteriorated. For this reason, the Cr amount needs to be 0.90% or more. In order to obtain higher hardenability, the Cr content is preferably more than 1.00% or 1.10% or more, and more preferably 1.20% or more or 1.30% or more.
  • the Cr content is preferably less than 1.50%, and more preferably 1.40% or less.
  • P 0 to 0.020%
  • P is an impurity. If the P content exceeds 0.020%, P may segregate at the grain boundaries to impair the wire drawing workability of the wire. Therefore, it is preferable to limit the P content to 0.020% or less. More preferably, the P content is limited to 0.015% or less. Moreover, since it is desirable that the P content is small, the lower limit of the P content may be 0%. However, it is not technically easy to reduce the P content to 0%. Further, when the P content is stably reduced to less than 0.001%, the steelmaking cost increases. Therefore, the lower limit of the P content may be 0.001%.
  • S 0 to 0.020%
  • S is an impurity. If the S content exceeds 0.020%, coarse MnS may be formed and the wire drawing workability of the wire may be impaired. Therefore, it is preferable to limit the S content to 0.020% or less. More preferably, the S content is limited to 0.015% or less. Moreover, since it is desirable that the S content is small, the lower limit of the S content may be 0%. However, it is not technically easy to reduce the S content to 0%. In addition, when the S content is stably reduced to less than 0.001%, the steelmaking cost increases. Therefore, the lower limit of the S content may be 0.001%.
  • Mo 0 to 0.25%
  • Mo is very effective in improving hardenability, and it is preferable that the steel contains Mo as an optional (optional) chemical element.
  • Mo the Mo content exceeds 0.25%, the hardenability becomes excessive, and supercooled structures such as bainite and martensite are likely to occur in the cooling process after hot rolling.
  • the upper limit of the Mo amount needs to be 0.25%.
  • the Mo amount may be 0.23% or less or less than 0.20% in order to obtain wire drawing workability more stably.
  • the lower limit of the Mo amount may be 0%, and the Mo amount may be 0.05% or more in order to further improve the hardenability.
  • B 0 to 25 ppm (0 to 0.0025%) B suppresses the formation of pseudo pearlite and bainite by concentrating solute B to the grain boundaries.
  • carbides such as Fe 23 (CB) 6 are formed in the structure (austenite at high temperature, ie, prior austenite), and the product characteristics of the bearing component are deteriorated.
  • the upper limit of the B amount needs to be 25 ppm.
  • B is an optional (optional) chemical element, and the lower limit of the amount of B may be 0 ppm (0%).
  • the B content is 1 ppm (0.0001%) or more, 2 ppm (0.0002%) or more, 5 ppm ( 0.0005%) or more.
  • O is an impurity.
  • the O content exceeds 0.0010%, oxide inclusions are formed, and the wire drawing workability of the wire and the product characteristics of the bearing parts are deteriorated. Therefore, the O content is limited to 0.0010% or less. The smaller the O content, the better. Therefore, 0% is included in the above limit range. However, it is not technically easy to reduce the O content to 0%. Therefore, from the viewpoint of steelmaking cost, the lower limit value of the O content may be 0.0001%. Considering normal operating conditions, the O content is preferably 0.0005% to 0.0010%.
  • N 0 to 0.030%
  • N is an impurity.
  • the N content exceeds 0.030%, coarse inclusions are generated, and the wire drawing processability of the wire and the product characteristics of the bearing parts are deteriorated. Therefore, the N content is 0.030%.
  • N combines with Al and B to form nitrides, and these nitrides function as pinning particles to refine the crystal grains. Therefore, if the N content is small, the steel may contain N.
  • the lower limit of the N content may be 0.003%. In order to further increase the effect of refining crystal grains, the lower limit of the N content may be 0.005%.
  • Al 0.010% to 0.100%
  • Al 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% in order to more reliably prevent the wire drawing workability and the product characteristics from deteriorating. More preferably, the Al content is 0.018% to 0.050%.
  • the amount of such impurities conforms to JIS G 4805. That is, the Cu content is limited to 0.20% or less, and the amount of elements other than the elements listed above is limited to 0.25% or less.
  • the steel according to an embodiment of the present invention includes C, Si, Mn, and Cr, with the balance being Fe and impurities. Moreover, the steel according to the present embodiment may include at least one chemical element selected from the group of Mo and B. Therefore, the steel according to another embodiment of the present invention includes C, Si, Mn, Cr, and at least one selected from Mo and B as optional (optional) chemical elements, with the remainder being It consists of Fe and impurities.
  • the steel according to the present embodiment is classified as hypereutectoid steel based on the amount of essential elements, and impurities include P, S, O, N, Al, and the like.
  • FIG. 2A a region (hatched line) from the surface 100 of the steel wire rod to the depth 0.1 ⁇ r (mm) (r: radius of the steel wire rod (half the equivalent circle diameter)) in the C cross section. Part) is referred to as “surface layer region” 10.
  • the surface layer region 10 is a surface (C cross-section) separated from the surface 100 of the steel wire by a distance of 0.1 ⁇ r (mm).
  • the surface 100 of the steel wire, and the inner region 11 is surrounded by a surface (line in the C cross section) separated from the surface 100 of the steel wire by a distance of 0.1 ⁇ r (mm). This is a region including the center (center line) 101 of the wire. Also, as shown in FIG.
  • a region (hatched line) including the center 101 of the wire surrounded by a surface (circle in the C cross section) separated from the center (center line) 101 of the wire by a distance of 0.5 ⁇ r (mm) Part) is called “central part” 12.
  • the central portion 12 is included in the inner region 11.
  • the C cross section is a cross section (shaded portion) perpendicular to the longitudinal direction of the wire, and the center line (center) 101 extends in the longitudinal direction of the wire.
  • pro-eutectoid cementite 2 is precipitated along the prior austenite grain boundaries 1, and a pearlite structure 1 a is formed in a region excluding the pro-eutectoid cementite 2.
  • a region called a pearlite block 3 that is, a region having the same crystal orientation of ferrite (each of ferrite between lamellar cementites in pearlite) is formed.
  • a region called a pearlite colony 4 that is, a region in which lamellar cementite is aligned in parallel with each other is formed.
  • a part of the pearlite block 3 is omitted.
  • the main structure is pearlite and the area ratio of pearlite is 90% or more.
  • the area ratio of pearlite is preferably 92% or more.
  • the upper limit of the area ratio of pearlite may be 100%, but may be 99% or 98% in order to give higher flexibility depending on the manufacturing conditions of the wire.
  • the pearlite includes pseudo pearlite.
  • the pearlite whose equivalent circle diameter of all the pearlite blocks is 40 ⁇ m or less is 90% or more.
  • pro-eutectoid cementite does not particularly disturb the wire drawing workability.
  • pro-eutectoid cementite precipitates so as to surround the prior austenite grains, deformation of the prior austenite grains is hindered during wire drawing and wire drawing workability is lowered. Therefore, it is necessary to limit the area ratio of pro-eutectoid cementite in the inner region to 5.0% or less.
  • the area ratio of pro-eutectoid cementite In order to obtain wire drawing workability more stably, it is preferable to limit the area ratio of pro-eutectoid cementite to 3.0% or less, and more preferably to limit to less than 3.0% or 2.8% or less. preferable.
  • the structure (remainder) other than pearlite and proeutectoid cementite is at least one selected from the group of bainite, ferrite, and spherical cementite, and it is necessary to limit the area ratio of the remainder to 10% or less. In order to obtain wire drawing workability more stably, it is preferable to limit the area ratio of the remainder to 8.0% or less, and preferably to less than 5.0% or 3.0% or less.
  • the diameter (particle size) of the pearlite block has a very strong correlation with the ductility, and if the pearlite block is refined, the wire drawing workability is improved.
  • the maximum particle size of the pearlite block is limited to 40 ⁇ m or less. That is, the area ratio of the pearlite block having an equivalent circle diameter exceeding 40 ⁇ m is required to be 0.62% or less. More preferably, the maximum particle size of the pearlite block is limited to 35 ⁇ m or less. That is, it is more preferable that the area ratio of the pearlite block having an equivalent circle diameter exceeding 35 ⁇ m is 0.48% or less.
  • the wire drawing material When the wire drawing material is formed into a coil shape, bending and twisting are imparted to the wire drawing material. Since the amount of deformation given by this bending and twisting is the largest in the surface layer region, it is important to control the structure of the surface layer region (the amount of pearlite, the amount of pro-eutectoid cementite, the hardness, and the difference in hardness from the center). is there. For example, if the amount of pearlite is small, the wire drawing material breaks during coil forming. Further, for example, as shown in FIG. 3, when the amount of pro-eutectoid cementite is large and the pro-eutectoid cementite is present in a network, the wire drawing material is broken during coil forming.
  • the area ratio of pearlite is 80% or more, and the area ratio of pro-eutectoid cementite is required to be 2.0% or less in order to ensure the coil formability.
  • the area ratio of pearlite in the surface layer region is preferably 85% or more or 90% or more, more preferably more than 95% or 97% or more.
  • pearlite includes pseudo pearlite.
  • the structure (remainder) other than pearlite and pro-eutectoid cementite is at least one selected from the group of bainite, ferrite, and spherical cementite, and the area ratio of the remainder needs to be limited to 20% or less.
  • the area ratio of the remainder is preferably limited to 15% or less or 10% or less, and limited to less than 5.0% or 3.0% or less. Is preferred.
  • the amount of pearlite, the amount of pro-eutectoid cementite, the structure and amount of the remainder for example, the amount of Si contained in ferrite in pearlite, the lamellar spacing of pearlite and the size (particle size) of pearlite block,
  • the amount of pseudo-pearlite in pearlite, the form of cementite, the amount of inclusions, the amount of chemical elements (solute) segregated at grain boundaries, and the particle size of prior austenite also affect the coil formability.
  • pseudo pearlite in which lamellar cementite in pearlite is granulated may cause non-uniform distortion due to the difference in elongation with the surrounding structure, resulting in a decrease in coil formability.
  • a microstructure that summarizes the above factors that affect coil formability Is defined as the hardness of the surface region. If the hardness of the surface region exceeds HV420, the wire breaks during coil forming. Therefore, as shown in FIG. 4, it is necessary that the hardness in the surface layer region from the surface of the material to the depth of 0.1 ⁇ r (mm) (r: radius of the steel wire) is HV420 or less.
  • the hardness in the surface layer region is less than HV300, it is difficult to obtain a sufficient amount of pearlite structure, and the grain size of the prior austenite or pearlite block also increases, and the wire drawing processability is lowered. Therefore, it is necessary that the lower limit of the hardness of the surface region is HV (Vickers hardness) of 300 or more. Therefore, the hardness range of the surface layer region is HV300 to HV420.
  • the difference in structure between the surface layer region and the inner region also reduces the coil formability.
  • the difference in structure at the position is the largest between the surface of the wire and the center of the wire due to the influence of the chemical composition, the effect of cooling control after hot rolling, and the influence of the distribution of micro chemical elements. Therefore, the difference in structure between the surface layer region and the internal region is defined as the difference in hardness between the surface layer region and the central portion. If the difference in hardness between the surface layer region and the center portion exceeds 20.0 in HV, the wire breaks during coil forming as shown in FIG. Therefore, it is necessary to limit the difference in hardness between the surface layer region and the center portion to HV20.0 or less. That is, the range of the difference in hardness between the surface layer region and the central portion is HV0 to HV20.0.
  • the tissue measurement method described above will be described.
  • the area ratios of proeutectoid cementite and pearlite were measured as follows. First, after cutting a specimen from an arbitrary position of the wire, and embedding this specimen in resin, rough polishing is performed so that the C cross section of the wire (cross section perpendicular to the center line of the wire) becomes the surface (cut surface). Do. Then, after polishing with alumina as final polishing, it is corroded with 3% nital solution and picral. Thereafter, the corroded surface is observed with a scanning electron microscope (SEM) to identify phases and structures.
  • SEM scanning electron microscope
  • the size of the pearlite block was measured as follows. First, after cutting a specimen from an arbitrary position of the wire, and embedding the specimen in a resin, rough polishing is performed so that the C cross section of the wire (cross section perpendicular to the center line of the wire) becomes the surface (cut surface). . Then, finish polishing is sequentially performed with alumina and colloidal silica to remove strain. Then, the total observation visual field of 200000 ⁇ m 2 or more is analyzed for the internal region using a backscattered electron diffractometer (EBSD). Note that it is not necessary to measure 200000 m 2 with one visual field, and the visual field may be divided into a plurality of fields.
  • EBSD backscattered electron diffractometer
  • a boundary having a crystal orientation (angle) difference of 9 ° or more is defined as a grain boundary of the pearlite block, and the size (grain size) of the pearlite block is measured.
  • the size of the pearlite block is an equivalent circle diameter, and the size (diameter) of the largest pearlite block (grain) among the obtained pearlite blocks is defined as the maximum diameter of the pearlite block.
  • the hardness of the surface layer region and the center of the C cross section is determined by the local internal structure (microstructure, chemical composition distribution, etc.), it cannot be estimated from the yield strength or tensile strength of the wire. Therefore, the hardness of the surface region and the hardness of the central portion were measured as follows. First, after continuously collecting 3 rings from a wire wound in a ring shape, 24 specimens having a length of about 10 mm are collected from each portion obtained by dividing each ring into 8 equal parts. Four specimens arbitrarily selected from these specimens are embedded in the resin, and the resin is cut so that the C cross section of the wire (the cross section perpendicular to the center line of the wire) becomes the surface (cut surface). After the surface is polished with alumina to remove the strain, the hardness of the surface layer region and the central portion on the polished surface is measured by a hardness test using a Vickers hardness meter.
  • the hardness of the surface layer region is evaluated by averaging the results obtained by measuring three or more regions within 0.1 ⁇ r (mm) from the surface of the wire. For example, four point regions are selected from the surface layer region of the C cross section of one specimen so as to be equidistant from each other (90 ° interval), and the hardness of the four point regions is evaluated. Then, this evaluation is performed on the remaining three specimens, and the hardness of a total of 16 points per one wire is measured, and the hardness of the surface layer region is obtained by averaging the hardness of these 16 points. To evaluate.
  • the hardness of the central part is an area of 3 points or more within 0.5 ⁇ r (mm) from the center (center line) of the specimen in the same C section as the C section in which the hardness of the surface layer area was evaluated.
  • the results obtained by measurement are averaged and evaluated.
  • the difference in hardness between the surface layer region and the center portion is obtained by converting a value calculated by subtracting the hardness of the center portion from the hardness of the surface layer region into an absolute value. For example, in the same C cross section as the C cross section in which the hardness of the surface layer area is evaluated, three point areas (total of 12 points) from the center are selected, and the hardness of these areas is evaluated. Then, the hardness of the center is evaluated by averaging the hardness of these 12 points. By subtracting the hardness of the center portion from the hardness of the surface layer region described above, the difference in hardness between the surface layer region and the center portion is obtained.
  • the distance between the measurement areas of the hardness is set so that the indentation formed in this area does not affect the measurement of the remaining hardness. Separate 5 times or more.
  • region of a Vickers hardness meter are selected so that a measurement area
  • the dimensions of the wire rod according to the present embodiment are not particularly limited. However, considering the productivity of the wire rod and the productivity of bearing parts such as a ball of a ball bearing and a roller of a roller bearing, the wire diameter of the wire rod is 3 diameters. The thickness is desirably 0.5 mm to 5.5 mm, and more desirably 4.0 mm to 5.5 mm. The wire diameter of the wire is evaluated by the equivalent circle diameter.
  • the method for producing a steel wire for bearing according to the present invention is not limited to the following procedures and methods, and any method can be used as a method for producing the steel wire for bearing as long as the method can produce the steel wire for bearing according to the present invention. It is possible to adopt.
  • Steel slab obtained by adopting normal production conditions can be used as a material subjected to hot rolling (wire rolling).
  • hot rolling for example, a soaking process in which a cast piece obtained by casting steel having the above-described chemical composition is held at a temperature range of 1100 to 1200 ° C. for 10 to 20 hours (to reduce segregation caused by casting or the like). Heat treatment).
  • a steel slab having a size suitable for wire rod rolling (a steel slab before wire rod rolling generally called billet) is produced from the cast piece after soaking by split rolling. Note that it is advantageous to stably control the structure of the wire as described above if the soaking process is performed on the cast piece.
  • the steel slab is heated to 900-1300 ° C. and then rolled while controlling the rolling temperature.
  • finish rolling is started from a temperature range of 700 ° C. or higher and 850 ° C. or lower.
  • the temperature at which the finish rolling is finished generally reaches the temperature range of 800 to 1000 ° C. due to the temperature rise due to rolling.
  • the temperature of the rolled wire is measured by a radiation thermometer, and strictly means the surface temperature of the steel material.
  • the hot-rolled wire is cooled so that the average cooling rate in the temperature range immediately after finish rolling, that is, the temperature immediately after hot rolling to 700 ° C. is in the range of 5 to 20 ° C./s.
  • the hot-rolled wire is cooled so that the average cooling rate in the temperature range from 700 ° C. to 650 ° C. is 0.1 to 1 ° C./s, and the pearlite transformation temperature range is in the range of 650 ° C. to 700 ° C. Adjust the cooling rate so that.
  • the switching temperature of the cooling rate is not particularly limited, and as long as the average cooling rate in the above temperature range is maintained, the cooling rate may be switched in the vicinity of 700 ° C., and continuously (smooth up to 650 ° C. after hot rolling. B)
  • the cooling rate may be changed.
  • winding is also performed at the time of cooling, and winding temperature is 700 degreeC or more.
  • finish rolling is started from a temperature range of 850 ° C. or less.
  • austenite grains are refined to increase the number of pearlite nucleation sites during transformation, and the size of the pearlite block is refined.
  • finish rolling is started from a temperature range exceeding 850 ° C., the pearlite block is not sufficiently refined. Therefore, finish rolling is started from a temperature range of 850 ° C. or less.
  • finish rolling is started from a temperature range of less than 700 ° C.
  • the equipment load during rolling increases, the surface layer region of the wire is excessively cooled, cracks and abnormal structures are generated in the surface layer region, There is a concern that the coil formability is lowered. Therefore, finish rolling is started from a temperature range of 700 ° C. or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 ° C. or higher is 5 ° C./s or higher, precipitation of proeutectoid cementite and formation of spherical cementite can be suppressed, and austenite grains refined by finish rolling are finish-rolled. It is possible to suppress the growth due to the heat generated during processing (temperature increase). When the austenite grains become coarse, the pearlite block becomes coarse and the hardness variation also increases. Therefore, in order to sufficiently reduce the amount of pro-eutectoid cementite in the surface region and more stably obtain a fine pearlite block and a uniform hardness in the C cross section, the average cooling rate in a temperature range of 700 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 700 ° C. or higher is 20 ° C./s or higher, the equipment cost increases and the manufacturing cost increases, and the hardness of the surface layer region increases and the coil formability decreases. . Therefore, the upper limit of the average cooling rate needs to be 20 ° C./s. In order to further reduce the hardness of the surface layer region, the average cooling rate is preferably 15 ° C./s or less. If the wire is wound in a ring shape at less than 700 ° C., the possibility of wrinkling on the surface of the wire increases, so the wire is wound at 700 ° C. or higher.
  • the average cooling rate in a temperature range of 700 ° C. or lower is a factor for controlling the pearlite transformation temperature.
  • the average cooling rate exceeds 1.0 ° C./s, the pearlite transformation temperature decreases to less than 650 ° C., and the hardness of the surface layer region increases or the difference in hardness between the surface layer region and the central portion increases. This leads to a decrease in wire drawing workability and a decrease in coil formability after wire drawing.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 ° C. to 700 ° C. needs to be 1.0 ° C./s or less.
  • the average cooling rate is preferably 0.8 ° C./s or less.
  • the reason for controlling the cooling rate up to 650 ° C. is that the transformation to pearlite is completed when the coiling temperature is 700 ° C. or more and the average cooling rate is 1.0 ° C./s or less. is there.
  • the average cooling rate is excessively small, pro-eutectoid cementite precipitates in a large amount in a network form on the prior austenite grain boundaries, and the wire drawing workability deteriorates.
  • the lower limit of the average cooling rate is 0.1 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is preferably 0.3 ° C./s or more.
  • the steel wire for bearing according to the present invention does not undergo spheroidizing annealing on the hot-rolled wire after hot rolling. Can be manufactured. You may perform a patenting heat processing with respect to a hot-rolled wire after hot rolling.
  • C 0.95 to 1.10%, Si: 0.10 to 0.70%, Mn: 0.20 to 1.20 in mass%. %, Cr: 0.90 to 1.60%, optionally including Mo: 0.25% or less, B: 25 ppm or less, with the balance being Fe and inevitable impurities cast into steel Get a piece.
  • the slab is rolled into pieces to obtain a steel piece.
  • the steel slab is heated to 900 to 1300 ° C., and hot rolling starting from the temperature range of 700 to 850 ° C. is performed on the steel slab to obtain a hot-rolled wire.
  • the average cooling rate in the temperature range from the end temperature of hot rolling to 700 ° C is 5 to 20 ° C / s
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 to 700 ° C is 0.1 to 1 ° C / s
  • the hot-rolled wire is wound and cooled so that the winding end temperature is 700 to 820 ° C.
  • Tables 1 and 2 show the amount of chemical components in the wire, the structure of the wire, the wire drawing workability, and the coil formability after wire drawing.
  • the basic manufacturing method of the wire according to the present example is as follows. For some steel wires, some or all of the conditions of the basic manufacturing method were changed. The billet was heated to 1000 to 1200 ° C. in a heating furnace, and then hot rolled so that finish rolling was started in a temperature range of 700 to 800 ° C. Thereafter, the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the completion of hot rolling to 700 ° C. is 5 to 20 ° C./s, and the average cooling rate in the temperature range of 650 to 700 ° C. is 0.1 to 1 ° C./s. The cooling conditions were controlled stepwise so that the pearlite transformation temperature was 650-700 ° C. The wire diameter of the wire was ⁇ 3.6 mm to 5.5 mm.
  • the basic manufacturing conditions were partially changed as described later.
  • the following manufacturing method was used instead of the above basic manufacturing method. That is, by controlling the hot rolling conditions, a hot rolled wire rod having an austenite grain size of 9.5 and a wire diameter of 3.0 mm was obtained from a billet. Thereafter, the obtained hot-rolled wire was cooled to 650 ° C. at a constant rate of 9 ° C./second so that the lamellar spacing of pearlite was 0.08 ⁇ m, and 1.0 ° C./second from 650 ° C. to 400 ° C. Cooled at a constant rate.
  • the obtained wire was embedded in resin, and rough polishing was performed so that the C cross section of the wire became the surface.
  • This surface was finish polished with alumina and then corroded with 3% nital and picral.
  • tissue were identified by observation using SEM, and the area ratio of proeutectoid cementite and pearlite was measured by the imaging using SEM.
  • the area ratios of proeutectoid cementite and pearlite were measured as follows. For each of the surface layer region and the internal region, 10 regions were photographed at a magnification of 2000 times (total field of view per region: 0.02 mm 2 ). By analyzing the obtained image, the pro-eutectoid cementite region and the pearlite region are extracted, and the area ratio of pro-eutectoid cementite and pearlite is calculated from the area of these regions, and the pro-eutectoid cementite in the surface layer region and the inner region is calculated. And the area ratio of pearlite was obtained.
  • the maximum diameter of the pearlite block was measured using a backscatter diffractometer (EBSD).
  • EBSD backscatter diffractometer
  • the obtained wire was embedded in resin, and rough polishing was performed so that the C cross section of the wire became the surface.
  • the pearlite block diameter was measured by regarding the boundary where the azimuth difference was 9 ° or more in the observation visual field as the grain boundary of the pearlite block.
  • the diameter of the largest pearlite block (grain) among the obtained pearlite block diameters was determined as the maximum diameter.
  • the hardness of the surface layer region was measured as follows. Three rings were sampled from the obtained wire, and eight 10 mm specimens were sampled from each ring at eight equal intervals (at equal intervals). Four arbitrary specimens were selected from the 24 specimens. The selected specimen was embedded in resin, and rough polishing was performed so that the C cross section of the wire became the surface. Furthermore, after finishing polishing with alumina and removing strain from the polished surface, select four regions so that they are equidistant (90 ° intervals) from each other in the surface region of the C cross section of one specimen, The hardness of the four areas was measured.
  • this measurement is also performed on the remaining three specimens, the hardness of a total of 16 points per one wire is measured, and the hardness of these 16 points is averaged to obtain the surface layer region of the wire. Obtained hardness.
  • the load and measurement region of the Vickers hardness tester were controlled so that the measurement region was separated from the surface of the wire by 3 times the indentation size.
  • the difference in hardness between the surface layer region and the central portion was evaluated by the same measurement method as the method for measuring the hardness of the surface layer region.
  • a three-point area was selected from the center (area within 0.5 ⁇ r (mm) from the center), and the hardness of these areas was measured.
  • the hardness of the central part was calculated by averaging the obtained 12 points of hardness.
  • the hardness of the central portion was subtracted from the hardness of the surface layer region described above to obtain a difference in hardness between the surface layer region and the central portion.
  • the wire drawing workability evaluation test will be described. Without subjecting the wire to spheroidizing annealing, the wire obtained in order to remove the scale was pickled, and the wire was bonded to form a lubricating coating, and a lime coating was applied to the wire. Then, the evaluation test of the wire drawing workability of the wire was performed. In this test, 25 m of a wire was sampled, and the wire was drawn with a dry single-head wire drawing machine so that the area reduction per pass was 20% and the wire drawing speed was 50 m / min. Drawing was repeated until the wire was broken.
  • the true strain (-2 ⁇ Ln (d / d 0 ), d: wire diameter of the drawn wire material, d 0 : wire diameter of the steel wire material) was calculated from the wire diameter of the drawn wire material when the wire was disconnected. This true strain was measured five times, and the average of the five true strains was defined as a breakage generation strain (drawing limit strain).
  • Table 2 shows the results. Items that fall outside the scope of the present invention are underlined.
  • P means pearlite
  • ⁇ means proeutectoid cementite
  • M means martensite.
  • ferrite, spherical cementite and bainite were observed.
  • the maximum particle size indicates the maximum particle size of the pearlite block
  • the coarse particle area ratio indicates the area ratio of the pearlite block having a circle-equivalent diameter exceeding 40 ⁇ m in the microstructure.
  • the numbers in Table 2 indicate the number of breaks, and the symbol-indicates that no evaluation test was performed.
  • wires 1 to 9 are examples of the invention, and even if a true strain of 2.8 or more was applied to the wire, it was not broken and had excellent wire drawing workability. No. All the wires 1 to 9 had excellent formability that could be processed into a coil shape without breaking even when drawn with a total area reduction of 70% or more.
  • wires 10 to 14 are comparative examples, and their chemical composition is different from the range of the chemical composition of the wire according to the present invention.
  • No. In the wire No. 10 since the amount of C was large, proeutectoid cementite was excessively precipitated in the surface layer region and other regions, and the wire drawing workability and the coil formability deteriorated.
  • the amount of any of Mn, Cr, and Mo was large, so that the wire contained martensite, and the wire drawing workability deteriorated.
  • wires 15 to 21 are also comparative examples and have the chemical composition of the wire according to the present invention, but differ in the structure of the wire according to the present invention.
  • the average cooling rate up to 700 ° C. after finishing rolling was less than 5 ° C./s, so that the proeutectoid cementite was excessively deposited in the surface layer region, and the coil formability deteriorated.
  • the hardness of the surface layer region was excessive because the transformation temperature decreased to less than 650 ° C. as a result of rapidly cooling the wire at an average cooling rate of more than 1.0 ° C./s in the temperature range of 650 to 700 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 650 to 700 ° C. was less than 0.1 ° C./s. Since the precipitation cementite was excessively precipitated and the pearlite area ratio was lowered, the wire drawing workability was lowered. No. In the wire No. 21, since the average cooling rate (constant rate) in the temperature range of 650 to 700 ° C. was over 1.0 ° C./s, the difference in hardness between the surface region and the central portion increased to HV20 or more, and the coil Formability was reduced. No. The wire No.

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Abstract

　この鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．９５～１．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～１．２０％、Ｃｒ：０．９０～１．６０％、Ｍｏ：０～０．２５％、Ｂ：０～２５ｐｐｍ、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２０％、Ｏ：０～０．００１０％、Ｎ：０～０．０３０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％を含有し、表層領域のビッカース硬さがＨＶ３００以上かつ４２０以下であり、表層領域のパーライトの面積率が８０％以上であり、表層領域の初析セメンタイトの面積率が２．０％以下であり、４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．６２％以下であり、内部領域のパーライトの面積率が９０％以上であり、内部領域の初析セメンタイトの面積率が５．０％以下であり、表層領域と中心部とのビッカース硬さの差がＨＶ２０．０以下である。

Description

伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材
　本発明は、球状化熱処理を施すことなく熱間圧延ままで優れた伸線加工性を有し、かつ、優れた伸線後のコイル成形性を有する軸受用鋼線材に関する。
　本願は、２０１４年１０月２０日に、日本に出願された特願２０１４－２１３４７９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　軸受用鋼線材は、玉軸受の鋼球やコロ軸受のコロ等の軸受部品の素材として用いられている。それら軸受部品の一般的な製造方法では、伸線加工前に球状化焼鈍などを行っている。また、一部の細径の軸受部品では、球状化焼鈍を行ったとしても伸線による加工硬化で伸線材に断線が発生するため、伸線途中に更に焼鈍を行っている。
　ＪＩＳ　Ｇ　４８０５に規定される軸受鋼は、Ｃ量が共析点以上の過共析鋼であり、かつ、Ｃｒを含んでいる。そのため、通常の鋼線材中には初析セメンタイトやマルテンサイトが析出しており、このような鋼線材の伸線加工性は著しく低い。そのため、現状では、伸線加工前に球状化焼鈍を行って伸線加工性を高めているが、この球状化焼鈍が、生産効率を悪化させたり、コストを増加させたりしている。近年、この球状化焼鈍を省略してコストを削減するために、熱間圧延ままで伸線加工性に優れた軸受用鋼線材が求められている。
　また、熱間圧延ままで伸線した材料は、強度が高いので、製品形状へ加工するのが困難であり、伸線材に対して熱処理を行う必要がある。この熱処理では伸線材をコイル状態にする必要があるので、伸線後コイルへと成形できる加工性を確保することが重要である。
　特許文献１に開示された高炭素鋼線材では、フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に、最大粒径を１２０μｍ以下に制限して伸線加工性を向上させている。しかしながら、特許文献１では、球状化焼鈍の省略を目的としておらず、Ｃｒ添加量が多い領域において、技術的な検討はされていない。本発明者らによる検討では、最大粒径を１２０μｍ以下に制限しても十分な伸線加工性は得られなかった。
　特許文献２では、パーライトコロニーを微細化し、初析セメンタイトの量を増加させることにより、線材の伸線加工性を向上させることが提案されている。しかしながら、本発明者らによる検討では、パーライトコロニーを微細化しても十分な伸線加工性は得られなかった。また、特許文献２では、必須要件として、初析セメンタイトを微細に多く分散させている。しかしながら、本発明者らによる検討では、初析セメンタイトの析出量が過剰であると伸線加工性が低下した。
　また、特許文献３では、初析セメンタイトに囲まれた領域の平均径を２０μｍ以下に制御することで、伸線加工性を向上させている。しかしながら、本発明者らによる検討では、初析セメンタイトで囲まれた領域を微細化しても、必ずしも伸線加工性が向上するという結果は得られなかった。また、特許文献２と同様に、特許文献３も、初析セメンタイトの積極的な析出を示唆している。
　さらに、特許文献４では、初析セメンタイトの面積率を３％以上、ラメラー間隔を０．１５μｍ以下に制御して伸線加工性を向上させている。しかしながら、本発明者が検討したところ、ラメラー間隔を過剰に微細化すれば、線材の強度が高くなり過ぎるので、装置やダイスへの負担が大きくなり、ダイス寿命が低下した。
　特許文献５および特許文献６では、熱間圧延後の急速冷却によって、初析セメンタイトの生成を抑制し、初析セメンタイトの粒径を微細化して伸線加工性を向上させている。本発明者らによる検討でも、初析セメンタイトの量を減らして初析セメンタイトを微細化することにより、伸線加工性が向上した。しかし、本発明者らは、特許文献５および特許文献６に開示されているような急速冷却によって初析セメンタイトの生成を抑制しても、変態温度の低下により線材の表層領域の硬さが上昇して伸線後のコイル成形時に断線が発生するなどの問題を新たに見出した。
　特許文献７では、初析セメンタイトの生成を抑制しつつ、線材の強度を制御することで伸線加工性を向上させている。しかし、本発明者は、特許文献７に開示されているように一定の冷却速度で初析セメンタイトの生成を抑制すると、線材の表層領域の硬さが上昇して表層領域と中心部との硬さの差が増加し、コイル成形時に断線が発生するなどの問題を新たに見出した。
　特許文献８は、熱間圧延ままで伸線加工ができるようなＨＲＣ３０以下の硬さの線材の製造方法を開示している。しかし、特許文献８は、軸受鋼の成分を開示していない。ＪＩＳ　Ｇ　４８０５に開示された軸受鋼の化学成分では、ＨＲＣ３０以下の硬さを有するパーライト組織を得ることは困難であり、硬さがＨＲＣ３０以下であったとしても異常組織の生成等により十分な伸線加工性を得ることはできなかった。
　特許文献９は、フェライト粒径が小さく、炭化物中のＣｒ量が多い線材を開示している。この特許文献９に開示された線材では、球状化焼鈍時に炭化物の球状化を促進して球状化焼鈍に必要な時間を減らしている。このように、特許文献９に開示された線材は、球状化焼鈍を必須としており、球状化焼鈍を省略することなく、十分な伸線加工性を得ることができなかった。
日本国特開２００６－２０００３９号公報 日本国特開２００４－１０００１６号公報 日本国特開２００３－１２９１７６号公報 日本国特開２００３－１７１７３７号公報 日本国特開平０８－２６００４６号公報 日本国特開２００１－２３４２８６号公報 国際公開２０１３／１０８８２８号パンフレット 日本国特開２００３－４９２２６号公報 日本国特開２０１２－２３３２５４号公報
　本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、伸線加工前の焼鈍処理を省略しうる高い伸線加工性と、伸線後の高いコイル成形性とを有する軸受用鋼線材を提供することを目的とする。
　本発明者らは、軸受用鋼線材のミクロ組織や内部硬さが伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に及ぼす影響を詳細に検討した。その結果、初析セメンタイトの過剰な析出は伸線加工性を低下させる一方で、初析セメンタイトの析出を過剰に抑制しようとすると線材の表層領域の硬さが増加しコイル成形性が低下することを見出した。さらに、本発明者らは、少量の初析セメンタイトが析出したとしても、パーライトブロックの微細化などにより伸線加工性を向上させることができることを見出した。結果として、伸線時の内部クラックによって線材が断線するのを抑制するためにはパーライトブロックの微細化と初析セメンタイトの析出の抑制が重要であり、伸線後の線材をコイルに成形する際には、表層領域の硬さを制御することに加え、表層領域と中心部の硬さの差と表層領域の初析セメンタイトの量とを低減することが重要であるという知見を本発明者らが得て、本発明を完成するに至った。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．９５～１．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～１．２０％、Ｃｒ：０．９０～１．６０％、Ｍｏ：０～０．２５％、Ｂ：０～２５ｐｐｍ、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２０％、Ｏ：０～０．００１０％、Ｎ：０～０．０３０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、残部：Ｆｅおよび不純物からなり、長手方向に垂直な断面における、前記表面から円相当径の半値の０．１倍離れた線と前記表面との間の領域である表層領域は、パーライトと初析セメンタイトと残部とからなるミクロ組織を有し、前記表層領域では、ビッカース硬さがＨＶ３００～４２０であり、前記パーライトの面積率が８０％以上であり、前記初析セメンタイトの面積率が２．０％以下であり、前記残部がフェライト、球状セメンタイト、ベイナイトからなる群から選択される１種以上であり、前記長手方向に垂直な断面における、前記表面から前記円相当径の半値の０．１倍離れた線によって囲まれた中心を含む領域である内部領域は、前記パーライトと前記初析セメンタイトと残部とからなるミクロ組織を有し、前記内部領域では、前記パーライトの面積率が９０％以上であり、前記初析セメンタイトの面積率が５．０％以下であり、前記残部がフェライト、球状セメンタイト、ベイナイトからなる群から選択される１種以上であり、前記パーライト中に存在するパーライトブロックのうち４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．６２％以下であり、前記長手方向に垂直な断面における、前記中心から前記円相当径の半値の０．５倍離れた線によって囲まれた前記中心を含む領域である中心部のビッカース硬さと、前記表層領域のビッカース硬さとの差が、ＨＶ２０．０以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼線材は、Ｍｏ：０．０５～０．２５％、Ｂ：１～２５ｐｐｍ以下からなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼線材では、線径が直径３．５ｍｍ～５．５ｍｍであってもよい。
　本発明の上記態様に係る軸受用鋼線材は、伸線加工前の焼鈍処理を省略しうる高い伸線加工性と、伸線後の高いコイル成形性とを有するので、歩留まりを低下させることなく軸受部材の製造工程を大幅に省略することができ、エネルギーやコストを大幅に削減しながら良好な軸受部材を安定的に製造することができる。
　さらに、本発明の上記態様に係る軸受用鋼線材は、軸受部品の表面硬化のために十分な焼入れ性を有しており、優れた表面硬さを有する軸受部材を製造することができる。
過共析鋼におけるパーライトを主とした組織の模式図である。 表層領域を示す模式図である。 内部領域を示す模式図である。 中心部を示す模式図である。 線材のＣ断面を示す図である。 表層領域の初析セメンタイトの面積率と伸線加工性との関係を示す図である。 表層領域の硬さと伸線材のコイル成形性との関係を示す図である。 表層領域の硬さと中心部の硬さとの差と、伸線材のコイル成形性との関係を示す図である。
　以下、本発明に係る伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材の実施形態について説明する。なお、この実施形態は、本発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本実施形態によって本発明は限定されない。
　まず、本実施形態に係る線材の鋼組成について説明する。以下、化学元素の量の単位について、％及びｐｐｍは、質量％及び質量ｐｐｍを意味する。
　Ｃ：０．９５～１．１０％
　Ｃは、軸受用鋼に必要な強度を付与するために必須である。その為、Ｃ量が０．９５％以上であることが必要である。軸受用鋼から製造される軸受部品の強度をより高めるために、Ｃ量が、０．９８％以上であることが好ましく、１．００％超であることがより好ましい。一方、Ｃ量が１．１０％を超えると、熱間圧延後の冷却過程において、初析セメンタイトの析出を抑制することが難しくなり、伸線加工性やコイル成形性が損なわれる。そのため、Ｃ量が１．１０％以下であることが必要である。伸線加工性やコイル成形性をより安定的に得るために、Ｃ量が１．０８％以下であることが好ましく、１．０５％未満であることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～０．７０％
　Ｓｉは、脱酸剤として有用であり、炭素量を減らすことなく初析セメンタイトの析出を抑制する。更に、Ｓｉは、パーライト中のフェライト強度を増加させる。そのため、Ｓｉ量が０．１０％以上であることが必要である。軸受鋼部品により安定的な強度及び伸線加工性を付与するために、Ｓｉ量が、０．１２％以上や０．１５％以上であることが好ましく、０．２０％超であることがさらに好ましい。しかしながら、Ｓｉが鋼中に過剰に含まれると、伸線加工性や軸受部品の製品特性に有害なＳｉＯ２系介在物が発生し易くなる他、強度が増加しすぎてコイル成形性が低下する。そのため、Ｓｉ量の上限が０．７０％であることが必要である。伸線加工性及びコイル成形性をさらに高めるために、Ｓｉ量が０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下や０．２５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｍｎ：０．２０～１．２０％
　Ｍｎは、脱酸及び脱硫に有用であるのみならず、鋼の焼入れ性を確保するために有用である。そのため、Ｍｎ量が０．２０％以上であることが必要である。より焼入れ性を高めるために、Ｍｎ量が、０．２３％以上であることが好ましく、０．２５％超であることがより好ましい。但し、Ｍｎが過剰に鋼中に含まれると、Ｍｎの上記効果の飽和により経済的な無駄が生じる他、熱間圧延後の冷却過程で伸線加工性に有害なマルテンサイトなどの過冷組織が発生しやすくなる。そのため、Ｍｎ量の上限が１．２０％であることが必要である。Ｍｎ量が、１．００％以下であることが好ましく、０．８０％以下や０．５０％未満であることがより好ましい。
　Ｃｒ：０．９０～１．６０％
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させると共に伸線材の熱処理後の球状化を促進させ、炭化物量も増加させる。さらに、Ｃｒは、圧延後の徐冷時にパーライトブロックの粗大化を抑制するのに極めて有効である。しかしながら、Ｃｒ量が０．９０％未満では、十分なＣｒの効果が得られず、軸受部品の製品特性が低下する。そのため、Ｃｒ量が０．９０％以上であることが必要である。より高い焼入れ性を得るために、Ｃｒ量が、１．００％超や１．１０％以上であることが好ましく、１．２０％以上や１．３０％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｒ量が１．６０％超では、焼入れ性が過大となり、熱間圧延後の冷却過程でベイナイト、マルテンサイトなどの過冷組織が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒ量の上限が１．６０％であることが必要である。より安定的な伸線加工性を得るために、Ｃｒ量が、１．５０％未満であることが好ましく、１．４０％以下であることがより好ましい。
　Ｐ：０～０．０２０％
　Ｐは不純物である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが結晶粒界に偏析して線材の伸線加工性を損ねる恐れがある。したがって、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、Ｐ含有量を０．０１５％以下に制限する。また、Ｐ含有量は少ないほど望ましいので、Ｐ含有量の下限が０％であってもよい。しかし、Ｐ含有量を０％まで減らすのは、技術的に容易でない。また、安定的にＰ含有量を０．００１％未満まで減らすと、製鋼コストが高くなる。よって、Ｐ含有量の下限を０．００１％としてもよい。
　Ｓ：０～０．０２０％
　Ｓは不純物である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると、粗大なＭｎＳが形成して線材の伸線加工性を損ねる恐れがある。したがって、Ｓ含有量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、Ｓ含有量を０．０１５％以下に制限する。また、Ｓ含有量は少ないほど望ましいので、Ｓ含有量の下限が０％であってもよい。しかし、Ｓ含有量を０％まで減らすのは、技術的に容易でない。また、安定的にＳ含有量を０．００１％未満まで減らすと、製鋼コストが高くなる。よって、Ｓ含有量の下限を０．００１％としてもよい。
　Ｍｏ：０～０．２５％
　Ｍｏは焼入れ性を向上させるのに非常に有効であり、鋼がＭｏを任意（オプション）の化学元素として含むことが好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が０．２５％超では、焼入れ性が過大となり、熱間圧延後の冷却過程でベイナイト、マルテンサイトなどの過冷組織が発生しやすくなる。そのため、Ｍｏ量の上限が０．２５％であることが必要である。鋼にＭｏが含まれる場合において、伸線加工性をより安定的に得るために、Ｍｏ量が０．２３％以下や０．２０％未満であってもよい。一方、Ｍｏ量の下限は、０％でもよく、焼入れ性をより高めるために、Ｍｏ量が０．０５％以上であってもよい。
　Ｂ：０～２５ｐｐｍ（０～０．００２５％）
　Ｂは、固溶Ｂの粒界への濃化により疑似パーライトやベイナイトの生成を抑制する。しかしながら、鋼中のＢ量が過剰であると、組織（高温時におけるオーステナイト、すなわち、旧オーステナイト）中にＦｅ２３（ＣＢ）６などの炭化物が形成し、軸受部品の製品特性を低下させる。そのため、Ｂ量の上限が２５ｐｐｍであることが必要である。Ｂは、任意（オプション）の化学元素であり、Ｂ量の下限は、０ｐｐｍ（０％）でもよい。疑似パーライトやベイナイトの生成を抑制し、より安定的な伸線加工性及びコイル成形性を得るために、Ｂ量が１ｐｐｍ（０．０００１％）以上や２ｐｐｍ（０．０００２％）以上、５ｐｐｍ（０．０００５％）以上であってもよい。
　Ｏ：０～０．００１０％
　Ｏは不純物である。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、線材の伸線加工性や軸受部品の製品特性が低下する。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。
　Ｎ：０～０．０３０％
　Ｎは不純物である。Ｎ含有量が０．０３０％を超えると、粗大な介在物が生成して、線材の伸線加工性や軸受部品の製品特性が低下する。そのため、Ｎ含有量を０．０３０％とする。Ｎは、ＡｌやＢと結合して窒化物を形成し、こ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。そのため、Ｎ含有量が少量であれば、鋼がＮを含んでもよい。例えば、Ｎ含有量の下限を０．００３％としてもよい。結晶粒を微細化する効果さらに高める場合には、Ｎ含有量の下限を０．００５％としてもよい。
　Ａｌ：０．０１０％～０．１００％
　Ａｌ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、線材の伸線加工性や軸受部品の製品特性が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えても、ＡｌＯ系介在物が発生し、線材の伸線加工性や軸受部品の製品特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％～０．１００％とする。より確実に伸線加工性や製品特性の低下を防ぐために、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、Ａｌ含有量は、０．０１８％～０．０５０％である。
　なお、上記以外の化学元素が不純物として含まれる場合もあるが、そのような不純物の量はＪＩＳ　Ｇ　４８０５に準じる。すなわち、Ｃｕ含有量を０．２０％以下に制限し、上記に列挙された元素以外の元素の量を０．２５％以下に制限する。
　本発明の一実施形態に係る鋼は、Ｃと、Ｓｉと、Ｍｎと、Ｃｒとを含み、残部がＦｅおよび不純物からなる。また、本実施形態に係る鋼は、Ｍｏ、Ｂの群から選択される少なくとも１つの化学元素を含んでも良い。そのため、本発明の別の実施形態に係る鋼は、Ｃと、Ｓｉと、Ｍｎと、Ｃｒと、任意（オプション）の化学元素として、Ｍｏ、Ｂから選択される少なくとも１つを含み、残部がＦｅおよび不純物からなる。本実施形態に係る鋼は、必須元素の量から過共析鋼に分類され、不純物には、ＰやＳ、Ｏ、Ｎ、Ａｌなどが含まれる。
　次に、本実施形態に係る鋼線材の組織について説明する。
　本発明において、図２Ａに示すような、Ｃ断面における鋼線材の表面１００から深さ０．１×ｒ（ｍｍ）（ｒ：鋼線材の半径（円相当径の半分））までの領域（斜線部）を「表層領域」１０と呼ぶ。そして、図２Ｂに示すような、表層領域１０の内方にあって表層領域１０以外の領域（斜線部）を「内部領域」１１と呼ぶ。即ち、鋼線材の半径（円相当径の半分）をｒ（ｍｍ）と定義したとき、表層領域１０は、鋼線材の表面１００から距離０．１×ｒ（ｍｍ）だけ離れた面（Ｃ断面における線）と鋼線材の表面１００との間の領域であり、内部領域１１は、鋼線材の表面１００から距離０．１×ｒ（ｍｍ）だけ離れた面（Ｃ断面における線）によって囲まれた線材の中心（中心線）１０１を含む領域である。また、図２Ｃに示すように、線材の中心（中心線）１０１から距離０．５×ｒ（ｍｍ）だけ離れた面（Ｃ断面における円）によって囲まれた線材の中心１０１を含む領域（斜線部）を「中心部」１２と呼ぶ。この中心部１２は、内部領域１１に含まれている。なお、図２Ｄに示すように、Ｃ断面は、線材の長手方向に垂直な断面（斜線部）であり、中心線（中心）１０１は、線材の長手方向に延在している。
　まず、内部領域の組織について説明する。
　過共析鋼では、図１に示すように、旧オーステナイト粒界１に沿って初析セメンタイト２が析出し、初析セメンタイト２を除く領域にパーライト組織１ａが形成されている。このパーライト組織１ａ内には、パーライトブロック３と呼ばれる領域、すなわち、フェライト（パーライト中におけるラメラーセメンタイト間のフェライトの各々）の結晶方位が同じ領域が形成されている。さらに、このパーライトブロック３内には、パーライトコロニー４と呼ばれる領域、すなわち、ラメラーセメンタイトが互いに平行に揃った領域が形成されている。なお、図１では、パーライトブロック３の一部が省略されている。
　内部領域においてパーライト以外の組織が１０％以上である場合や過冷組織としてマルテンサイトが存在する場合、伸線時における組織の伸長の量が位置によって変動し、伸線材内に不均一な歪が生じて線材が断線する。そのため、主組織がパーライトであり、パーライトの面積率が９０％以上であることが必要である。より伸線加工性を高めるために、パーライトの面積率が９２％以上であると好ましい。パーライトの面積率の上限は、１００％であってもよいが、線材の製造条件により高い柔軟性を付与するために、９９％や９８％であってもよい。ここで、パーライトは、疑似パーライトを含む。また、全てのパーライトブロックの円相当径が４０μｍ以下であるパーライトが９０％以上であるとより好ましい。初析セメンタイトは、少量の析出である限り、特に伸線加工性を阻害しない。しかしながら、多量の初析セメンタイトが旧オーステナイト粒を囲むように析出すると、伸線時に旧オーステナイト粒の変形が阻害され、伸線加工性が低下する。そのため、内部領域における初析セメンタイトの面積率を５．０％以下に制限することが必要である。より安定的に伸線加工性を得るためには、初析セメンタイトの面積率を３．０％以下に制限することが好ましく、３．０％未満や２．８％以下に制限することがより好ましい。パーライト、初析セメンタイト以外の組織（残部）は、ベイナイト、フェライト、球状セメンタイトの群から選択される少なくとも１つであり、残部の面積率を１０％以下に制限することが必要である。より安定的に伸線加工性を得るためには、残部の面積率を、８．０％以下に制限することが好ましく、５．０％未満や３．０％以下に制限することが好ましい。
　このように、本実施形態では、少量の初析セメンタイトの析出が許容されるが、上述の特許文献２とは異なり初析セメンタイトが析出しないことが望ましい。
　パーライトブロックの径（粒径）は、延性と非常に強い相関関係があり、パーライトブロックを微細化すれば、伸線加工性が向上する。特に、パーライトブロックの粒径が粗大であると、伸線時に内部クラックが生成して線材が断線する可能性が高くなる。そのため、パーライトブロックの粒径が大きくなり過ぎないように抑制することは重要である。したがって、内部クラックの生成を抑制し、伸線加工性を十分に向上させるために、パーライトブロックの最大粒径を４０μｍ以下に制限する。すなわち、４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．６２％以下であることが必要である。また、パーライトブロックの最大粒径を３５μｍ以下に制限することがより好ましい。すなわち、３５μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．４８％以下であることがより好ましい。
　次に、表層領域の組織について説明する。
　伸線材をコイル状に成形する際、曲げやねじりが伸線材に付与される。この曲げやねじりによって与えられる変形量は表層領域において最も大きいため、表層領域の組織（パーライトの量、初析セメンタイトの量、硬さ、及び、中心部に対する硬さの差）の制御が重要である。例えば、パーライト量が少ないと、コイル成形時に伸線材が破断する。また、例えば、図３に示すように、初析セメンタイトの量が多く、初析セメンタイトがネットワーク状に存在すると、コイル成形時に伸線材が破断する。そのため、表層領域において、パーライトの面積率が８０％以上であり、初析セメンタイトの面積率を２．０％以下に制限することがコイル成形性を確保するのに必要である。コイル成形性をより高めるために、表層領域におけるパーライトの面積率が、８５％以上や９０％以上であると好ましく、９５％超や９７％以上であるとより好ましい。ここでも、パーライトは、疑似パーライトを含む。パーライト、初析セメンタイト以外の組織（残部）は、ベイナイト、フェライト、球状セメンタイトの群から選択される少なくとも１つであり、残部の面積率を２０％以下に制限することが必要である。より安定的にコイル成形性を得るためには、残部の面積率が、１５％以下や１０％以下に制限されることが好ましく、５．０％未満や３．０％以下に制限されることが好ましい。
　また、上記のパーライトの量、初析セメンタイトの量、残部の組織及び量に加え、例えば、パーライト中のフェライトに含まれるＳｉの量、パーライトのラメラー間隔やパーライトブロックの大きさ（粒径）、パーライト中の疑似パーライトの量、セメンタイトの形態、介在物の量、粒界偏析した化学元素（溶質）の量、旧オーステナイトの粒径もコイル成形性に影響を与える。例えば、パーライト中のラメラーセメンタイトが粒状化した疑似パーライトが、周りの組織との伸びの違いにより不均一な歪を生じてコイル成形性が低下することがある。但し、パーライトの量、初析セメンタイトの量、残部の組織及び量以外の要素を定義したり、測定したりすることは困難であるので、コイル成形性に影響を与える上記要素を総括したミクロ組織に係る要素を、表層領域の硬さとして定義する。この表層領域の硬さがＨＶ４２０を超えると、コイル成形時に線材が破断する。そのため、図４に示すように、素材の表面から深さ０．１×ｒ（ｍｍ）（ｒ：鋼線材の半径）に至る表層領域における硬さがＨＶ４２０以下であることが必要である。一方、表層領域における硬さがＨＶ３００未満であると、十分な量のパーライト組織を得ることが困難である他、旧オーステナイトやパーライトブロックの粒径も大きくなり、伸線加工性が低下する。そのため、表層領域の硬さの下限がＨＶ（ビッカース硬度）で３００以上であることが必要である。したがって、表層領域の硬さの範囲は、ＨＶ３００～ＨＶ４２０である。
　さらに、表層領域と内部領域との間の組織の違いもコイル成形性を低下させる。位置における組織の違いは、例えば、化学組成や熱間圧延後の冷却制御の影響やミクロ的な化学元素の分布の影響を受け、線材の表面と線材の中心との間で最も大きくなる。そのため、この表層領域と内部領域との間の組織の違いを、表層領域と中心部との間の硬さの差として定義する。この表層領域と中心部との間の硬さの差がＨＶで２０．０を超えると、図５に示すように、コイル成形時に線材が破断する。そのため、表層領域と中心部との間の硬さの差をＨＶ２０．０以下に制限することが必要である。すなわち、表層領域と中心部との間の硬さの差の範囲は、ＨＶ０～ＨＶ２０．０である。
　上記において説明した組織の測定方法について説明する。
　初析セメンタイトおよびパーライトの面積率は、次のようにして測定した。まず、線材の任意の位置から試片を切り出し、この試片を樹脂に埋めた後、線材のＣ断面（線材の中心線に垂直な断面）が表面（切断面）となるように粗研磨を行う。その後、仕上げ研磨としてアルミナで研磨した後、３％ナイタール溶液およびピクラールで腐食する。その後、相や組織を同定するために走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて腐食された表面を観察する。さらに、ＳＥＭにて、表層領域及び内部領域のそれぞれについて１０領域を２０００倍にて撮影した（１領域あたりの観察視野：０．０２ｍｍ２）。画像解析を用いて初析セメンタイトの領域とパーライトの領域とを抽出し、それら領域の面積から初析セメンタイトおよびパーライトの面積率を計算する。
　パーライトブロックの大きさは、次のようにして測定した。まず、線材の任意の位置から試片を切り出し、この試片を樹脂に埋めた後、線材のＣ断面（線材の中心線に垂直な断面）が表面（切断面）となるように粗研磨する。その後アルミナ及びコロイダルシリカで順次仕上研磨をして、歪を除去する。その後、後方散乱電子回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて、内部領域について総合観察視野２０００００μｍ２以上を分析する。なお、１視野で２０００００ｍ２を測定する必要はなく、視野を複数に分割してもよい。結晶方位（角度）の差が９°以上の境界をパーライトブロックの粒界と定義し、パーライトブロックの大きさ（粒径）を測定する。このパーライトブロックの大きさは、円相当径であり、得られたパーライトブロックの中で最も大きなパーライトブロック（粒）のサイズ（径）をパーライトブロックの最大径として定義する。
　Ｃ断面の表層領域及び中心部の硬さは、局所的な内部の組織（ミクロ組織や化学成分の分布等）によって決まるため、線材の降伏強度、引張強度から見積もることはできない。そのため、表層領域の硬さ及び中心部の硬さは、次のようにして測定した。まず、リング状に巻き取った線材から連続で３リング採取した後、各リングを８等分したそれぞれの箇所から長さ１０ｍｍ程度の２４個の試片を採取する。これらの試片から任意に選択された４個の試片を樹脂に埋め、線材のＣ断面（線材の中心線に垂直な断面）が表面（切断面）となるように樹脂を切断する。この表面をアルミナで研磨して歪を除去した後、ビッカース硬度計を用いた硬さ試験にて研磨面における表層領域及び中心部の硬さを測定する。
　表層領域の硬さは、線材の表面から０．１×ｒ（ｍｍ）以内の３点以上の領域を測定して得られた結果を平均して評価される。例えば、１つの試片のＣ断面の表層領域内から互いに等間隔（９０°間隔）になるように４点の領域を選択し、その４点の領域の硬さを評価する。そして、この評価を残りの３つの試片に対しても行い、１つの線材あたり計１６点の領域の硬さを測定し、これら１６点の領域の硬さを平均して表層領域の硬さを評価する。
　中心部の硬さは、表層領域の硬さを評価したＣ断面と同一のＣ断面内において、試片の中心（中心線）から０．５×ｒ（ｍｍ）以内の３点以上の領域を測定して得られた結果を平均して評価される。表層領域と中心部との間の硬さの差は、表層領域の硬さから中心部の硬さを引いて計算された値を絶対値に変換して得られる。例えば、表層領域の硬さを評価したＣ断面と同一のＣ断面内において、中心部から３点の領域（計１２点の領域）を選択し、それらの領域の硬さを評価する。そして、これら１２点の硬さを平均して中心部の硬さを評価する。上述の表層領域の硬さからこの中心部の硬さを引いて表層領域と中心部との間の硬さの差が得られる。
　なお、ビッカース硬度計を用いてある領域の硬さを測定した後この領域に形成された圧痕が残りの硬さの測定に影響を与えないように硬さの測定領域間の距離を圧痕サイズの５倍以上離す。また、表層領域の硬さを測定する際には、測定領域が線材の表面から圧痕サイズの３倍以上離れるようにビッカース硬度計の荷重や測定領域を選択する。
　なお、本実施形態に係る線材の寸法は、特に制限されないが、線材の生産性および玉軸受の鋼球やコロ軸受のコロ等の軸受部品の生産性を考えると、線材の線径が直径３．５ｍｍ～５．５ｍｍであると望ましく、４．０ｍｍ～５．５ｍｍであるとより望ましい。なお、線材の線径は、円相当径により評価される。
　次に、製造方法について説明する。なお、以下に説明する製造方法は、伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材を製造する方法の一例である。本発明に係る軸受用鋼線材の製造方法は、以下の手順および方法に限定されず、本発明に係る軸受用鋼線材を製造できる方法であれば、軸受用鋼線材の製造方法として如何なる方法も採用することが可能である。
　熱間圧延（線材圧延）に供される材料には、通常の製造条件（例えば、鋳造条件や均熱条件）を採用して得られた鋼片を使用することができる。例えば、上述の化学組成を有する鋼を鋳造して得られた鋳造片に対して１１００～１２００℃の温度域で１０～２０ｈｒの間保持するソーキング処理（鋳造などで発生する偏析を軽減させるための熱処理）を施す。均熱後の鋳造片から分塊圧延にて線材圧延に適した大きさの鋼片（一般にビレットと呼ばれる線材圧延前の鋼片）を製造する。なお、上記のソーキング処理を鋳造片に施しておくと、安定的に線材の組織を上述のように制御するのに有利である。
　その後、鋼片を９００～１３００℃に加熱後、圧延温度を制御しながら圧延する。この圧延において、仕上圧延を７００℃以上８５０℃以下の温度域から開始する。この場合、圧延による温度上昇により、仕上圧延を終了する温度は、一般的に８００～１０００℃の温度域に達している。なお、圧延線材の温度は、放射温度計により測定され、厳密には鋼材の表面温度を意味する。仕上圧延直後の温度、すなわち、熱間圧延直後の温度から７００℃までの温度域における平均冷却速度が５～２０℃／ｓの範囲内であるように熱延線材を冷却する。その後、７００℃から６５０℃までの温度域における平均冷却速度が０．１～１℃／ｓであるように熱延線材を冷却し、パーライト変態の温度域が６５０℃～７００℃の範囲になるように冷却速度を調整する。なお、冷却速度の切替温度は特に制限されず、上記温度域における平均冷却速度が維持される限り、７００℃近傍で冷却速度を切り替えてもよく、熱間圧延後６５０℃まで連続的に（滑らかに）冷却速度を変更してもよい。また、冷却時に巻取りも行われ、巻取温度は、７００℃以上である。
　仕上圧延を８５０℃以下の温度域から開始するのは、オーステナイト粒を微細化して変態時のパーライトの核生成サイトを増加させ、パーライトブロックの大きさを微細化するためである。８５０℃を超える温度域から仕上圧延を開始すると、パーライトブロックが十分に微細化しない。そのため、仕上圧延は、８５０℃以下の温度域から開始される。パーライトブロックをより微細化するために、仕上圧延を８００℃以下で開始するとより好ましい。一方、仕上圧延を７００℃未満の温度域から開始すると圧延時の設備負荷が増加する他、線材の表層領域が過剰に冷却され、表層領域に割れや異常組織が生成し、伸線加工性やコイル成形性が低下する懸念がある。そのため、仕上圧延を７００℃以上の温度域から開始する。線材の表層領域の組織をより安定的に制御するために、仕上圧延を７５０℃以上で開始するとより好ましい。
　７００℃以上の温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ以上であると、初析セメンタイトの析出や球状セメンタイトの生成を抑制することができることに加え、仕上圧延で微細化したオーステナイト粒が仕上圧延時の加工発熱（温度上昇）によって成長するのを抑制することができる。オーステナイト粒が粗大化すると、パーライトブロックが粗大化する他、硬さのばらつきも増加する。そのため、表層領域における初析セメンタイトの量を十分に減らし、微細なパーライトブロックと、Ｃ断面における均一な硬さとをより安定的に得るためには、７００℃以上の温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ以上であることが必要である。一方、７００℃以上の温度域における平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であると、設備コストが増加して製造コストが増加する他、表層領域の硬さが増加してコイル成形性が低下する。そのため、この平均冷却速度の上限が２０℃／ｓであることが必要である。表層領域の硬さをさらに低下させるために、平均冷却速度が１５℃／ｓ以下であると好ましい。なお、線材を７００℃未満でリング状に巻き取ると、線材表面に疵が発生する可能性が増加するため、７００℃以上で線材を巻き取る。
　７００℃まで５～２０℃／ｓの平均冷却速度で熱延線材を冷却した後熱延線材を７００℃以下の温度域に冷却すると、オーステナイトがパーライトへ変態する。そのため、７００℃以下の温度域での平均冷却速度は、パーライト変態温度を制御する因子である。平均冷却速度が１．０℃／ｓ超では、パーライト変態温度が６５０℃未満まで低下し、表層領域の硬さが増加したり、表層領域と中心部の硬さの差が増加したりするので、伸線加工性の低下や伸線加工後のコイル成形性の低下につながる。そのため、６５０℃～７００℃の温度域における平均冷却速度は１．０℃／ｓ以下であることが必要である。伸線加工性およびコイル成形性をさらに向上させるために、平均冷却速度が０．８℃／ｓ以下であると好ましい。なお、冷却速度の制御を６５０℃までとしたのは、巻取温度が７００℃以上でかつ平均冷却速度が１．０℃／ｓ以下であれば、パーライトへの変態が完了しているためである。一方、平均冷却速度が過剰に小さければ、初析セメンタイトが旧オーステナイト粒界上にネットワーク状に多量に析出し、伸線加工性が低下する。そのため、内部領域の初析セメンタイトの面積率（析出量）を５％以下に抑えるために、平均冷却速度の下限が０．１℃／ｓ以上であることが必要である。内部領域の初析セメンタイトの量をさらに減らすために、平均冷却速度が０．３℃／ｓ以上であると好ましい。
　本実施形態で規定する化学組成を有する素材に対して上述した製造方法を適用することにより、熱間圧延後に熱延線材に対して球状化焼鈍を行うことなく、本発明に係る軸受用鋼線材を製造することができる。熱間圧延後に熱延線材に対してパテンティング熱処理を行っても良い。
　上述のように、本実施形態における線材の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．９５～１．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～１．２０％、Ｃｒ：０．９０～１．６０％を含有し、オプションとして、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｂ：２５ｐｐｍ以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造して鋳片を得る。その鋳片を分塊圧延して鋼片を得る。この鋼片を９００～１３００℃まで加熱し、仕上圧延を７００～８５０℃の温度域から開始する熱間圧延を鋼片に対して行って、熱延線材を得る。熱間圧延の終了温度から７００℃までの温度域の平均冷却速度が５～２０℃／ｓであり、６５０～７００℃の温度域の平均冷却速度が０．１～１℃／ｓであり、巻取終了温度が７００～８２０℃であるように、熱延線材に対して巻取と冷却とを行う。
　以下に、本発明に係る伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材の実施例を挙げ、本発明の例を具体的に説明する。ただし、本発明は、下記実施例に限定されず、本発明の目的に適合し得る範囲で適当に実施例に変更を加えて実施することもできる。そのような変更例も本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１及び表２に、線材中の化学成分の量と、線材の組織と、伸線加工性と、伸線後のコイル成形性とを示す。
　本実施例では、熱間圧延とその後の冷却とにより表１に示す化学成分を有する鋼からパーライト組織に制御されたサンプルを準備した。
　本実施例に係る線材の基本的な製法は次の通りであり、一部の鋼線材では、この基本的な製法の条件の一部または全部を変更した。ビレットを加熱炉にて１０００～１２００℃まで加熱したのち、仕上圧延が７００～８００℃の温度域で開始されるように熱間圧延を行った。その後、熱間圧延完了時の温度から７００℃までの温度域における平均冷却速度が５～２０℃／ｓであり、６５０～７００℃の温度域における平均冷却速度が０．１～１℃／ｓであり、パーライト変態温度が６５０～７００℃であるように段階的に冷却条件を制御した。なお、線材の線径は、φ３．６ｍｍ～５．５ｍｍであった。
　Ｎｏ．１５～２１の線材では、上記基本的な製法の条件を後述のように一部変更した。また、Ｎｏ．２２の線材では、上記基本的な製法ではなく、次の製法を用いた。すなわち、熱間圧延条件を制御して、オーステナイト粒度が９．５であり、線径が３．０ｍｍである熱延線材をビレットから得た。その後、パーライトのラメラー間隔が０．０８μｍになるように、得られた熱延線材を、６５０℃まで９℃／秒の一定速度で冷却し、６５０℃から４００℃まで１．０℃／秒の一定速度で冷却した。
　まず、表層領域（線材の表面から深さ０．１×ｒ（ｍｍ）（ｒ：鋼線材の半径）以内の領域）と内部領域（表層領域以外の領域）とにおける初析セメンタイトの面積率及びパーライトの面積率を評価し、その後、内部領域におけるパーライトブロックの最大径を評価した。
　得られた線材を樹脂に埋め込み、線材のＣ断面が表面となるように粗研磨を行った。この表面を、アルミナで仕上研磨した後、３％ナイタールおよびピクラールで腐食した。その後、ＳＥＭを用いた観察により相及び組織を同定し、ＳＥＭを用いた撮像により初析セメンタイト及びパーライトの面積率を測定した。
　初析セメンタイトおよびパーライトの面積率は、次のようにして測定した。表層領域及び内部領域のそれぞれについて１０領域を倍率２０００倍にて撮影（１領域あたりの測定総視野：０．０２ｍｍ２）した。得られた画像を画像解析することによって初析セメンタイトの領域とパーライトの領域とを抽出し、それら領域の面積から初析セメンタイトおよびパーライトの面積率を計算し、表層領域及び内部領域の初析セメンタイトおよびパーライトの面積率を得た。
　パーライトブロックの最大径は、後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて測定された。得られた線材を樹脂に埋め込み、線材のＣ断面が表面となるように粗研磨を行った。この表面をアルミナ及びコロイダルシリカを用いて順次仕上研磨して歪を除去したのち、研磨面におけるパーライトブロックをＥＢＳＤを用いて、１領域５００００μｍ２で４領域（総観察視野面積：２０００００μｍ２）測定した。観察視野内において方位差が９°以上となる境界をパーライトブロックの粒界とみなしてパーライトブロック径を測定した。得られたパーライトブロック径の中で最も大きなパーライトブロック（粒）の径を最大径に決定した。
　表層領域の硬さは、次のようにして測定した。得られた線材から３リング採取し、更に各リングから８等分間隔で（等間隔毎に）１０ｍｍの８つの試片を採取した。その２４個の試片から任意の試片を４個選択した。選択した試片を樹脂に埋め込み、線材のＣ断面が表面となるように粗研磨を行った。さらに、アルミナで仕上研磨を行い、研磨面から歪を除去した後、１つの試片のＣ断面の表層領域内から互いに等間隔（９０°間隔）となるように４点の領域を選択し、その４点の領域の硬さを測定した。更に、この測定を残りの３個の試片に対しても行い、一つの線材あたり計１６点の領域の硬さを測定し、これら１６点の領域の硬さを平均して線材の表層領域の硬さを得た。なお、表層領域の硬さの測定においては、測定領域が線材の表面から圧痕サイズの３倍離れるようにビッカース硬度計の荷重や測定領域を制御した。
　さらに、表層領域と中心部の硬さの差を上記表層領域の硬さの測定方法と同様の測定方法によって評価した。表層領域の硬さを評価したＣ断面と同一のＣ断面内において、中心部（中心から０．５×ｒ（ｍｍ）以内の領域）から３点の領域を選択し、それらの領域の硬さを測定した。得られた１２点の硬さを平均して中心部の硬さを計算した。上述の表層領域の硬さからこの中心部の硬さを引いて表層領域と中心部の硬さの差を得た。
　次に、伸線加工性の評価試験について述べる。線材に対して球状化焼鈍を施すことなく、スケールを除去するために得られた線材を酸洗し、潤滑被膜を形成するために線材をボンデライジングし石灰被膜を線材に対して塗付した。その後、線材の伸線加工性の評価試験を行った。この試験では、線材を２５ｍ採取し、乾式の単頭式伸線機にて、１パスあたりの減面率が２０％、伸線速度が５０ｍ／ｍｉｎとなるように線材を伸線し、この伸線を線材が断線するまで繰り返した。断線した際の伸線材の線径から真歪（－２×Ｌｎ（ｄ／ｄ０）、ｄ：伸線材の線径、ｄ０：鋼線材の線径）を計算した。この真歪を５回測定し、５回の真歪の平均を断線発生歪（伸線加工限界歪）として定義した。
　次に、コイル成形性の評価試験について述べる。この試験は、上記の伸線評価試験において１．８以上の伸線加工限界歪が得られた線材に対して行われた。３００ｋｇの線材を採取し、球状化焼鈍を施すことなく、スケールを除去するために線材を酸洗し、潤滑被膜を形成するために線材をボンデライジングし石灰被膜を線材に対して塗付した。その後、乾式の貯線式連続伸線機にて、１パスあたりの減面率が１７～２３％、総減面率が７０％以上、最終伸線速度が１５０～３００ｍ／ｍｉｎとなるように線材を伸線し、連続して、得られた伸線材をコイル状に成形した。その際、線材の破断を検査し、３００ｋｇあたりの破断回数によってコイル成形性を評価した。なお、コイル径は６００ｍｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に結果を示す。本発明の範囲から外れる項目にアンダーラインを付している。表２中の組織の列において、Ｐはパーライト、θは初析セメンタイト、Ｍはマルテンサイトを意味する。この列に記載された組織以外に、フェライト、球状セメンタイト、ベイナイトが観察された。表２において、最大粒径は、パーライトブロックの最大粒径を示し、粗大粒面積率は、ミクロ組織中の４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率を示す。また、コイル成形性について、表２中の数字は、破断回数を、記号－は、評価試験を行わなかったことを示す。
　Ｎｏ．１～９の線材は全て、発明例であり、線材に対して２．８以上の真歪を加えても断線せず、優れた伸線加工性を有していた。また、Ｎｏ．１～９の線材は全て、７０％以上の総減面率で伸線しても破断することなくコイル形状に加工できる優れた成形性を有していた。
　Ｎｏ．１０～１４の線材は全て、比較例であり、その化学組成は、本発明に係る線材の化学組成の範囲と異なっている。Ｎｏ．１０の線材では、Ｃの量が多いため、表層領域およびその他の領域において、初析セメンタイトが過剰に析出し、伸線加工性およびコイル成形性が低下した。Ｎｏ．１１の線材では、Ｓｉの量が多いため、表層領域の硬さが過剰に大きくなり、コイル成形性が低下した。Ｎｏ．１２～１４の線材では、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏのいずれかの量が多いため、線材がマルテンサイトを含んでおり、伸線加工性が低下した。
　Ｎｏ．１５～２１の線材も全て、比較例であり、本発明に係る線材の化学組成を有しているが、本発明に係る線材と組織において異なっている。Ｎｏ．１５、１９の線材では、仕上圧延が終了してから７００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満であったので、表層領域に初析セメンタイトが過剰に析出し、コイル成形性が低下した。Ｎｏ．１６の線材では、６５０～７００℃の温度域において１．０℃／ｓ超の平均冷却速度で線材を急速に冷却した結果、変態温度が６５０℃未満まで低下したため、表層領域の硬さが過剰に大きくなり、コイル成形性が低下した。Ｎｏ．１７の線材では、８５０℃を超える温度で仕上圧延を開始したため、パーライトブロック粒径が大きくなり、伸線加工性が低下した。このＮｏ．１７の線材では、４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．６２％を超えていた。Ｎｏ．１８の線材では、７００℃未満の温度で仕上圧延を開始したため、表層領域において、疑似パーライトやパーライト中のセメンタイトが球状化し、球状セメンタイトの生成によってパーライトの面積率が少なくなり、コイル成形性が低下した。Ｎｏ．２０の線材では、仕上圧延終了後７００℃まで線材を急速冷却したものの、６５０～７００℃の温度域における平均冷却速度が０．１℃／ｓ未満であったため、表層領域以外の領域において、初析セメンタイトが過剰に析出し、パーライト面積率が低下したため、伸線加工性が低下した。Ｎｏ．２１の線材では、６５０～７００℃の温度域における平均冷却速度（一定速度）が１．０℃／ｓ超であったため、表層領域と中心部の硬さの差がＨＶ２０以上まで増大し、コイル成形性が低下した。Ｎｏ．２２の線材は、初析セメンタイトの量が０％で、ラメラー間隔が０．０８μｍであるパーライト単相組織を有していた。しかしながら、このＮｏ．２２の線材では、表層領域の硬さが過剰に大きくなり、コイル成形性が低下した。
　伸線加工前の球状化焼鈍を省略しても優れた伸線加工性および伸線後のコイル成形性を有する軸受用鋼線材を提供することができる。
　１　　旧オーステナイト粒界
　１ａ　　パーライト組織
　２　　初析セメンタイト
　３　　パーライトブロック
　４　　パーライトコロニー
　１０　　表層領域
　１１　　内部領域
　１２　　中心部
　１００　　鋼線材の表面
　１０１　　中心線（中心・中心軸）

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．９５～１．１０％、
    Ｓｉ：０．１０～０．７０％、
    Ｍｎ：０．２０～１．２０％、
    Ｃｒ：０．９０～１．６０％、
    Ｍｏ：０～０．２５％、
    Ｂ：０～２５ｐｐｍ、
    Ｐ：０～０．０２０％、
    Ｓ：０～０．０２０％、
    Ｏ：０～０．００１０％、
    Ｎ：０～０．０３０％、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物
    からなり、
    　長手方向に垂直な断面における、表面から円相当径の半値の０．１倍離れた線と前記表面との間の領域である表層領域は、パーライトと初析セメンタイトと残部とからなるミクロ組織を有し、前記表層領域では、ビッカース硬さがＨＶ３００～４２０であり、前記パーライトの面積率が８０％以上であり、前記初析セメンタイトの面積率が２．０％以下であり、前記残部がフェライト、球状セメンタイト、ベイナイトからなる群から選択される１種以上であり、
    　前記長手方向に垂直な断面における、前記表面から前記円相当径の半値の０．１倍離れた線によって囲まれた中心を含む領域である内部領域は、前記パーライトと前記初析セメンタイトと残部とからなるミクロ組織を有し、前記内部領域では、前記パーライトの面積率が９０％以上であり、前記初析セメンタイトの面積率が５．０％以下であり、前記残部がフェライト、球状セメンタイト、ベイナイトからなる群から選択される１種以上であり、前記パーライト中に存在するパーライトブロックのうち４０μｍを超える円相当径を有するパーライトブロックの面積率が０．６２％以下であり、
    　前記長手方向に垂直な断面における、前記中心から前記円相当径の半値の０．５倍離れた線によって囲まれた前記中心を含む領域である中心部のビッカース硬さと、前記表層領域のビッカース硬さとの差が、ＨＶ２０．０以下である
    ことを特徴とする鋼線材。
  2. 　Ｍｏ：０．０５～０．２５％、Ｂ：１～２５ｐｐｍからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼線材。
  3. 　線径が直径３．５ｍｍ～５．５ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼線材。
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