WO2019054448A1 - 転動疲労特性に優れた鋼材 - Google Patents

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宏二 渡里
竜也 岩崎
隼也 山本
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races

Definitions

  • the present invention relates to a steel material excellent in rolling fatigue characteristics, in which the composition of nonmetallic inclusions is controlled.
  • the present invention relates to a steel material having good rolling fatigue characteristics in which fatigue damage originating from inclusions is suppressed by using cluster-like oxide-based inclusions as REM-containing inclusions.
  • the rolling bearing includes, for example, a “rolling element” in the shape of a ball or a roller, and an “inner ring” and an “outer ring” that transmit a load in contact with the rolling element.
  • Steel materials used for rolling members such as rolling elements, inner rings, and outer rings are required to have excellent rolling fatigue characteristics. The inclusions contained in the steel material are desired to be as fine and as small as possible for the purpose of improving the rolling fatigue life.
  • oxides such as alumina (Al 2 O 3 ), sulfides such as manganese sulfide (MnS), and nitrides such as titanium nitride (TiN) are known.
  • Alumina-based inclusions are formed by combining dissolved oxygen remaining in molten steel refined in a converter or a vacuum processing vessel with Al having a high affinity for oxygen. Also, ladles and the like are often made of alumina-based refractories. Therefore, at the time of deoxidation, by the reaction of the molten steel and the refractory, alumina is eluted as Al in the molten steel and reoxidized to form alumina-based inclusions. Alumina-based inclusions form clusters in the solidified steel and cause a reduction in rolling fatigue life.
  • Patent Document 1 discloses a method of forming low-melting inclusions by adding two or more of REM, Mg, and Ca to molten steel. This method is effective in preventing slivers. However, this method can not reduce the size of inclusions to the level required for bearing steels. The reason is that inclusions having a low melting point are easily aggregated and coalesced.
  • Patent Document 2 discloses that the content of REM needs to be 0.010% by mass or less in order not to reduce the fatigue life. However, Patent Document 2 does not disclose the mechanism of fatigue life reduction and the existence state of inclusions.
  • An object of the present invention is to provide a steel material excellent in rolling fatigue characteristics in view of the problems of the prior art.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.10% to 1.50%, Si: 0.01% to 0.80%, Mn: 0.10% to 1.50%, Cr: 0.02% to 2.50%, Al: 0.002% to less than 0.010%, Ce + La + Nd: 0.0001% to 0.0025%, Mg: 0.0005% to 0.0050%, O: 0.0001% to 0.0020%, Ti: 0.000% to less than 0.005%, N: 0.0180% or less, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, Ca: 0.0000% to 0.0010%, V: 0.00 to 0.40%, Mo: 0.00 to 0.60%, Cu: 0.00 to 0.50%, Nb: 0.000 to less than 0.050%, Ni: 0.00 to 2.50%, Pb: 0.00 to 0.10%, Bi: 0.00 to 0.10%, B: 0.0000 to 0.0050%, The balance is Fe and impurities, It is characterized in that the fatigue origin inclusion detected by the ultra
  • Ce%, La%, Nd%, Mg% and Al% are atomic weight percentages of Ce, La, Nd, Mg and Al contained in the fatigue origin inclusion, respectively.
  • the cluster-like Al-O-based inclusions are reformed into REM-Al-Mg-O-based inclusions to reduce the influence of the oxide-based inclusions on the fatigue characteristics, It is possible to provide a steel material excellent in dynamic fatigue characteristics.
  • the present inventors diligently conducted experiments and studies in order to solve the problems of the prior art. As a result, the following findings were obtained by adjusting the content of REM and the content of Al and S.
  • (1) The adhesion between the oxide-based inclusions and the base material is improved by modifying the Al-O-based inclusions, which are cluster-like oxides, into REM-Al-Mg-O-based inclusions.
  • Al-O-based inclusions which are cluster-like oxides, are coarse and adversely affect fatigue characteristics, so it is better to minimize the amount of Al, but if not added, coarse lower oxides are formed, The effect of reforming oxide inclusions by Mg and REM can not be obtained. Therefore, deoxidation of Al is required at a minimum.
  • C 0.10% to 1.50%
  • C is an element which secures hardness and improves the fatigue life. In order to secure required strength and hardness, it is necessary to contain C 0.10% or more. However, if the C content exceeds 1.50%, the hardness increases too much, which causes a quench crack. Therefore, the C content is 0.10% to 1.50%. If C: 0.10% to less than 0.45%, it is suitable for steel materials for skin burning. If C: 0.45% to less than 0.90%, it is suitable for steel materials for induction hardening. If C: 0.90% to 1.50%, it is suitable for steel materials for overall hardening.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.15%.
  • the upper limit of the C content is preferably 1.35%.
  • Si 0.01% to 0.80% Si is an element that improves the hardenability and improves the fatigue life. In order to acquire this effect, it is necessary to contain Si 0.01% or more. However, if the Si content exceeds 0.80%, the hardenability improving effect is saturated, and further, the deoxidation state is affected, the formation of oxides is affected, and the fatigue characteristics are deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.01% to 0.80%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.07%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.65% or less.
  • Mn 0.10% to 1.50%
  • Mn is an element that enhances hardenability and strength, and improves fatigue life. In order to acquire this effect, it is necessary to contain Mn 0.10% or more. However, if the Mn content exceeds 1.50%, the effect of improving the hardenability is saturated, which in turn causes a quench crack. Therefore, the Mn content is 0.10% to 1.50%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.20%.
  • Cr 0.02% to 2.50% Cr is an element that improves the hardenability and improves the fatigue life. In order to acquire this effect stably, it is preferable to contain Cr 0.02% or more. However, if the Cr content exceeds 2.50%, the effect of improving the hardenability is saturated, which in turn causes a quench crack. Therefore, the upper limit of the Cr content is 2.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.15% or more.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 2.00% or less.
  • the Cr content may be defined as 1.90% or less or 1.80% or less. When used as a steel material for bearings due to skin burning, it is desirable that the Cr content be 0.02 to 1.50%. In the case of using as a steel material for bearings by induction hardening or as a steel material for bearings by whole hardening, it is desirable to set Cr: 0.70 to 2.50%.
  • Al 0.002% to less than 0.010%
  • Al is T.O. It is necessary to contain 0.002% or more as a deoxidizing element which reduces O (total oxygen amount).
  • O total oxygen amount
  • the Al content is less than 0.010%.
  • the Al content is preferably 0.005% or more with respect to the lower limit.
  • the Al content is preferably 0.008% or less with respect to the upper limit.
  • Ce + La + Nd 0.0001% to 0.0025% Ce (cerium), La (lanthanum), and Nd (neodymium) are elements classified into the rare earth elements.
  • the rare earth element is a generic name of a total of 17 elements in which scandium of atomic number 21 and yttrium of atomic number 39 are added to 15 elements from lanthanum of atomic number 57 to lutetium of 71.
  • the rare earth element is a strong deoxidizing element, and plays an extremely important role in the steel for bearing according to the present embodiment.
  • the rare earth element alloy for steelmaking is mainly composed of three elements of Ce, La and Nd. Therefore, in the present invention, Ce, La and Nd are limited among the rare earth 17 elements.
  • Elements other than the three elements contained in the rare earth alloy are also powerful deoxidizing elements, and exert the same effects as the three elements. It may contain 0.0001% to 0.0025% of any one of Ce, La and Nd, or may contain 0.0001% to 0.0025% of two or more in total.
  • Ce, La and Nd are collectively referred to as REM.
  • REM reacts with oxygen in molten steel to form REM-based oxides.
  • REM-based oxides are also simultaneously taken up with the aggregation and clustering of the alumina oxides in the molten steel. By doing so, the Al-O-based oxide is reformed into REM-Al-Mg-O-based inclusions.
  • the function of REM in the bearing steel material according to the present embodiment is as follows.
  • the size of the cluster-like inclusions is not significantly different between the case where REM is not added and the case where it is not added.
  • the presence of REM-based oxides improves the interface state with the base material, specifically the adhesion, so even if they have the same size, they do not easily become fracture starting points, and fatigue characteristics improves.
  • the content effect is insufficient when REM is less than 0.0001%. Accordingly, the lower limit of the REM content is made 0.0001%, preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0008% or more. However, if the REM content exceeds 0.0025%, not only the cost increases but also blockage of the casting nozzle tends to occur, which hinders the production of steel. Therefore, the upper limit of the content of REM is 0.0025%, preferably 0.0020%, and more preferably 0.0018%.
  • Mg 0.0005% to 0.0050% Mg, like Al, is a strong deoxidizing element and plays an extremely important role in the steel material according to the present embodiment.
  • the effect of suppressing the destruction of the cluster oxide starting point is small with Mg alone, the combined use of REM and Mg enhances the effect of improving the fatigue characteristics more than REM alone.
  • the Mg content is made 0.0050% or less.
  • the Mg content preferably defines the lower limit to 0.0010% or more.
  • the Mg content preferably defines the upper limit to be 0.0040% or less.
  • O 0.0001% to 0.0020%
  • O is an impurity and an element removed from the steel by deoxidation. If it is possible to eliminate O in the steel by deoxidation, alumina clusters are not generated, and the problem to be solved by the present invention does not naturally occur. However, from the viewpoint of technology and cost, 0.0001% or more of O is inevitably contained in the present steel, and the resulting alumina clusters may lower the fatigue properties.
  • the present invention improves the fatigue characteristics of a steel containing the same level of oxygen as normally contained, as compared to the prior art. Generally, the O content of steel is often 0.0005% or more. On the other hand, when the O content exceeds 0.0020%, a large amount of oxide such as alumina remains and the fatigue life decreases, so the upper limit of the O content is made 0.0020%.
  • the O content is preferably 0.0015% or less.
  • Composition ratio of Ce, La, Nd, Mg and Al in fatigue origin inclusions (Ce% + La% + Nd% + Mg%) / Al%: 0.20 or more Al-O based inclusions which are oxides in a cluster form are REM By reforming into —Al—Mg—O inclusions, the adhesion between the oxide inclusions and the base material is improved, and the fatigue characteristics are improved. This effect appears when the composition ratio of Ce, La, Nd, Mg, and Al (Ce% + La% + Nd% + Mg%) / Al% in the fatigue starting inclusions is 0.20% or more. Therefore, (Ce% + La% + Nd% + Mg%) / Al% is set to 0.20 or more. In order to further enhance the above effect, (Ce% + La% + Nd% + Mg%) / Al% is preferably 0.50 or more.
  • the Ce%, La%, Nd%, Mg% and Al% in the fatigue origin inclusions are respectively the number of atoms of each element relative to the atomic number sum of Ce, La, Nd, Mg and Al contained in the fatigue origin inclusions. Ratio (atomic weight%). When all three items of Al%, Mg%, and (Ce% + La% + Nd%) are 0.1 or more in the fatigue origin inclusion, the fatigue origin inclusion is “REM-Al-Mg-O It is assumed that it is a system inclusion. Desirably, it is desirable that the fatigue origin inclusions contain both Mg% and (Ce% + La% + Nd%) of 1.0 or more. Although the number of O atoms and the ratio of O are not considered in the calculation of the atomic weight%, the above elements form composite inclusions through O, and O is included in the fatigue origin inclusions. Be
  • the balance is iron and impurities.
  • impurity in “the balance is iron and impurities” refers to what is unavoidably mixed from the ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment etc., when manufacturing steel industrially.
  • the impurities Ti, N, P, S, and Ca need to be limited as follows.
  • Ti 0.000% to less than 0.005%
  • Ti is an impurity, and if it is present in the steel, it forms TiN and degrades the fatigue properties, so the Ti content is limited to less than 0.005%.
  • the Ti content is limited to 0.004% or less.
  • N 0.0180% or less
  • N is an impurity, and when it is present in steel, it forms nitrides to deteriorate fatigue properties, and also to deteriorate ductility and toughness by strain aging.
  • the upper limit of the N content is limited to 0.0180%.
  • the N content is limited to 0.0150% or less.
  • 0.0000% of N may be sufficient, reduction of N content has industrial restrictions and it is meaningless to make it too low. It may be 0.0020% as a practical lower limit of N possible at ordinary cost.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity, and when it is present in steel, it segregates at grain boundaries to reduce the fatigue life.
  • the upper limit of the P content is limited to 0.030%.
  • the P content is limited to 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content may be 0.000%, but may be 0.001% as an industrial lower limit.
  • S when present in steel, forms a sulfide.
  • S content exceeds 0.005%, S combines with REM to form a sulfide, reducing REM effective for reforming alumina clusters, and thus reducing the fatigue life. Therefore, the upper limit of the S content is limited to 0.005%.
  • the S content is limited to 0.0025% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0.000%, but may be 0.001% as the industrial lower limit.
  • Ca 0.0000% to 0.0010%
  • coarse CaO is formed to reduce the fatigue life, so the upper limit is made 0.0010%.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or less, and more preferably 0.0000%.
  • the steel material according to the present embodiment further includes V: 0.00% to 0.40%, Mo: 0.00% to 0.60%, Cu: 0.00% to 0.50%, Nb: 0. 000% to 0.050%, Ni: 0.00% to 2.50%, Pb: 0.00 to 0.10%, Bi: 0.00 to 0.10%, B: 0.0000 to 0..
  • V 0.00% to 0.40%
  • Mo 0.00% to 0.60%
  • Cu 0.00% to 0.50%
  • Nb 0. 000% to 0.050%
  • Ni 0.00% to 2.50%
  • Pb 0.00 to 0.10%
  • Bi 0.00 to 0.10%
  • B 0.0000 to 0..
  • One or more of 0050% may be contained.
  • V 0.00% to 0.40%
  • V is an element which combines with C and N in steel to form carbides, nitrides or carbonitrides and contributes to the refinement and strengthening of the steel structure.
  • V 0.05% or more.
  • the V content is more preferably 0.10% or more.
  • the V content is set to 0.40%.
  • the V content is 0.30% or less.
  • Mo 0.00% to 0.60%
  • Mo is an element that enhances hardenability and combines with C in the steel to form carbides and contributes to the improvement of the strength of the steel by precipitation strengthening. In order to acquire this effect stably, it is preferable to contain Mo 0.05% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.10% or more. However, if the Mo content exceeds 0.60%, it will cause a cause of cracking, so the upper limit of the Mo content is made 0.60%.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less.
  • Cu 0.00% to 0.50%
  • Cu is an element that contributes to the improvement of fatigue characteristics by strengthening the base material. In order to acquire this effect stably, it is preferable to contain Cu 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 0.50%, cracking occurs during hot working, so the upper limit of the Cu content is made 0.50%.
  • the Cu content is preferably 0.35% or less.
  • Nb 0.000% to less than 0.050%
  • Nb is an element that contributes to the improvement of fatigue characteristics by strengthening the base material. In order to acquire this effect stably, it is preferable to contain Nb 0.005% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.010% or more. However, if the Nb content is 0.050% or more, the contained effect is saturated and cracks are generated during hot working, so the Nb content is made less than 0.050%.
  • the Nb content is preferably 0.030% or less.
  • Ni 0.00% to 2.50% or Less Ni is an element that contributes to the improvement of the fatigue life by enhancing the corrosion resistance. In order to acquire this effect stably, it is preferable to contain Ni 0.10% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.30% or more. However, if the Ni content exceeds 2.50%, the machinability of the steel decreases, so the upper limit of the Ni content is set to 2.50%.
  • the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • Pb 0.00% to 0.10% Pb is added to enhance the machinability of the steel. However, if the Pb content exceeds 0.10%, it is the origin of fatigue cracks and the fatigue strength is reduced. Therefore, the upper limit of the Pb content is 0.10%.
  • the Pb content is preferably 0.06% or less.
  • Bi 0.00% to 0.10% Bi is added to increase the machinability of the steel. However, if the Bi content exceeds 0.10%, it is a starting point of fatigue cracking and the fatigue strength is reduced. Therefore, the upper limit of the Bi content is 0.10%.
  • the Bi content is preferably 0.06% or less.
  • B 0.0000% to 0.0050% B is segregated to austenite grain boundaries, and has the effect of enhancing grain boundary strength and improving toughness. However, if the B content exceeds 0.0050%, the austenite grains grow abnormally during heat treatment, and the fatigue strength decreases. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.0050%.
  • the B content is preferably 0.0030% or less.
  • the above cluster-like oxide is stretched by rolling.
  • the interface state with the base material is reformed and the fatigue characteristics are improved by becoming a composite of the alumina alone to the REM oxide regardless of the form or size thereof.
  • the order of introducing the deoxidizer is important.
  • deoxidation is performed using Al and Mg.
  • ladle refining including vacuum degassing is performed.
  • REM When REM is added at the initial stage of deoxidation, the REM-O-based oxide is formed and fixed, and the alumina formed later or the Al—Mg—O-based oxide can not be reformed. Therefore, at the beginning of deoxidation, Al and then Mg are added to fix O contained in the molten steel as an oxide. Thereafter, REM is added to reform the cluster-like oxide into REM-Al-Mg-O-based inclusions.
  • misch metal an alloy composed of a plurality of rare earth metals
  • massive misch metal may be added to molten steel at the end of refining.
  • Deoxidation by REM is performed for 60 seconds or more. This is the time required for the added REM to take in oxygen from the Al—Mg—O-based oxide once formed to form the REM-based oxide.
  • the Al-O-based cluster oxide can be reformed into REM-Al-Mg-O-based inclusions, and the rolling characteristics of the steel material are improved.
  • the generation amount of MnS and the generation amount of TiN existing independently are extremely small, but it is not necessary to completely eliminate it.
  • MnS and TiN will not be coarsened from the cluster-like oxide, and they can not be a starting point of fatigue failure.
  • the cast slab after heating is heated to a heating temperature and then held for 60 seconds to 60 minutes in a temperature range of 1200 ° C. to 1250 ° C., and then subjected to hot rolling or hot forging.
  • Manufacture steel products By using this steel material as a raw material and cutting it into a shape close to the final shape, heat treatment such as carburizing, induction hardening, whole hardening and the like can be performed to make the surface hardness suitable for the bearing.
  • the steel materials which concern on this embodiment are C: 0.10%-1.50%, if C: 0.10%-less than 0.45%, it is suitable for steel materials for skin-burning.
  • the surface hardness can be set to a Vickers hardness of 700 Hv (measurement load 2.94 N) or more. If C: 0.45% to 1.50%, the hardness of the surface can be set to a Vickers hardness of 650 Hv (measurement load 2.94 N) or more by induction hardening. In addition, C: 0.90% to 1.50% is suitable for steel materials for bearings after overall quenching.
  • the rolling member heat-treated by carburizing, induction hardening, whole hardening etc. using the steel materials of the present invention is excellent in fatigue characteristics.
  • Example 1 An example in which bearings made of skin burning were assumed No. 1 shown in Table 1.
  • A1 to A16 (invention examples), no. A steel grade of each component of B1 to B14 (comparative example) was cast in a 150 kg vacuum melting furnace.
  • the deoxidizing conditions were changed as deoxidizing conditions a to f shown in Table 2, and the effects were investigated.
  • REM is added, misch metal is added at an estimated yield of 40%.
  • a deoxidizer was added in the order of Al, Mg and REM, and steel was extracted after 90 seconds from the addition of REM under deoxidation condition a.
  • deoxidizing condition b Under deoxidizing condition b, it was confirmed that 500 seconds had elapsed after addition of REM and steel was released. Under deoxidation condition d, steel was extracted immediately after 30 seconds from the addition of REM.
  • deoxidizing condition c a deoxidizing agent was added in the order of REM, Al, and Mg, and the deoxidizing time by REM was 120 seconds.
  • deoxidizing conditions e deoxidizing was performed by adding a deoxidizing agent in the order of Al and Mg, and deoxidizing by adding REM was not performed.
  • deoxidation condition f a deoxidizer was added in the order of Al and REM to perform deoxidation, and it was confirmed that 90 seconds had elapsed since REM was added and steel was released.
  • the rolling fatigue test piece shown in FIG. 1 was extract
  • the rolling fatigue test piece is a disc having a thickness of 6.0 mm and a diameter of 60 mm, and the circular surface is perpendicular to the longitudinal direction of the original round bar.
  • This rolling fatigue test piece imitates the inner ring and the outer ring in the bearing.
  • the circular surface of the rolling fatigue test piece corresponds to the test surface, and the same surface comes into contact with the rolling elements to apply a fatigue load.
  • the evaluation of the fatigue origin inclusions was carried out by an ultrasonic fatigue test using a test piece as shown in FIG.
  • the ultrasonic fatigue test pieces for the same test were also collected from the round bar used as the material of the rolling fatigue test pieces.
  • the ultrasonic fatigue test pieces were collected such that the longitudinal direction of the test pieces was perpendicular to the longitudinal direction of the raw material round bar.
  • the test part is carburized for a sufficiently long time so that the carbon concentration of the surface layer becomes equivalent to the rolling fatigue test piece and carburization can be performed to the center part of the test part, and then hardening treatment and 1hr at 180 ° C. A tempering process was performed. Thereafter, it was finished into a predetermined ultrasonic test piece shape.
  • the ultrasonic fatigue test was conducted at a frequency of 20 kHz, a stress ratio of -1, and a constant stress amplitude of 700 to 850 MPa until fracture.
  • the composition was analyzed using EDX (energy dispersive X-ray analysis) for the fatigue origin inclusions in this ultrasonic fatigue test, and the total amount of atomic weight% of REM and the atomic weight% of Mg and Al were measured.
  • EDX energy dispersive X-ray analysis
  • the fatigue origin inclusions are identified as follows. As shown in FIG. 3, a large number of inclusions a are included between mark points L of the ultrasonic fatigue test piece 1. Among these inclusions a, fatigue failure occurs starting from the inclusion a ′ that generates stress concentration most in the ultrasonic fatigue test.
  • the inclusion a ′ that generates the stress concentration most is a fatigue origin inclusion whose stress concentration coefficient is the largest in the ultrasonic fatigue test depending on the size, shape, and the like.
  • FIG. 4 is an explanatory view schematically showing how fatigue failure progresses gradually.
  • a circular fatigue crack is generated in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the ultrasonic fatigue test piece 1, centering on the inclusion a ′ (the fatigue origin inclusion) .
  • the torn surface 10 spreads circularly with the increase in the frequency
  • the fractured surface 10 becomes a certain size with the increase of the number of times of stress amplitude, as shown in FIG.
  • observation is performed at an acceleration voltage of 20 kV and a magnification of 500 times.
  • An example of the reflection electron composition image of the origin inclusion used for composition analysis is shown in FIG.
  • region (inclusion area) corresponding to the inclusion in a visual field was specified, the area was extracted, and the chemical composition was measured.
  • the major axis of the inclusion is about 100 to 300 ⁇ m, and even when the entire inclusion does not fit in the field of view, the value obtained in one field of view is used as the composition of the inclusion.
  • Table 1 shows the chemical compositions of the respective steel types in Example 1.
  • Table 2 shows the deacidification conditions a to f.
  • Table 3 shows steel types at various levels (No. 1 to 34), deoxidizing conditions, oxide forms of inclusions of fatigue origin in ultrasonic fatigue test, composition and fatigue characteristics (L10 life) in rolling fatigue test. .
  • the fatigue life L10 of the inventive example was 10 7 cycles or more, and was superior to the steel grade serving as the comparative example.
  • Example 2 Example assuming bearings by induction hardening No. 1 shown in Table 4.
  • C1 to C14 invention examples
  • the steel types of the respective components D1 to D10 comparativative examples were cast in a 150 kg vacuum melting furnace, and hot forged into a round bar of ⁇ 80 mm (material for collecting test pieces) as in Example 1.
  • the deacidification conditions were the same as in Example 1 under the deacidification conditions a to f shown in Table 2.
  • the test part was subjected to induction hardening and tempering at 150 ° C. for 1 hour.
  • the induction hardening process was performed under the condition that the surface hardness after tempering became 650 Hv (measurement load 2.94 N) or more.
  • test surface was finished to a mirror surface and subjected to a rolling fatigue test.
  • the rolling fatigue test was conducted with a Mori type thrust tester (contact surface pressure: 5.33 GPa). For 10 test results for each level (No. 1 to 28 in Table 5), using Weibull statistics, the number of cycles at which 10% of the evaluation samples were broken was evaluated as fatigue characteristics L10.
  • the evaluation of the fatigue origin inclusions was carried out by the same ultrasonic fatigue test as in Example 1.
  • the heat treatment of the ultrasonic fatigue test pieces was induction hardening in the test section and then tempering at 150 ° C. for 1 hour.
  • the induction hardening process was performed after tempering on the conditions which become 650 Hv (measurement load 2.94 N) or more from the test part surface to the center.
  • the fatigue test was conducted at a frequency of 20 kHz, a stress ratio of -1, and a constant stress amplitude of 700 to 850 MPa until failure.
  • the composition of the starting inclusions in this ultrasonic fatigue test was analyzed using EDX (energy dispersive X-ray analysis), and the total amount of atomic weight% of REM and the atomic weight% of Mg and Al were measured. Also in Table 5, the proportion of O is not considered in the calculation of atomic weight% as in Table 3, but in any of the examples, the starting point inclusion contained O.
  • Table 4 shows the chemical compositions of the respective steel types in Example 2.
  • Table 5 shows steel types at various levels (No. 101 to 128), deoxidizing conditions, oxide forms of inclusions of fatigue origin in ultrasonic fatigue test, composition and fatigue characteristics (L10 life) in rolling fatigue test. .
  • the fatigue characteristics L10 of the inventive example containing an appropriate amount of REM were 10 6 cycles or more, and were superior to the steel types serving as comparative examples.
  • Example 3 An example in which the bearing was assumed to be totally quenched No. 1 shown in Table 6.
  • E1 to E12 (invention examples), no. A steel grade of each component of F1 to F12 (comparative example) was cast in a 150 kg vacuum melting furnace, and hot forged into a round bar of ⁇ 80 mm (material for collecting test pieces) in the same manner as in Example 1.
  • the deacidification conditions were the same as in Example 1 under the deacidification conditions a to f shown in Table 2.
  • the test pieces were heated to 850 ° C. and then quenched, and then tempered at 180 ° C. for 1 hour. Furthermore, the test surface was finished to a mirror surface and subjected to a rolling fatigue test.
  • the rolling fatigue test was conducted with a Mori type thrust tester (contact surface pressure: 5.33 GPa). For 10 test results for each level (No. 201 to 228 in Table 7), using Weibull statistics, the number of cycles at which 10% of the evaluation samples were broken was evaluated as fatigue characteristics L10.
  • the evaluation of the fatigue origin inclusions was carried out by the same ultrasonic fatigue test as in Example 1.
  • the heat treatment of the ultrasonic fatigue test piece was performed under the same conditions as the rolling fatigue test piece.
  • the fatigue test was conducted at a frequency of 20 kHz, a stress ratio of -1, and a constant stress amplitude of 700 to 850 MPa until failure.
  • the composition of the starting inclusions in the ultrasonic fatigue test was analyzed using EDX (energy dispersive X-ray analysis), and the total amount of REM and the atomic weight% of Al and Mg were measured. Also in Table 7, the proportion of O is not considered in the calculation of atomic weight% as in Table 3, but in any of the examples, the starting point inclusion contained O.
  • Table 6 shows the chemical compositions of the respective steel types in Example 3.
  • Table 7 shows steel types at various levels (No. 201 to 228), deoxidizing conditions, oxide forms of inclusions of fatigue origin in ultrasonic fatigue test, composition and fatigue characteristics (L10 life) in rolling fatigue test. .
  • the fatigue characteristics L10 of the inventive example containing an appropriate amount of REM were 5.0 ⁇ 10 6 cycles or more, and were superior to the steel types serving as comparative examples.
  • a steel material having excellent fatigue properties can be provided by combining cluster-like Al-O-based inclusions with REM-Al-Mg-O-based inclusions.

Landscapes

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．１０％～１．５０％、Ｓｉ：０．０１％～０．８０％、Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、Ｃｒ：０．０２％～２．５０％、Ａｌ：０．００２％～０．０１０％未満、Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ：０．０００１％～０．００２５％、Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、Ｏ：０．０００１％～０．００２０％、Ｔｉ：０．０００％～０．００５％未満、Ｎ：０．０１８０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００００％～０．００１０％、Ｖ：０．００～０．４０％、Ｍｏ：０．００～０．６０％、Ｃｕ：０．００～０．５０％、Ｎｂ：０．０００～０．０５０％未満、Ｎｉ：０．００～２．５０％、Ｐｂ：０．００～０．１０％、Ｂｉ：０．００～０．１０％、Ｂ：０．００００～０．００５０％、残部がＦｅおよび不純物であり、超音波疲労試験によって検出される疲労起点介在物がＣｅ、Ｌａ、Ｎｄの１種以上と、Ｍｇ、Ａｌ，および、Ｏを含有し、かつ、その組成比が式（１）を満たすことを特徴とする、転動疲労特性に優れた鋼材。

Description

転動疲労特性に優れた鋼材
　本発明は、非金属介在物の組成を制御した、転動疲労特性に優れる鋼材に関する。特に、クラスター状の酸化物系介在物をＲＥＭ含有介在物とすることにより、介在物を起点とした疲労破壊を抑制した、良好な転動疲労特性を有する鋼材に関する。
　肌焼鋼材、高周波焼入れ用鋼材、軸受け用鋼材といった各種鋼材は、産業機械や自動車部品などに使用され、「玉軸受」や「コロ軸受」等の転がり軸受の素材としても用いられる。
　転がり軸受は、例えば玉形状やコロ形状をした「転動体」と、転動体に接して荷重を伝える「内輪」及び「外輪」」とを備える。転動体や内輪、外輪といった転動部材に使用される鋼材には、優れた転動疲労特性が要求されている。鋼材に含まれる介在物は、転動疲労寿命を向上させる目的から、できるだけ微細でかつ少量であることが望まれている。鋼材に含まれる介在物としては、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等の酸化物、硫化マンガン（ＭｎＳ）等の硫化物、窒化チタン（ＴｉＮ）等の窒化物が知られている。
　アルミナ系介在物は、転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中に残った溶存酸素が、酸素と親和力の強いＡｌと結合して生成する。また、取鍋などはアルミナ系耐火物で構築されている場合が多い。したがって、脱酸時、溶鋼と耐火物との反応により、アルミナがＡｌとして溶鋼中に溶出し、再酸化されて、アルミナ系介在物となる。アルミナ系介在物は凝固後の鋼中においてクラスターを形成し、転動疲労寿命の低下の要因となる。
　アルミナクラスターの低減のため、Ａｌを０．００５質量％以上含有するＡｌキルド鋼の製造方法において、溶鋼中に、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの２種以上とＡｌからなる合金とを投入し、生成する介在物中のＡｌ２Ｏ３を３０質量％～８５質量％に調整して、アルミナクラスターのないＡｌキルド鋼を製造することが知られている。
　例えば、特許文献１には、アルミナクラスターの生成を防止するため、ＲＥＭ、Ｍｇ、及び、Ｃａの２種以上を溶鋼に添加して、低融点の介在物を形成する方法が開示されている。この方法は、スリバー疵を防止することに有効である。ただし、この方法では、介在物のサイズを、軸受け用鋼で要求されるレベルまで小さくすることはできない。その理由は、低融点の介在物は、凝集・合体して、粗大化し易いからである。
　また、ＲＥＭは、介在物を球状化することで、疲労特性を向上させる。しかし、多く入れすぎると、介在物の数が増加し、かえって疲労特性の一つである疲労寿命が低下する。特許文献２には、疲労寿命を低下させないためには、ＲＥＭの含有量を０．０１０質量％以下にする必要があることが開示されている。しかし、特許文献２には、疲労寿命低下のメカニズム及び介在物の存在状態については開示されていない。
　このように、介在物の形状をクラスター状から球状へ変化させることで疲労特性の向上を達成した事例は多いが、クラスターそのものを改質することで疲労特性を改善した事例は見られない。
日本国特開平０９－２６３８２０号公報 日本国特開平１１－２７９６９５号公報
　本発明は、従来技術の問題点に鑑み、転動疲労特性に優れた鋼材を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は、次の通りである。
［１］
　質量％で、
Ｃ：０．１０％～１．５０％、
Ｓｉ：０．０１％～０．８０％、
Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．０２％～２．５０％、
Ａｌ：０．００２％～０．０１０％未満、
Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ：０．０００１％～０．００２５％、
Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、
Ｏ：０．０００１％～０．００２０％、
Ｔｉ：０．０００％～０．００５％未満、
Ｎ：０．０１８０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００００％～０．００１０％、
Ｖ：０．００～０．４０％、
Ｍｏ：０．００～０．６０％、
Ｃｕ：０．００～０．５０％、
Ｎｂ：０．０００～０．０５０％未満、
Ｎｉ：０．００～２．５０％、
Ｐｂ：０．００～０．１０％、
Ｂｉ：０．００～０．１０％、
Ｂ：０．００００～０．００５０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
超音波疲労試験によって検出される疲労起点介在物がＣｅ、Ｌａ、Ｎｄの１種以上と、Ｍｇ、Ａｌ，および、Ｏを含有し、かつ、その組成比が式（１）を満たすことを特徴とする、転動疲労特性に優れた鋼材。
（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）／Ａｌ％≧０．２０　・・・　式（１）
但し、式（１）において、Ｃｅ％、Ｌａ％、Ｎｄ％、Ｍｇ％、Ａｌ％は、それぞれ、疲労起点介在物が含有するＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの原子量％である。
［２］
　質量％で、Ｃ：０．１０％～０．４５％未満であり、Ｃｒ：０．０２～１．５０％であることを特徴とする、［１］に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
［３］
　質量％で、Ｃ：０．４５％～０．９０％未満であり、Ｃｒ：０．７０～２．５０％であることを特徴とする、［１］に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
［４］
　質量％で、Ｃ：０．９０％～１．５０％であり、Ｃｒ：０．７０～２．５０％であることを特徴とする、［１］に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
　本発明によれば、クラスター状のＡｌ－Ｏ系介在物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に改質して、酸化物系介在物の疲労特性への影響を低減することで、転動疲労特性に優れた鋼材を提供することができる。
転動疲労試験片の説明図であり、（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図である。 超音波疲労試験片の説明図である。 超音波疲労試験片の標点距離の間に含まれる介在物の説明図である。 疲労破壊が徐々に進行していく様子を模式的に示した説明図である。 超音波疲労試験片の破断面の説明図である。 疲労起点介在物の反射電子組成像の一例である。
　本発明者らは、従来技術の問題点を解決するため、実験及び検討を鋭意行った。その結果、ＲＥＭの含有量とＡｌおよびＳの含有量を調整することで、以下の知見を得た。
（１）クラスター状の酸化物であるＡｌ－Ｏ系介在物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に改質することで、酸化物系介在物と母材との密着性が向上する。
（２）クラスター状の酸化物であるＡｌ－Ｏ系介在物にＭｇとＲＥＭ系の介在物を混在させるためには、ＭｇおよびＲＥＭとの反応性が高いＳは極力含有量を抑えるべきである。
（３）クラスター状の酸化物であるＡｌ－Ｏ系介在物は粗大であり、疲労特性に悪影響を及ぼすため、Ａｌ量は極力抑えるほうがいいが、非添加では粗大な低級酸化物が形成され、ＭｇおよびＲＥＭによる酸化物系介在物の改質効果が得られない。よって、Ａｌの脱酸は最低限必要である。
　以下に、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態に係る鋼材とその製造方法とを詳細に説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼材の成分組成とその限定理由について説明する。なお、下記の元素の含有量に関する％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．１０％～１．５０％
　Ｃは、硬さを確保して、疲労寿命を向上させる元素である。所要の強度と硬さとを確保するためには、Ｃを０．１０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃ含有量が１．５０％を超えると硬さが上昇しすぎて、焼割れの原因となる。したがって、Ｃ含有量は、０．１０％～１．５０％とする。なお、Ｃ：０．１０％～０．４５％未満であれば、肌焼用の鋼材に適している。Ｃ：０．４５％～０．９０％未満であれば、高周波焼入れ用の鋼材に適している。Ｃ：０．９０％～１．５０％であれば、全体焼入れ用の鋼材に適している。また、Ｃ含有量の下限は、好ましくは、０．１５％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは１．３５％である。
　Ｓｉ：０．０１％～０．８０％
　Ｓｉは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が、０．８０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、さらに、脱酸状態に影響し、酸化物の形成に影響を及ぼし疲労特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％～０．８０％とする。また、Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは、０．０７％とする。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．６５％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０％～１．５０％
　Ｍｎは、焼入れ性を高めて強度を高め、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｎを０．１０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が、１．５０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、かえって、焼割れの原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％～１．５０％とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは、０．２０％とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは、１．２０％とする。
　Ｃｒ：０．０２％～２．５０％
　Ｃｒは、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｒを０．０２％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和し、かえって焼割れの原因となる。そのため、Ｃｒ含有量の上限は２．５０％とする。また、Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．１５％以上とする。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、１．９０％以下、もしくは１．８０％以下と規定してもよい。
　なお、肌焼による軸受用の鋼材として用いる場合には、Ｃｒ：０．０２～１．５０％とすることが望ましい。高周波焼き入れによる軸受用の鋼材、または全体焼き入れによる軸受用の鋼材として用いる場合には、Ｃｒ：０．７０～２．５０％とすることが望ましい。
　Ａｌ：０．００２％～０．０１０％未満
　Ａｌは、Ｔ．Ｏ（全酸素量）を低減する脱酸元素として、０．００２％以上を含有させる必要がある。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％以上では、クラスター状のアルミナ量が増加し、ＭｇおよびＲＥＭ添加によるＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物への改質が十分できないと考えられる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％未満とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、下限について０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、上限について、０．００８％以下とする。
　Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ：０．０００１％～０．００２５％
　Ｃｅ（セリウム）、Ｌａ（ランタン）、およびＮｄ（ネオジム）は希土類元素に分類される元素である。希土類元素とは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。希土類元素は、強力な脱酸元素であり、本実施形態に係る軸受け用鋼材において、極めて重要な役割を担う。製鋼用の希土類元素合金は、Ｃｅ、Ｌａ、および、Ｎｄの３元素が主成分となっているため、本発明では、希土類１７元素のうち、Ｃｅ、Ｌａ、および、Ｎｄを限定する。希土類合金に含まれる３元素以外の元素も強力な脱酸元素であることに変わりなく、３元素と同様の効果を発揮する。Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄのいずれか１種を０．０００１％～０．００２５％含有しても良いし、２種以上を合計で０．０００１％～０．００２５％含有しても良い。本発明における説明ではＣｅ、Ｌａ、および、ＮｄをＲＥＭと総称する。ＲＥＭは、まず、溶鋼中の酸素と反応して、ＲＥＭ系の酸化物を生成する。次いで、溶鋼中でのアルミナ酸化物の凝集クラスター化に伴ってＲＥＭ系酸化物も同時に取り込まれる。そうすることでＡｌ－Ｏ系酸化物がＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物へと改質される。
　本実施形態に係る軸受け用鋼材におけるＲＥＭの機能は以下の通りである。クラスター状介在物の大きさは、ＲＥＭを添加しない場合と添加しない場合とで大差はみられない。しかし、ＲＥＭ系の酸化物が混在することで、母材との界面状態が改善、具体的には密着性が向上するために、同じ大きさであっても破壊起点になりにくく、疲労特性が向上する。
　このような効果を得るためには、Ｔ．Ｏ量（全酸素量）に応じて、一定量以上のＲＥＭを含有させる必要がある。
　これらの観点から検討した結果、ＲＥＭが０．０００１％未満では含有効果が不十分であることを実験的に知見した。したがって、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００１％とし、好ましくは、０．０００３％以上、より好ましくは、０．０００８％以上とする。ただし、ＲＥＭ含有量が０．００２５％を超えると、コスト高となるだけでなく、鋳造ノズルの閉塞が発生し易くなり、鋼の製造を阻害する。したがって、ＲＥＭの含有量の上限は０．００２５％であり、好ましくは０．００２０％、より好ましくは０．００１８％である。
　Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％
　Ｍｇは、Ａｌと同様に強力な脱酸元素であり、本実施形態に係る鋼材において、極めて重要な役割を担う。Ｍｇだけではクラスター酸化物起点の破壊を抑制する効果は小さいが、ＲＥＭとＭｇの併用により、ＲＥＭ単独よりもその疲労特性の改善効果が高まる。本効果を得るためには、Ｍｇを０．０００５％以上の量で含有させる必要がある。Ｍｇ含有量が多いと、酸化物量そのものが増加しＲＥＭ添加によるＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物を改質ができないと考えられる。そのため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは下限を０．００１０％以上と規定する。Ｍｇ含有量は、好ましくは、上限を０．００４０％以下と規定する。
　Ｏ：０．０００１％～０．００２０％
　Ｏは不純物であり、脱酸により鋼から除去される元素である。脱酸により鋼中のＯを皆無とすることができればアルミナクラスターは発生せず、本発明が解決しようとする課題はもとより生じない。しかし、技術面およびコスト面から、現在の鋼においては０．０００１％以上のＯが必然的に含有され、これにより生じるアルミナクラスターにより疲労特性が低下しうる。本発明は、通常含まれるのと同程度の酸素を含有する鋼において、従来に比べて疲労特性を改善したものである。一般的には、鋼のＯ含有量は０．０００５％以上であることが多い。一方、Ｏ含有量が０．００２０％を超えると、アルミナなどの酸化物が多量に残存し、疲労寿命が低下するので、Ｏ含有量の上限を０．００２０％とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１５％以下である。
　疲労起点介在物におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの組成比（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）/Ａｌ％：０．２０以上
　クラスター状の酸化物であるＡｌ－Ｏ系介在物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に改質することで、酸化物系介在物と母材との密着性が向上し、疲労特性が向上する。この効果は、疲労起点介在物におけるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの組成比（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）/Ａｌ％が０．２０％以上の場合に発現する。したがって、（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）/Ａｌ％を０．２０以上とする。上記の効果をより高めるためには、（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）/Ａｌ％は０．５０以上が好ましい。
　疲労起点介在物におけるＣｅ％、Ｌａ％、Ｎｄ％、Ｍｇ％、Ａｌ％は、それぞれ、疲労起点介在物が含有するＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの原子数和に対する、各元素の原子数の割合（原子量％）である。疲労起点介在物において、Ａｌ％、Ｍｇ％、および（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％）の３項目がいずれも０．１以上であるときに、その疲労起点介在物は「ＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物」であるとする。望ましくは、疲労起点介在物には、Ｍｇ％、および（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％）の双方が１．０以上含まれていることが望ましい。なお、上記原子量％の算出にあたってはＯの原子数およびＯの割合が考慮されていないが、上記各元素はＯを介して複合介在物を形成しており、疲労起点介在物にはＯが含まれる。
　以上が、本実施形態に係る鋼材の基本的な成分組成であり、残部は、鉄及び不純物である。なお、「残部は、鉄及び不純物である」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから不可避的に混入するものを指す。ただし、本実施形態に係る鋼材において、不純物であるＴｉ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、およびＣａは、以下のように制限する必要がある。
　Ｔｉ：０．０００％～０．００５％未満
　Ｔｉは不純物であり、鋼中に存在すると、ＴｉＮを生成して疲労特性を劣化させるので、Ｔｉ含有量を０．００５％未満に制限する。好ましくはＴｉ含有量を０．００４％以下に制限する。
　Ｎ：０．０１８０％以下
　Ｎは不純物であり、鋼中に存在すると、窒化物を形成して疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性及び靭性を劣化させる。Ｎ含有量が、０．０１８０％を超えると、疲労特性、延性、及び、靭性の劣化などの弊害が著しくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１８０％に制限する。好ましくはＮ含有量を０．０１５０％以下に制限する。Ｎは０．００００％でも良いが、Ｎ含有量の低減には工業上の制約があり、またあまりに低くすることは意味がない。通常の費用で可能なＮの実質的な下限として０．００２０％としても良い。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物であり、鋼中に存在すると、結晶粒界に偏析して疲労寿命を低下させる。Ｐ含有量が、０．０３０％を超えると、疲労寿命が低下する。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０３０％に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量の下限は０．０００％でもよいが、工業的な下限として０．００１％としても良い。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中に存在すると、硫化物を形成する。Ｓ含有量が、０．００５％を超えると、ＳがＲＥＭと結合して硫化物を形成し、アルミナクラスターの改質に有効なＲＥＭを低減させ、ひいては疲労寿命を低下させる。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００５％に制限する。好ましくは、Ｓ含有量を０．００２５％以下に制限する。Ｓ含有量の下限は０．０００％でもよいが、工業的な下限として０．００１％としても良い。
　Ｃａ：０．００００％～０．００１０％
　Ｃａは、鋼中に存在すると、粗大なＣａＯが生成して、疲労寿命が低下するので、上限を０．００１０％とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００２％以下であり、０．００００％であればなおよい。
　上述の元素に加え、以下の元素を選択的に含有してもよい。以下、選択元素について説明する。
　本実施形態に係る鋼材は、さらに、Ｖ：０．００％～０．４０％、Ｍｏ：０．００％～０．６０％、Ｃｕ：０．００％～０．５０％、Ｎｂ：０．０００％～０．０５０％、Ｎｉ：０．００％～２．５０％、Ｐｂ：０．００～０．１０％、Ｂｉ：０．００～０．１０％、Ｂ：０．００００～０．００５０％、の１種以上を含有してもよい。
　Ｖ：０．００％～０．４０％
　Ｖは、鋼中のＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成し、鋼の組織微細化と強化に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．４０％を超えると、含有効果は飽和するとともに熱間加工時に割れが発生するので、Ｖ含有量の上限を０．４０％とする。好ましくは、Ｖ含有量を０．３０％以下とする。
　Ｍｏ：０．００％～０．６０％
　Ｍｏは、焼き入れ性を高めるとともに鋼中のＣと結合して、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が０．６０％を超えると、かえって焼割れの原因となるので、Ｍｏ含有量の上限を０．６０％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
　Ｃｕ：０．００％～０．５０％
　Ｃｕは、母材の強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｃｕを０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工時に割れが発生するので、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
　Ｎｂ：０．０００％～０．０５０％未満
　Ｎｂは、母材強化による疲労特性の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％以上になると、含有効果が飽和するとともに熱間加工時に割れが発生するので、Ｎｂ含有量を０．０５０％未満とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｎｉ：０．００％～２．５０％以下
　Ｎｉは、耐食性を上げることで疲労寿命の向上に寄与する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｉを０．１０％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．３０％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、鋼の被削性が低下するので、Ｎｉ含有量の上限を２．５０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
　Ｐｂ：０．００％～０．１０％
　Ｐｂは、鋼の被削性を高めるために添加される。しかし、Ｐｂ含有量が０．１０％を超えると疲労き裂の発生起点となり疲労強度が低下する。したがって、Ｐｂ含有量の上限は０．１０％とする。Ｐｂ含有量は好ましくは０．０６％以下である。
　Ｂｉ：０．００％～０．１０％
　Ｂｉは、鋼の被削性を高めるために添加される。しかし、Ｂｉ含有量が０．１０％を超えると疲労き裂の発生起点となり疲労強度が低下する。したがって、Ｂｉ含有量の上限は０．１０％とする。Ｂｉ含有量は好ましくは０．０６％以下である。
　Ｂ：０．００００％～０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を高めて靭性を改善する効果がある。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると熱処理時にオーステナイト粒が異常粒成長し疲労強度が低下する。したがって、Ｂ含有量の上限は０．００５０％とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
　本実施形態に係る鋼材においては、先のクラスター状の酸化物は、圧延によって延伸する。しかしながら、本実施形態に係る鋼材においては、その形態や大きさに関係なくアルミナ単体からＲＥＭ酸化物との複合になることで母材との界面状態が改質され疲労特性が改善する。
　本実施形態に係る鋼材の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼材の製造方法において、溶鋼を精錬する際、脱酸剤を投入する順序が重要である。本製造方法においては、まず、Ａｌ、Ｍｇを用いて脱酸を行う。次いで、ＲＥＭを用いて６０秒以上脱酸した後、真空脱ガスを含む取鍋精錬を行う。
　脱酸の初期にＲＥＭを添加すると、ＲＥＭ－Ｏ系酸化物を形成して固定されてしまい、のちに形成されるアルミナ、またはＡｌ－Ｍｇ－Ｏ系酸化物を改質することができない。そのため、脱酸の最初にＡｌを、続いてＭｇを添加して溶鋼に含まれるＯを酸化物として固定する。その後にＲＥＭを添加することにより、クラスター状の酸化物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に改質する。ＲＥＭの添加には、ミッシュメタル（複数の希土類金属からなる合金）などを用いることができ、例えば、精錬の末期に、塊状のミッシュメタルを溶鋼に添加すればよい。
　ＲＥＭによる脱酸は６０秒以上行う。これは、添加したＲＥＭがいったん形成したＡｌ－Ｍｇ－Ｏ系酸化物から酸素を取り込んでＲＥＭ系の酸化物を形成させるために必要な時間である。
　脱酸のために、Ｃａを添加する場合、低融点で延伸し易いＡｌ－Ｃａ－Ｏ系介在物が多数生成する。このため、Ａｌ－Ｃａ－Ｏ系介在物が多数生成した後に、ＲＥＭを添加しても、介在物の組成を改質することは難しい。したがって、Ｃａの添加や混入は、極力おさえる必要がある。
　上述した通り、本製造方法において、Ａｌ－Ｏ系のクラスター状の酸化物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に改質することができ、鋼材の転動特性が向上する。
　本実施形態に係る鋼材を軸受に用いる場合には、ＭｎＳの生成量と、独立して存在するＴｉＮの生成量とが極めて少ないことが理想であるが、皆無とする必要はない。ＳやＴｉの添加量を上記の通り制限することで、クラスター状酸化物よりＭｎＳやＴｉＮが粗大化することはなく、疲労破壊の起点とはなりえないからである。
　本製造方法において、鋳造後の鋳片を、加熱温度まで加熱した後、１２００℃～１２５０℃の温度域で６０秒以上、６０分以下保持した後、熱間圧延、又は、熱間鍛造を施して鋼材を製造する。この鋼材を素材として、最終形状に近い形状に切削した後、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、全体焼き入れ等の熱処理を施すことにより、表面の硬度を、軸受に適した硬度にすることができる。なお、本実施形態に係る鋼材は、Ｃ：０．１０％～１．５０％であるが、Ｃ：０．１０％～０．４５％未満であれば、肌焼用の鋼材に適しており、浸炭焼入れを施すことにより、表面の硬度を、ビッカース硬度７００Ｈｖ（測定荷重２．９４Ｎ）以上にすることができる。また、Ｃ：０．４５％～１．５０％であれば、高周波焼入れを施すことにより、表面の硬度を、ビッカース硬度６５０Ｈｖ（測定荷重２．９４Ｎ）以上にすることができる。また、Ｃ：０．９０％～１．５０％であれば、全体焼き入れによる軸受け用の鋼材に適している。
　本発明の鋼材を用いて浸炭焼入れ、高周波焼入れ、全体焼き入れ等の熱処理した転動部材は疲労特性に優れる。なお、転動部材として用いる場合は、必要に応じて、研削などの高硬度でかつ高精度加工が可能な手段を用いて、最終製品に仕上げるのが一般的である。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、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、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、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、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）　肌焼きによる軸受を想定した例
　表１に示すＮｏ．Ａ１～Ａ１６（本発明例）、Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ１４（比較例）の各成分の鋼種を１５０ｋｇ真空溶解炉で鋳造した。脱酸条件については、表２に示す脱酸条件ａ～ｆとして変化させ、影響を調査した。ＲＥＭを添加する場合には、想定歩留まり４０％でミッシュメタルを添加した。
　脱酸条件ａ、ｂ、ｄは、いずれもＡｌ、Ｍｇ、ＲＥＭの順番で脱酸剤を添加し、脱酸条件ａでは、ＲＥＭ添加から９０秒経過後、出鋼した。脱酸条件ｂでは、ＲＥＭ添加から５００秒経過したことを確認し出鋼した。脱酸条件ｄでは、ＲＥＭ添加から３０秒経過後すぐに出鋼した。脱酸条件ｃは、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｍｇの順番で脱酸剤を添加し、ＲＥＭによる脱酸時間は１２０秒とした。脱酸条件ｅは、Ａｌ，Ｍｇの順番で脱酸剤を添加して脱酸を行い、ＲＥＭ添加による脱酸を行わなかった。脱酸条件ｆは、Ａｌ，ＲＥＭの順番で脱酸剤を添加して脱酸を行い、ＲＥＭ添加から９０秒経過したことを確認して出鋼した。
　出鋼後、φ８０の丸棒へと熱間鍛造し、試験片採取のための素材とした。当該丸棒を、長手方向に垂直な断面で切断したうえで、図１に示す転動疲労試験片を採取した。具体的には、転動疲労試験片は、厚さ6.0mm、直径60mmの円盤状であり、円形の面が、元となった丸棒の長手方向と垂直となる。この転動疲労試験片は、軸受での内輪及び外輪を模したものである。転動疲労試験では、転動疲労試験片の円形面が試験面に該当し、同面が転動体と接触することにより疲労負荷がかけられる。
　転動疲労試験片の採取後、荷重負荷部分（試験面）が均質に軸受用途材と同等の７００Ｈｖ以上の硬度になるように、浸炭・焼入れと焼き戻しを行った。ここで、ビッカース硬度は測定荷重２．９４Ｎにて測定した。焼き戻し条件は、１８０℃で１ｈｒである。焼き戻し後、試験面を鏡面に仕上げ加工し転動疲労試験に供した。転動疲労試験は森式スラスト型試験機（接触面圧：５．３３ｇｐａ）で行った。各水準（表３のＮｏ．１～３２）に対する１０回の試験結果について、ワイブル統計を用いて、評価試料のうちの１０％が破壊するサイクル数を疲労特性Ｌ１０として評価した。
　疲労起点介在物の評価は、図２のような試験片を用い超音波疲労試験により実施した。同試験に向けた超音波疲労試験片も、上記転動疲労試験片の素材となった丸棒から採取した。超音波疲労試験片は、同試験片の長手方向が、素材となる丸棒の長手方向と垂直となるように採取した。超音波疲労試験片の採取にあたっては、予定された超音波疲労試験片形状より直径が０．３ｍｍ程度大きな素材として採取し、さらにつかみ部を、別の鋼材を溶接して形成した。その後、試験部に、表層の炭素濃度が転動疲労試験片と同等となり、かつ、試験部中心部まで浸炭ができるよう十分長時間に浸炭処理を行い、のち焼入れ処理と、１８０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。その後所定の超音波試験片形状に仕上げた。超音波疲労試験は周波数２０ｋＨｚ、応力比－１、応力振幅を７００から８５０ＭＰａと一定にし、破断するまで実施した。この超音波疲労試験の疲労起点介在物についてＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて組成を分析し、先のＲＥＭの原子量％の総量とＭｇ、Ａｌの原子量％を計測した。
　疲労起点介在物は、次のように特定される。図３に示すように、超音波疲労試験片１の標点距離Ｌの間に、多数の介在物ａが含まれている。これら介在物ａの中で、超音波疲労試験において最も応力集中を発生させる介在物ａ’を起点にして、疲労破壊が発生していく。最も応力集中を発生させる介在物ａ’は、大きさ、形状などによって超音波疲労試験において応力集中係数が最も大きくなる疲労起点介在物である。
　図４は、疲労破壊が徐々に進行していく様子を模式的に示した説明図である。先ず、図４（ａ）に示すように、介在物ａ’（疲労起点介在物）を中心にして、超音波疲労試験片１の長手方向と垂直な断面において円状に疲労き裂が発生する。そして、図４（ｂ）に示すように、応力振幅の回数の増加に伴って、円状に破断面１０が広がっていく。さらに、応力振幅の回数の増加に伴って破断面１０がある程度の大きさになると、図４（ｃ）に示すように、一気に破断に至る。
　こうして破断に至った超音波疲労試験片１の破断面には、図５に示すように、介在物ａ’（疲労起点介在物）を中心とする、フィッシュアイと呼ばれる円模様１１が残ることとなる。円模様１１は、一気に破断が進む直前の破断面１０に対応する。そこで、この円模様１１の中心にある介在物ａ’（疲労起点介在物）に含有されるＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの原子量％を測定し、（Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）／Ａｌ％を求める。
　起点介在物組成の計測には、加速電圧２０ｋＶ、倍率５００倍で観察を行う。介在物の中心が視野の中心となるようにＥＤＳ測定の視野を決定する。組成分析に用いた起点介在物の反射電子組成像の一例を図６に示す。図６に示すように、介在物部分と、非介在物の部分とは明確に判別可能である。そのため、視野内における介在物に対応する領域（介在物エリア）を特定し、その領域を抽出して化学組成を計測した。
　介在物の長径はおよそ１００～３００μｍであり、介在物全体が視野に収まらない場合も、一視野内で得られた値をその介在物の組成として用いる。上記の視野について、ドゥエルタイム０．５μｓ、プリセット５でＥＤＳによる元素マッピングを実施し、介在物エリアから得られたＸ線スペクトルよりＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの原子量％を求め、介在物組成を計測する。ＥＤＳのデータ取得及び解析には、ＥＤＳ分析システムＡｎａｌｙｓｉｓ
Ｓｔａｔｉｏｎ（日本電子製）を用いる。なお、表３における原子量％の算出にあたってはＯの割合が考慮されていないが、疲労起点介在物はいずれもＯを介して形成された複合介在物であり、Ｏを含んでいた。また、比較例では、疲労起点介在物が他元素（Ｍｎ、Ｔｉ等）を含むケースもあったが、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌ以外の元素はいずれも原子量％の算出に考慮されていない。
　表１に、実施例１における各鋼種の化学組成を示す。表２に、脱酸条件ａ～ｆを示す。表３に、各水準（Ｎｏ．１～３４）における鋼種、脱酸条件と、超音波疲労試験の疲労起点介在物の酸化物形態、組成と転動疲労試験による疲労特性（Ｌ１０寿命）を示す。
　本発明例の疲労寿命Ｌ１０は、１０７サイクル以上であり、比較例となる鋼種より優位であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例２）高周波焼き入れによる軸受を想定した例
　表４に示すＮｏ．Ｃ１～Ｃ１４（本発明例）、Ｎｏ．Ｄ１～Ｄ１０（比較例）の各成分の鋼種を１５０ｋｇ真空溶解炉で鋳造し、実施例１と同様にφ８０ｍｍの丸棒（試験片採取のための素材）へと熱間鍛造した。脱酸条件は、実施例１と同様、表２に示す脱酸条件ａ～ｆにより行った。転動疲労試験片の採取後、試験部に高周波焼入れ処理と、１５０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。高周波焼き入れ処理は、焼き戻し後の表面硬度が６５０Ｈｖ（測定荷重２．９４Ｎ）以上となる条件にて行った。さらに、試験面を鏡面に仕上げ加工し転動疲労試験に供した。転動疲労試験は森式スラスト型試験機（接触面圧：５．３３ＧＰａ）で行った。各水準（表５のＮｏ．１～２８）に対する１０回の試験結果について、ワイブル統計を用いて、評価試料のうちの１０％が破壊するサイクル数を疲労特性Ｌ１０として評価した。
　疲労起点介在物の評価は、実施例１と同様の超音波疲労試験により実施した。超音波疲労試験片に対する熱処理は、試験部に高周波焼入れ処理を行いその後１５０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。高周波焼き入れ処理は、焼き戻し後に、試験部表面から中心にかけて６５０Ｈｖ（測定荷重２．９４Ｎ）以上となる条件にて行った。疲労試験は周波数２０ｋＨｚ、応力比－１、応力振幅を７００から８５０ＭＰａと一定にし、破断するまで実施した。この超音波疲労試験の起点介在物についてＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて組成を分析し、先のＲＥＭの原子量％の総量とＭｇ、Ａｌの原子量％を計測した。表５においても、表３と同じく原子量％の算出にＯの割合が考慮されていないが、いずれの実施例においても、起点介在物はＯを含んでいた。
　表４に、実施例２における各鋼種の化学組成を示す。表５に、各水準（Ｎｏ．１０１～１２８）における鋼種、脱酸条件と、超音波疲労試験の疲労起点介在物の酸化物形態、組成と転動疲労試験による疲労特性（Ｌ１０寿命）を示す。
　ＲＥＭを適量含有した、本発明例の疲労特性Ｌ１０は、１０６サイクル以上であり、比較例となる鋼種より優位であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（実施例３）全体焼き入れによる軸受を想定した例
　表６に示すＮｏ．Ｅ１～Ｅ１２（本発明例）、Ｎｏ．Ｆ１～Ｆ１２（比較例）の各成分の鋼種を１５０ｋｇ真空溶解炉で鋳造し、実施例１と同様にφ８０ｍｍの丸棒（試験片採取のための素材）へと熱間鍛造した。脱酸条件は、実施例１と同様、表２に示す脱酸条件ａ～ｆにより行った。転動疲労試験片の採取後、試験片を８５０℃に加熱してから焼入れ処理を行い、その後１８０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。さらに、試験面を鏡面に仕上げ加工し転動疲労試験に供した。転動疲労試験は森式スラスト型試験機（接触面圧：５．３３ＧＰａ）で行った。各水準（表７のＮｏ．２０１～２２８）に対する１０回の試験結果について、ワイブル統計を用いて、評価試料のうちの１０％が破壊するサイクル数を疲労特性Ｌ１０として評価した。
　疲労起点介在物の評価は、実施例１と同様の超音波疲労試験により実施した。超音波疲労試験片に対する熱処理は、転動疲労試験片と同じ条件にて行った。疲労試験は周波数２０ｋＨｚ、応力比－１、応力振幅を７００から８５０ＭＰａと一定にし、破断するまで実施した。この超音波疲労試験の起点介在物についてＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて組成を分析し、先のＲＥＭの総量とＡｌ、Ｍｇの原子量％を計測した。表７においても、表３と同じく原子量％の算出にＯの割合が考慮されていないが、いずれの実施例においても、起点介在物はＯを含んでいた。
　表６に、実施例３における各鋼種の化学組成を示す。表７に、各水準（Ｎｏ．２０１～２２８）における鋼種、脱酸条件と、超音波疲労試験の疲労起点介在物の酸化物形態、組成と転動疲労試験による疲労特性（Ｌ１０寿命）を示す。
　ＲＥＭを適量含有した、本発明例の疲労特性Ｌ１０は、５．０×１０６サイクル以上であり、比較例となる鋼種より優位であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明によれば、クラスター状のＡｌ－Ｏ系介在物をＲＥＭ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｏ系介在物に複合化させることによって、疲労特性に優れた鋼材を提供することができる。
　１　超音波疲労試験片
　１０　破断面
　１１　同心円状の模様（フィッシュアイ）
　Ｌ　標点距離
　ａ　介在物
　ａ’　介在物（疲労起点介在物）

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％～１．５０％、
    Ｓｉ：０．０１％～０．８０％、
    Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、
    Ｃｒ：０．０２％～２．５０％、
    Ａｌ：０．００２％～０．０１０％未満、
    Ｃｅ＋Ｌａ＋Ｎｄ：０．０００１％～０．００２５％、
    Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、
    Ｏ：０．０００１％～０．００２０％、
    Ｔｉ：０．０００％～０．００５％未満、
    Ｎ：０．０１８０％以下、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ｃａ：０．００００％～０．００１０％、
    Ｖ：０．００～０．４０％、
    Ｍｏ：０．００～０．６０％、
    Ｃｕ：０．００～０．５０％、
    Ｎｂ：０．０００～０．０５０％未満、
    Ｎｉ：０．００～２．５０％、
    Ｐｂ：０．００～０．１０％、
    Ｂｉ：０．００～０．１０％、
    Ｂ：０．００００～０．００５０％、
    残部がＦｅおよび不純物であり、
    超音波疲労試験によって検出される疲労起点介在物がＣｅ、Ｌａ、Ｎｄの１種以上と、Ｍｇ、Ａｌ，および、Ｏを含有し、かつ、その組成比が式（１）を満たすことを特徴とする、転動疲労特性に優れた鋼材。
    （Ｃｅ％＋Ｌａ％＋Ｎｄ％＋Ｍｇ％）／Ａｌ％≧０．２０　・・・　式（１）
    但し、式（１）において、Ｃｅ％、Ｌａ％、Ｎｄ％、Ｍｇ％、Ａｌ％は、それぞれ、疲労起点介在物が含有するＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｍｇ、Ａｌの原子量％である。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．１０％～０．４５％未満であり、Ｃｒ：０．０２～１．５０％であることを特徴とする、請求項１に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
  3. 　質量％で、Ｃ：０．４５％～０．９０％未満であり、Ｃｒ：０．７０～２．５０％であることを特徴とする、請求項１に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
  4. 　質量％で、Ｃ：０．９０％～１．５０％であり、Ｃｒ：０．７０～２．５０％であることを特徴とする、請求項１に記載の転動疲労特性に優れた鋼材。
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