WO2021201159A1 - 鋼材 - Google Patents

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WO2021201159A1
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less
bearing component
carburized bearing
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PCT/JP2021/014004
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根石　豊
圭介 千葉
康平 金谷
佐田　隆
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日本製鉄株式会社
株式会社ジェイテクト
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    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the carburized bearing component means a bearing component that has been carburized.
  • Bearing steel is represented by SUJ2 specified in JIS G 4805 (2008).
  • Bearing steel is manufactured into bearing parts by the following method. Hot forging and / or cutting is performed on the steel material to produce an intermediate product having a desired shape. Heat treatment is performed on the intermediate product to adjust the hardness and microstructure of the steel material. The heat treatment is, for example, quenching and tempering, carburizing, or carburizing and nitriding. Through the above steps, a bearing component having desired bearing performance (wear resistance and toughness of the core portion of the bearing component) is manufactured.
  • carburizing treatment is carried out as the above-mentioned heat treatment.
  • the carburizing treatment means a treatment for carrying out carburizing quenching and tempering.
  • a carburized layer is formed on the surface layer of the steel material to harden the surface layer of the steel material.
  • the bearing component subjected to the carburizing treatment is referred to as a carburized bearing component.
  • Patent Document 1 JP-A-8-49057
  • Patent Document 2 JP-A-2008-280583
  • At least one of the raceway ring and the rolling element has C: 0.1 to 0.7% by weight, Cr: 0.5 to 3.0% by weight, Mn: 0.3.
  • the material is steel containing ⁇ 1.2% by weight, Si: 0.3 to 1.5% by weight, Mo: 3% by weight or less, and further containing V: 0.8 to 2.0% by weight. ..
  • An intermediate product formed from the material is carburized to a carbon concentration of 0.8 to 1.5% by weight on the bearing surface and a V / C concentration ratio of 1 to 2.5 on the bearing surface.
  • Patent Document 1 describes that this rolling bearing can improve wear resistance because V-carbide is generated on the surface of the rolling bearing.
  • the calcined steel disclosed in Patent Document 2 has C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less in mass%. , S: 0.03% or less, Cr: 0.3 to 2.5%, Mo: 0.1 to 2.0%, V: 0.1 to 2.0%, Al: 0.050% or less, It has a composition consisting of O: 0.0015% or less, N: 0.025% or less, V + Mo: 0.4 to 3.0%, and the balance Fe and unavoidable impurities.
  • This carburized steel is a carburized steel, the surface layer C concentration after the carburizing treatment is 0.6 to 1.2%, the surface hardness is HRC58 or more and less than 64, and the surface layer is V-based.
  • the number ratio of fine V-based carbides having a particle size of less than 100 nm is 80% or more.
  • bearing parts include medium-sized or large-sized bearing parts used for mining machinery applications or construction machinery applications, and small-sized bearing parts used for automobile applications.
  • Small bearing parts are, for example, bearing parts applied to drive parts such as transmissions.
  • Small bearing parts for automobiles are often used in an environment where lubricating oil circulates.
  • the viscosity of lubricating oil has been reduced to reduce frictional resistance and transmission resistance, and the amount of lubricating oil to be circulated has been reduced. Therefore, in the usage environment of the bearing parts, the lubricating oil is easily decomposed and hydrogen is easily generated during use.
  • hydrogen When hydrogen is generated in the usage environment of the bearing component, hydrogen invades into the bearing component from the outside. The invading hydrogen causes a structural change in a part of the microstructure of the bearing component. Structural changes during use of the bearing component reduce the peeling life of the bearing component.
  • hydrogen generation environment an environment in which hydrogen that causes a change in tissue is generated.
  • Bearing parts used in a hydrogen generation environment are required to have an excellent peeling life. Further, in the manufacturing process of the carburized bearing component, a cutting process for making the bearing component into a final shape may be performed. In this case, the steel material used as the material for the carburized bearing parts is also required to have excellent machinability.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 the compatibility between the peeling life of the hydrogen generation environment as a carburized bearing component and the machinability as a steel material is not examined.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having excellent machinability and excellent peeling life in a hydrogen generation environment when carburized to obtain a carburized bearing part.
  • the steel materials according to this disclosure are By mass% C: 0.25 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.40 to 0.70%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 0.80 to 1.50%, Mo: 0.17 to 0.30%, V: 0.24 to 0.40%, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0300% or less, and O: Contains 0.0015% or less,
  • the rest consists of Fe and impurities Assuming that the content of each element in the steel material is within the above range, the formulas (1) to (4) are satisfied.
  • the microstructure is Ferrite and pearlite with a total area ratio of 5.0 to 100.0%, With a total area ratio of 0-95.0%, a hard phase consisting of bainite or bainite and martensite, Consists of When a composite inclusion containing CaO and / or CaS, MgO, and Al 2 O 3 is defined as a CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide, it is relative to the total area of the oxide in the steel material.
  • the ratio of the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is 30.0% or more.
  • the number density of oxides having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • 1.50 ⁇ 0.4Cr + 0.4Mo + 4.5V ⁇ 2.45 (1)
  • 2.20 ⁇ 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.45Ni + 0.8Cr + Mo + V ⁇ 3.50 (2)
  • Mo / V ⁇ 0.58 (3)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% for each element symbol in the equations (1) to (4), and "0" is substituted when the corresponding element is not contained. ..
  • the steel material according to the present disclosure has excellent machinability and excellent peeling life in a hydrogen generation environment when carburized to make a carburized bearing part.
  • the present inventors investigated and examined the machinability of a steel material and the peeling life of a carburized bearing part due to a structural change in a hydrogen-generating environment when the carburized material was carburized to obtain a carburized bearing part. Was done.
  • the present inventors examined the chemical composition of steel materials in order to achieve both excellent machinability and excellent peeling life in a hydrogen generation environment when used as a carburized bearing component.
  • C 0.25 to 0.45%
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Mn 0.40 to 0.70%
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • Cr 0.80 to 1.50%
  • Mo 0.17 to 0.30%
  • V 0.24 to 0.40%
  • Al 0.005 to 0.100%
  • N 0.0300% or less
  • Ti 0 to 0.100%
  • the balance is a steel material composed of Fe and impurities, excellent machinability may be obtained, and further, with respect to the steel material having the above chemical composition. It was considered that when carburized bearing parts are subjected
  • V precipitate refers to a carbide containing V (V carbide), a carbonitride containing V (V carbide), a composite carbide containing V (V composite carbide), and V. It is a concept including any one or more of the composite carbide nitrides (V composite carbide nitrides) contained.
  • the V-composite carbide means a carbide containing V and Mo.
  • the V composite carbonitride means a carbonitride containing V and Mo.
  • V precipitates having a circle-equivalent diameter of 150 nm or less are also referred to as “small V precipitates”.
  • the small V precipitate traps hydrogen. Further, since the small V precipitate is small, it is unlikely to be a starting point of cracking. Therefore, if the small V precipitates are sufficiently dispersed in the carburized bearing parts, structural changes are unlikely to occur in a hydrogen generation environment. As a result, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment can be extended.
  • F1 0.4Cr + 0.4Mo + 4.5V.
  • F1 is an index relating to the amount of small V precipitates produced, which traps hydrogen and enhances the peeling life of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment.
  • the formation of small V precipitates is promoted by containing not only V but also Cr and Mo in the steel material.
  • Cr produces Fe-based carbides such as cementite or Cr carbides in a temperature range lower than the temperature range in which V precipitates are formed.
  • Mo produces Mo carbide (Mo 2 C) in a temperature range lower than the temperature range at which V precipitates are formed. As the temperature rises, Fe-based carbides, Cr carbides, and Mo carbides are solid-solved to form V-precipitate precipitation nucleation sites.
  • F1 is higher than 1.50 and less than 2.45
  • carburizing is performed on the premise that the content of each element is within the range of this embodiment and the formulas (2) to (4) are satisfied.
  • a sufficiently large amount of small V precipitates are generated in the bearing component. Therefore, when the carburized bearing component is used in a hydrogen generating environment, the structure inside the carburized bearing component is unlikely to change. As a result, the peeling life of the carburized bearing component is extended in a hydrogen generating environment.
  • F1 is less than 2.45, the formation of coarse V precipitates is further suppressed, and a large number of small V precipitates are also formed on the surface layer of the carburized bearing component. Therefore, the wear resistance of the carburized bearing parts is also improved.
  • F2 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.45Ni + 0.8Cr + Mo + V.
  • Each element (C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo and V) in F2 is a main element in the above-mentioned chemical composition that enhances hardenability of steel materials. Therefore, F2 is an index of the strength of the core portion of the carburized bearing component and the machinability of the steel material which is the material of the carburized bearing component.
  • F2 is higher than 2.20 and less than 3.50, the content of each element is within the range of this embodiment, and the formulas (1), (3) and (4) are satisfied.
  • Sufficient machinability can be obtained in steel materials on the premise of. Further, the strength of the core portion of the carburized bearing component is sufficiently increased, and the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is sufficiently extended.
  • Mo is an element that promotes the precipitation of small V precipitates.
  • F1 satisfies the formula (1)
  • the total contents of V content, Cr content and Mo content required for the formation of small V precipitates can be obtained.
  • F3 Mo / V. If F3 is less than 0.58, even if the content of each element is within the range of this embodiment and the formulas (1), (2) and (4) are satisfied, the carburized bearing component is contained. Small V precipitates are not sufficiently formed. As a result, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment cannot be sufficiently obtained.
  • the in-grain strengthening of (a) depends on the total content of Mo content, V content, and Cr content.
  • the strengthening of the grain boundaries in (b) it is effective to reduce the content of P, which is particularly likely to segregate at the grain boundaries, among the above-mentioned chemical compositions.
  • the suppression of hydrogen intrusion in (c) it was found by the investigation by the present inventors that it is extremely effective to reduce the Mn content in the steel material.
  • F4 (Mo + V + Cr) / (Mn + 20P).
  • the ratio of the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide to 30.0% (hereinafter referred to as the specific oxide ratio RA) is 30.0% or more, the excellent machinability of the steel material and hydrogen generation The present inventors have found that both excellent peeling life of carburized bearing parts in an environment can be achieved. This point will be described below.
  • the inclusions in the steel material when the mass% of the inclusions is 100%, the inclusions having an oxygen content of 1.0% or more in mass% are defined as "oxides”. ..
  • the oxides include, for example, Al 2 O 3 , a composite oxide containing MgO and Al 2 O 3 , (hereinafter, also referred to as MgO-Al 2 O 3 composite oxide), CaO and / or CaS and Al 2 O 3 .
  • complex oxide containing hereinafter, also referred to as CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide
  • composite oxide containing the Al 2 O 3 CaO and / or CaS and MgO CaO-CaS-MgO- Al 2 O 3 composite oxide
  • a composite oxide containing CaO and / or CaS, MgO and Al 2 O 3 is defined as "CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide".
  • Oxides are likely to be the starting point of cracks during use of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment. Therefore, it has been considered that oxides tend to reduce the peeling life of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment.
  • the present inventors have considered that depending on the type of oxide, it may be possible to suppress a decrease in the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment. Therefore, the present inventors investigated the relationship between the type of oxide and the peeling life of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment. As a result, the following findings were obtained.
  • the particle size of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide is larger than that of other oxides. Therefore, if the proportion of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide in the oxide is large, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened.
  • the particle size of Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxide is small. Therefore, if Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxide are simple substances, the influence on the peeling life in the hydrogen generation environment is small. However, the Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides aggregate to form clusters (aggregates of a plurality of Al 2 O 3 and agglomerates of a plurality of Mg O -Al 2 O 3 composite oxides). do. The size of the cluster will be coarse. Therefore, if the amount of Al 2 O 3 or Mg O—Al 2 O 3 composite oxide is large, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide has a smaller particle size than the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide, and Al 2 O 3 and Al 2 O 3 and Like the MgO-Al 2 O 3 composite oxide, it is difficult to cluster. Therefore, the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide has a small effect on the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment.
  • the present inventors can increase the proportion of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in the steel material in the steel material. It was thought that the size of the oxide could be suppressed and the peeling life of the carburized bearing parts in the hydrogen generation environment could be extended.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is produced by modifying the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the ratio (%) of the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide to the total area of the oxide is defined as "specific oxide ratio RA". If the specific oxide ratio RA is high, there are many CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxides, and CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxides, Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides. It means that there are few things. Therefore, the present inventors considered that by increasing the specific oxide ratio RA, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment can be increased.
  • the present inventors have manufactured carburized bearing parts using steel materials in which the content of each element in the chemical composition is within the above range and satisfy the formulas (1) to (4). Then, the peeling life of the carburized bearing parts in a hydrogen generation environment was investigated. As a result, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the number density of the coarse oxides described later is 15.0 pieces / The present inventors have found that if the specific oxide ratio RA is 30.0% or more on the premise that the thickness is 2 or less, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is remarkably increased. ..
  • the number density of oxides having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • an oxide having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is also referred to as a “coarse oxide”.
  • the ratio of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in the oxide increases.
  • the particle size of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is smaller than that of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is difficult to cluster like the Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides. Therefore, the size of the oxide in the steel material can be kept small.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the specific oxide ratio RA is 30.0%.
  • the number density of oxides (coarse oxides) having a circle equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0 pieces / mm 2 or less. In this case, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment is remarkably extended.
  • the steel material according to the present embodiment completed based on the above findings has the following constitution.
  • the microstructure is Ferrite and pearlite with a total area ratio of 5.0 to 100.0%, With a total area ratio of 0-95.0%, a hard phase consisting of bainite or bainite and martensite, Consists of When a composite inclusion containing CaO and / or CaS, MgO, and Al 2 O 3 is defined as a CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide, it is relative to the total area of the oxide in the steel material.
  • the ratio of the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is 30.0% or more.
  • the number density of oxides having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • Steel material 1.50 ⁇ 0.4Cr + 0.4Mo + 4.5V ⁇ 2.45 (1)
  • Mo / V ⁇ 0.58 (3)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% for each element symbol in the equations (1) to (4), and "0" is substituted when the corresponding element is not contained. ..
  • C 0.25 to 0.45% Carbon (C) enhances the hardenability of steel. Therefore, the strength of the core portion and the toughness of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material are enhanced.
  • C further forms fine carbides and carbonitrides by carburizing treatment to enhance the wear resistance of the carburized bearing parts.
  • C further forms small V precipitates, primarily during carburizing. The small V precipitate traps hydrogen when the carburized bearing component is used in a hydrogen generating environment. Therefore, the small V precipitate enhances the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment. If the C content is less than 0.25%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the V precipitate remains in the steel material manufacturing process without being completely dissolved, even if the other element content is within the range of the present embodiment.
  • the V precipitate remaining in the steel material grows during the manufacturing process of the carburized bearing component.
  • coarse V deposits are formed in the carburized bearing parts.
  • Coarse V precipitates in carburized bearing components have a low ability to trap hydrogen. Therefore, the coarse V precipitate causes a structural change during the use of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment. Further, the coarse V precipitate also serves as a starting point for cracking. As a result, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment is shortened.
  • the C content is 0.25 to 0.45%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.28%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.32%.
  • the preferable upper limit of the C content is 0.43%, more preferably 0.41%, still more preferably 0.40%.
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Silicon (Si) enhances the hardenability of steel materials. Si further enhances the temper softening resistance of the carburized layer of carburized bearing parts manufactured from steel. Si also increases the rolling fatigue strength of carburized bearing parts. Si is further dissolved in the ferrite of the steel material to reinforce the ferrite. If the Si content is less than 0.10%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the rolling fatigue strength of the carburized bearing component is saturated even if the content of other elements is within the range of this embodiment. If the Si content exceeds 0.50%, the machinability of the steel material is further significantly reduced.
  • the Si content is 0.10 to 0.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.12%, more preferably 0.15%, still more preferably 0.18%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.48%, more preferably 0.45%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.30%.
  • Mn 0.40 to 0.70%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel materials. As a result, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased, and the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is extended. If the Mn content is less than 0.40%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.70%, the hardness of the steel material used as the material of the carburized bearing component becomes high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. As a result, the machinability of the steel material is reduced.
  • the Mn content is 0.40 to 0.70%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.42%, more preferably 0.44%, still more preferably 0.46%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.68%, more preferably 0.66%, still more preferably 0.64%.
  • Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and lowers the grain boundary strength. If the P content exceeds 0.015%, P will be excessively segregated at the grain boundaries even if the other element content is within the range of the present embodiment. In this case, the grain boundary strength decreases. As a result, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment is shortened. Therefore, the P content is 0.015% or less.
  • the upper limit of the preferable P content is 0.013%, more preferably 0.010%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of P content raises manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • S 0.005% or less Sulfur (S) is an impurity that is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. S produces sulfide-based inclusions. Coarse sulfide-based inclusions are likely to be the starting point for cracking during use of carburized bearing components in a hydrogen generating environment. If the S content exceeds 0.005%, the sulfide-based inclusions will be coarse even if the other element content is within the range of this embodiment. As a result, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment is shortened. Therefore, the S content is 0.005% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.004%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of S content raises manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials. As a result, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased. Cr is further contained in combination with V and Mo to promote the formation of small V precipitates during carburizing. As a result, the wear resistance of the carburized bearing component is increased. Furthermore, the peeling life of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment is extended. If the Cr content is less than 0.80%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.50%, the carburizing property at the time of carburizing treatment is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Cr content is 0.80 to 1.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.85%, more preferably 0.88%, still more preferably 0.90%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 1.45%, more preferably 1.40%, still more preferably 1.35%.
  • Mo 0.17 to 0.30% Molybdenum (Mo), like Cr, enhances the hardenability of steel materials. As a result, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased. Mo is further contained in combination with V and Cr to promote the formation of small V precipitates during carburizing. As a result, the wear resistance of the carburized bearing component is increased. Furthermore, the peeling life of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment is extended. If the Mo content is less than 0.17%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.30%, the strength of the steel material becomes too high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Mo content is 0.17 to 0.30%.
  • the preferred lower limit of the Mo content is 0.18%, more preferably 0.19%, and even more preferably 0.20%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 0.29%, more preferably 0.28%, still more preferably 0.27%.
  • V 0.24 to 0.40% Vanadium (V) forms small V deposits in carburized bearing parts made of steel.
  • the small V precipitate traps hydrogen that has entered the carburized bearing component during use of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment.
  • the equivalent circle diameter of the small V deposits in the carburized bearing parts is as small as 150 nm or less. Therefore, even if the small V precipitate traps hydrogen, it is unlikely to be the starting point of structural change. Therefore, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment can be extended.
  • the small V deposits formed in the carburized bearing component further enhance the wear resistance of the carburized bearing component.
  • the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the V content exceeds 0.40%, coarse V precipitates may be formed in the carburized bearing component even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the toughness of the core of the carburized bearing component is reduced.
  • the coarse V precipitates in the carburized bearing components have a low ability to trap hydrogen. Therefore, structural changes are likely to occur during the use of carburized bearing parts in a hydrogen generating environment. Further, the coarse V precipitate also serves as a starting point for cracking. Therefore, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened.
  • the V content is 0.24 to 0.40%.
  • the preferable lower limit of the V content is 0.25%, more preferably 0.26%, still more preferably 0.27%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.39%, more preferably 0.38%, and even more preferably 0.36%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel in the steelmaking process. Al further combines with N in the steel material to form AlN, and suppresses a decrease in hot workability of the steel material due to the solid solution N. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the other element content is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, clustered coarse oxides are formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. The clustered coarse oxides are the starting points for cracking in a hydrogen-generating environment. Therefore, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened.
  • the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.008%, more preferably 0.010%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.070%, still more preferably 0.060%.
  • the Al content referred to in the present specification means the content of total Al (Total Al).
  • N 0.0300% or less Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. N dissolves in the steel material and lowers the hot workability of the steel material. If the N content exceeds 0.0300%, the hot workability of the steel material is significantly reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the N content is 0.0300% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0250%, more preferably 0.0200%.
  • the N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of N content raises manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, and more preferably 0.0002%.
  • Oxygen (O) is an impurity that is inevitably contained. That is, the O content is more than 0%. O combines with other elements in steel to form coarse oxides (including coarsening due to clustering). Coarse oxides serve as the starting point for cracking in a hydrogen-generating environment. Therefore, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is shortened. If the O content exceeds 0.0015%, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generating environment is significantly reduced even if the other element content is within the range of the present embodiment. Therefore, the O content is 0.0015% or less. The preferred upper limit of the O content is 0.0013%, more preferably 0.0012%. The O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of O content raises manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, and more preferably 0.0002%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material used as the material for the carburized bearing parts according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the steel material is industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the steel material of the present embodiment. Means what is done.
  • the chemical composition of the steel material of the present embodiment is further replaced with a part of Fe.
  • Cu 0.20% or less Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of steel materials. Therefore, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.20%, the strength of the steel material is excessively increased even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the machinability of the steel material is reduced. Therefore, the Cu content is 0 to 0.20%, and when it is contained, it is 0.20% or less. That is, the Cu content when contained is more than 0 to 0.20%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 0.18%, more preferably 0.16%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of steel materials. Therefore, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased. If even a small amount of Ni is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.20%, the strength of the steel material is excessively increased even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the machinability of the steel material is reduced. Therefore, the Ni content is 0 to 0.20%, and when it is contained, it is 0.20% or less. That is, the Ni content when contained is more than 0 to 0.20%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 0.18%, more preferably 0.16%.
  • B 0.0050% or less
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, B enhances the hardenability of the steel material. Therefore, the strength of the core portion of the carburized bearing component manufactured from steel material is increased. B further suppresses the segregation of P at the grain boundaries. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.0050%, B nitride (BN) is produced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the toughness of the core of the carburized bearing component is reduced.
  • the B content is 0 to 0.0050%, and when it is contained, it is 0.0050% or less. That is, the B content when contained is more than 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb combines with C and N in steel to form Nb precipitates such as carbides, nitrides and carbonitrides. The Nb precipitate enhances the strength of the carburized bearing component by strengthening the precipitation. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.100%, the toughness of the core portion of the carburized bearing component decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%, and when it is contained, it is 0.100% or less. That is, the Nb content when contained is more than 0 to 0.100%. The preferred lower limit of the Nb content is 0.005%, more preferably 0.010%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.070%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When contained, Ti, like Nb, produces Ti precipitates such as carbides, nitrides, and carbonitrides. Ti precipitates increase the strength of carburized bearing parts by strengthening precipitation. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content exceeds 0.100%, the toughness of the core of the carburized bearing component decreases even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%, and when it is contained, it is 0.100% or less. That is, the Ti content when contained is more than 0 to 0.100%. The preferred lower limit of the Ti content is 0.005%, more preferably 0.010%. The preferred upper limit of the Ti content is 0.080%, more preferably 0.070%.
  • F1 0.4Cr + 0.4Mo + 4.5V.
  • F1 is an index relating to the amount of small V precipitates produced.
  • the “small V-precipitate” means a V-precipitate having a circle-equivalent diameter of 150 nm or less.
  • V precipitates The formation of small V precipitates is promoted not only by V but also by Cr and Mo.
  • Cr produces Fe-based carbides such as cementite or Cr carbides in a temperature range lower than the temperature range in which V precipitates are formed.
  • Mo produces Mo carbide (Mo 2 C) in a temperature range lower than the temperature range at which V precipitates are formed. As the temperature rises, Fe-based carbides, Cr carbides, and Mo carbides are solid-solved to form V-precipitate precipitation nucleation sites.
  • the preferable lower limit of F1 is 1.52, more preferably 1.54, and even more preferably 1.60.
  • the preferred upper limit of F1 is 2.44, more preferably 2.43, even more preferably 2.35, even more preferably 2.30, still more preferably 2.25, even more preferably. It is 2.20.
  • the value of F1 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F2 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.45Ni + 0.8Cr + Mo + V.
  • F2 is an index of the strength of the core portion of the carburized bearing component and the machinability of the steel material.
  • F2 is higher than 2.20 and lower than 3.50, the content of each element is within the range of this embodiment, and the formulas (1), (3) and (4) are satisfied. Sufficient machinability can be obtained in steel materials on the premise of. Further, the strength of the core portion of the carburized bearing component is sufficiently increased, and the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is sufficiently extended.
  • the preferred lower limit of F2 is 2.25, more preferably 2.30, even more preferably 2.35, even more preferably 2.40, still more preferably 2.45, still more preferably. It is 2.50.
  • the preferred upper limit of F2 is 3.48, more preferably 3.45.
  • the value of F2 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F3 Mo / V.
  • the total contents of V content, Cr content and Mo content required for the formation of small V precipitates can be obtained.
  • the V content with respect to the Mo content must be further adjusted. Specifically, if the ratio of the Mo content to the V content is too low, the Mo carbides that serve as the precipitation nucleation sites will not be sufficiently precipitated before the V precipitates are formed. In this case, even if the content of each element in the chemical composition of the steel material is within the range of this embodiment and the formula (1) is satisfied, small V precipitates are not sufficiently generated.
  • F3 is 0.58 or more, that is, if the formula (3) is satisfied, the content of each element is within the range of the present embodiment, and the formulas (1), (2) and (4) are satisfied. On the premise that the above conditions are satisfied, a small V precipitate is sufficiently produced. As a result, the peeling life of the carburized bearing component is sufficiently long in the hydrogen generation environment.
  • the preferable lower limit of F3 is 0.60, more preferably 0.65, still more preferably 0.70, still more preferably 0.76.
  • the value of F3 shall be the value obtained by rounding off the third decimal place.
  • F4 (Mo + V + Cr) / (Mn + 20P).
  • the small V precipitate not only traps hydrogen, but also strengthens the inside of the crystal grains by strengthening the precipitation. Therefore, the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment is extended. Further, if the grain boundaries in the carburized bearing parts in the hydrogen generation environment can be strengthened, the peeling life of the carburized bearing parts in the hydrogen generation environment is further extended. Further, if it is possible to suppress the intrusion of hydrogen into the carburized bearing component in the hydrogen generating environment, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generating environment is further extended.
  • the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment can be further extended by the three synergistic effects of (a) strengthening in the crystal grains, (b) strengthening the grain boundaries, and (c) suppressing hydrogen intrusion. ..
  • the in-grain strengthening of (a) depends on the total content of Mo content, V content, and Cr content.
  • the strengthening of the grain boundaries in (b) it is effective to reduce the content of P, which is particularly likely to segregate at the grain boundaries, among the above-mentioned chemical compositions.
  • the suppression of hydrogen intrusion in (c) it is extremely effective to reduce the Mn content in the steel material.
  • F4 When F4 is 2.00 or more, hydrogen generation is performed on the premise that the content of each element in the chemical composition of the steel material is within the range of this embodiment and the formulas (1) to (3) are satisfied. A sufficient peeling life of carburized bearing parts in the environment can be obtained.
  • the preferred lower limit of F4 is 2.20, more preferably 2.30, still more preferably 2.35, still more preferably 2.40, still more preferably 2.50.
  • the value of F4 is a value obtained by rounding off the third decimal place.
  • the chemical composition of steel can be measured by a well-known component analysis method.
  • a drill is used to generate chips from steel and collect the chips.
  • the collected chips are dissolved in acid to obtain a solution.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy
  • the C content and S content are determined by a well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method).
  • the N content is determined using the well-known Inactive Gas Melting-Thermal Conductivity Method.
  • the O content is determined using the well-known inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the microstructure of the steel material of the present embodiment comprises ferrite and pearlite having a total area ratio of 5.0 to 100.0% and a hard phase having a total area ratio of 0 to 95.0%.
  • the hard phase consists of bainite or bainite and martensite.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite may be 50.0% or more, or the total area ratio of the hard phase may be 50.0% or more.
  • the regions other than the hard phase, ferrite and pearlite are, for example, retained austenite, precipitates (including cementite) and inclusions. The area ratio of retained austenite, precipitates and inclusions is negligibly small.
  • the preferable lower limit of the total area ratio of ferrite and pearlite is 8.0%, more preferably 10.0%, still more preferably 11.0%, still more preferable. Is 12.0%.
  • the preferred upper limit of the total area ratio of ferrite and pearlite is 95.0%, more preferably 90.0%, further preferably 80.0%, still more preferably 75.0%, still more preferably. Is 70.0%.
  • the total area ratio (%) of ferrite and pearlite in the microstructure of the steel material of the present embodiment and the total area ratio (%) of the hard phase are measured by the following methods.
  • a sample is taken from the center position (R / 2 position) of the radius R connecting the surface and the central axis of the cross section (hereinafter referred to as the cross section) perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel bar or wire rod. ..
  • the surface corresponding to the cross section is used as the observation surface.
  • the observation surface is etched with 2% alcohol nitrate (Nital corrosive liquid). The etched observation surface is observed using a 500x optical microscope to generate an arbitrary 20-field photographic image. The size of each field of view is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • each phase such as ferrite, pearlite, and hard phase has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is identified based on the contrast. Since it is difficult to distinguish between bainite and martensite, bainite and martensite are specified as hard phases.
  • the total area ([mu] m 2) of the ferrite in each field and determines the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all fields of view to the total area of all fields of view is defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • the total area ratio (%) of the hard phase is determined by the following method.
  • Total area ratio of hard phase 100.0-Total area ratio of ferrite and pearlite
  • the total area ratio (%) of ferrite and pearlite is a value obtained by rounding off the second decimal place.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the microstructure has a total area ratio of 5.0% or more.
  • Ratio of the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide to the total area of the oxide in the steel material (specific oxide ratio RA) on the premise that the ferrite and pearlite of ) Is 30.0% or more.
  • the oxide and the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide are defined as follows.
  • oxides examples include Al 2 O 3 , MgO-Al 2 O 3 composite oxide, CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide, and CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the particle size of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide is larger than that of other oxides. Therefore, if the amount of CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide is large among the oxides, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened.
  • the particle size of the Al 2 O 3 and Mg O-Al 2 O 3 composite oxides is small. However, these oxides aggregate to form clusters (aggregates of a plurality of Al 2 O 3 and aggregates of a plurality of Mg O -Al 2 O 3 composite oxides). The size of the cluster will be coarse. Therefore, if the amount of these oxides is large, the peeling life of the carburized bearing component in the hydrogen generation environment is shortened as in the case of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide has a smaller particle size than the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is further difficult to cluster like the Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides. Therefore, the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide has a small effect on the peeling life of the carburized bearing component in a hydrogen generation environment. Further, the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide can be produced by modifying the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the microstructure has a total area ratio of 5.0.
  • Percentage of total area of CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide to total area of oxide in steel, assuming that% or more of ferrite and pearlite and the balance are baynite (specific oxidation) Material ratio RA) shall be 30.0% or more.
  • the proportion of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in the oxide is sufficiently high. Therefore, the oxide is unlikely to be the starting point of cracking. Therefore, the fatigue life of the carburized bearing parts in a hydrogen generating environment is remarkably increased.
  • the specific oxide ratio RA can be measured by the following method. A sample is taken from the R / 2 position (R is the radius of the steel material) in the cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the steel material, that is, the R / 2 position in the cross section of the steel material. Of the surface of the sample, the surface corresponding to the cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the steel material is defined as the observation surface. The observation surface of the collected sample is mirror-polished. On the observation surface after polishing, 20 fields of view (evaluation area 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m per field of view) are randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • Identify inclusions in each field of view For each of the identified inclusions, energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) is used to identify the oxide. Specifically, using EDX, elemental analysis is performed at two measurement points for each inclusion. Then, in each inclusion, each element (Al, Mg, Ca, S, O) is detected at each measurement point. The arithmetic mean value of the O content (mass%) obtained at the two measurement points when the mass% of the inclusion to be measured is 100% is taken as the oxygen content (mass%) in the inclusion. Define.
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • inclusions having an O content of 1.0% or more when the mass% of inclusions is 100% are identified as "oxides”.
  • the oxide is referred to as "CaO-CaS-MgO-". It is defined as " Al 2 O 3 composite oxide”.
  • the total area of the oxide in 20 fields of view is calculated. Further, the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in 20 fields of view is determined.
  • the inclusions to be measured are inclusions having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more.
  • the circle-equivalent diameter means the diameter of a circle when the area of inclusions is converted into a circle having the same area. If the equivalent circle diameter is more than twice the beam diameter of EDX, the accuracy of elemental analysis will be improved.
  • the beam diameter of EDX used for identifying inclusions is 0.2 ⁇ m.
  • inclusions having a circle-equivalent diameter of less than 0.5 ⁇ m cannot improve the accuracy of elemental analysis in EDX.
  • Inclusions with a circular equivalent diameter of less than 0.5 ⁇ m have a very small effect on the peeling life. Therefore, in the present embodiment, the inclusions to be measured have a diameter equivalent to a circle of 0.5 ⁇ m or more.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the microstructure has a total area ratio of 5.0%.
  • the oxide in the steel material has an oxide with a circle equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more.
  • the number density of substances (coarse oxides) is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • the oxide is modified to have a specific oxide ratio RA of 30.0% or more, the ratio of CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in the oxide increases.
  • the particle size of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is smaller than that of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide is difficult to cluster like the Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides. Therefore, the size of the oxide in the steel material can be kept small.
  • the specific oxide ratio RA is 30.0% or more, and the number density of coarse oxides (oxides having an equivalent circle diameter of 20.0 ⁇ m or more) is 15. 0 pieces / mm 2 or less. Therefore, in the carburized bearing component manufactured from the steel material of the present embodiment, the peeling life in the hydrogen generation environment is remarkably extended.
  • the preferred upper limit of the number density of the coarse oxides is 14.0 pieces / mm 2 , more preferably 13.5 pieces / mm 2 , still more preferably 13.0 pieces / mm 2 , and even more preferably 12. It is 0.0 pieces / mm 2 , more preferably 11.0 pieces / mm 2 , and even more preferably 10.0 pieces / mm 2 .
  • the smaller the number density of the coarse oxides the more preferable.
  • excessive reduction of the number density of coarse oxides increases the manufacturing cost. Therefore, the preferable lower limit of the number density of the coarse oxide is 0.1 pieces / mm 2 , more preferably 0.5 pieces / mm 2 , and further preferably 0.8 pieces / mm 2 .
  • the number density of coarse oxides in steel materials can be measured by the following method.
  • oxides (coarse oxides) having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more are specified.
  • evaluation area per field of view is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m
  • the total area of 20 fields of view Ask for.
  • the equivalent circle diameter is obtained based on the total area of the oxide group regarded as one oxide.
  • the steel material of the present embodiment having the above structure has the content of each element in the chemical composition within the range of the present embodiment and satisfies the formulas (1) to (4).
  • the microstructure is composed of ferrite and pearlite having a total area ratio of 5.0% or more and bainite in the balance, and further has a specific oxide ratio RA of 30.0% or more and is a coarse oxide (equivalent to a circle).
  • the number density of oxides having a diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0 pieces / mm 2 or less. Therefore, the steel material of the present embodiment is excellent in machinability. Further, the carburized bearing component manufactured from the steel material of the present embodiment has an excellent peeling life in a hydrogen generation environment.
  • An example of the method for manufacturing a steel material of the present embodiment is a steelmaking process in which molten steel is smelted and cast to produce a material (slab or ingot), and a steel material that is hot-processed to be a material for carburized bearing parts. It is equipped with a hot working process for manufacturing.
  • molten steel is smelted and cast to produce a material (slab or ingot)
  • a steel material that is hot-processed to be a material for carburized bearing parts It is equipped with a hot working process for manufacturing.
  • Stepmaking process In the steelmaking process, molten steel is subjected to well-known primary refining using a converter.
  • LF processing In the LF treatment, slag containing Ca and Mg is put into molten steel and refined by the LF method. In the LF process, a process that satisfies the following conditions is performed.
  • Condition 1 The LF processing time is 40 minutes or more.
  • Condition 2 The slag basicity at the time of LF treatment is 5.0 to 12.0.
  • Condition 3 When the Al content of the molten steel after the LF treatment is 0.005% or more and the Al content in the steel material is 0.015% or more, the Al content of the produced steel material is 80. It shall be 0% or less.
  • conditions 1 to 3 will be described.
  • LF processing time 40 minutes or more The time from the start to the end of LF processing is defined as "LF processing time". In this embodiment, the LF processing time is 40 minutes or more.
  • the LF treatment time affects the modification of the oxide. More specifically, the LF treatment time affects the modification of the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide to the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide in the molten steel is not sufficiently modified into the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide.
  • the specific oxide ratio RA is less than 30.0% in the steel material.
  • the specific oxide ratio RA is 30.0% or more on the premise that other production conditions are also satisfied.
  • the preferable lower limit of the LF processing time is 45 minutes, and more preferably 50 minutes.
  • the upper limit of the LF processing time is not particularly limited, but is, for example, 100 minutes.
  • the molten steel temperature during the LF treatment may be a well-known temperature.
  • the molten steel temperature during the LF treatment is, for example, 1350 to 1600 ° C.
  • Basicity of slag during LF treatment 5.0 to 12.0
  • slag is charged into the molten steel so that the slag absorbs inclusions.
  • the CaO concentration / SiO 2 concentration in the slag is defined as the basicity. If the basicity of the slag after the completion of the LF treatment is less than 5.0, the CaO concentration in the slag in the LF treatment is too low. In this case, in the produced steel material, among the oxides, an excessively large amount of Al 2 O 3 and MgO-Al 2 O 3 composite oxides is present. As a result, the specific oxide ratio RA is less than 30.0%. Further, in the produced steel material, the number density of coarse oxides exceeds 15.0 pieces / mm 2.
  • the basicity of the slag after the completion of the LF treatment exceeds 12.0, the CaO concentration in the slag in the LF treatment is too high. In this case, an excessively large amount of CaO-CaS-Al 2 O 3 composite oxide remains in the produced steel material. Therefore, the oxide is not sufficiently modified into a CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide. As a result, the specific oxide ratio RA is reduced to less than 30.0%. Further, an excessively large amount of coarse oxides are also produced, and the number density of coarse oxides exceeds 15.0 pieces / mm 2 in the produced steel material.
  • the oxide is modified to form a CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite on the premise that other production conditions are also satisfied. A large amount of oxide can be produced.
  • the specific oxide ratio RA is 30.0% or more, and the number density of coarse oxides is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • the basicity of the slag after the LF treatment is measured by the following method.
  • a part of the slag floating on the liquid surface of the molten steel after the completion of the LF treatment is collected. Chips are generated from the collected slag, and the chips are collected. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution.
  • ICP-AES is performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition.
  • the O content is determined using the well-known inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method. Based on the obtained Ca content, Si content and O content, the CaO concentration in the slag and the SiO 2 concentration are calculated in mass% by a well-known method.
  • the Al content of the molten steel after the LF treatment can be used to estimate the Al content that contributed to the deoxidizing action during the LF treatment. If the Al content of the molten steel after the LF treatment is less than 0.005%, the deoxidation of the molten steel in the LF is insufficient. In this case, a large number of coarse oxides remain in the produced steel material. Therefore, the number density of coarse oxides exceeds 15.0 / mm 2.
  • the Al content of the produced steel material is 0.015% or more and the Al content of the molten steel after the LF treatment exceeds 80.0%, Al 2 O 3 and Mg O- An excessive amount of Al 2 O 3 composite oxide is formed. Therefore, in the produced steel material, an excessively large amount of Al 2 O 3 and Mg O —Al 2 O 3 composite oxide remains. As a result, the specific oxide ratio RA is less than 30.0%. Further, in the produced steel material, the number density of coarse oxides exceeds 15.0 pieces / mm 2.
  • the Al content of the molten steel after LF treatment is 0.005% or more and the Al content in the steel material is 0.015% or more, the Al content of the manufactured steel material is 80.0% or less. If so, the molten steel undergoing the LF treatment contains an appropriate concentration of Al. Therefore, deoxidation with Al can be sufficiently carried out. Further, the Al oxide can be modified into a CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide on the premise that other production conditions are satisfied. As a result, in the produced steel material, the specific oxide ratio RA is 30.0% or more, and the number density of coarse oxides is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • the Al content of the molten steel after LF treatment is measured by the following method. A part of the molten steel after LF treatment is collected. The collected molten steel is cooled and solidified. Using the solidified sample (steel material), elemental analysis is carried out by the same method as the above-mentioned "method for measuring the chemical composition of steel material", and the Al content is measured in% by mass.
  • RH processing In the RH treatment, the coarse oxide in the molten steel is levitated from the molten steel to remove the coarse oxide from the molten steel, and the size of the oxide of the steel material after the RH treatment is suppressed.
  • a process that satisfies the following conditions is performed.
  • Condition 4 The RH processing time is 15 minutes or more. The condition 4 will be described below.
  • RH processing time 15 minutes or more The time from the start to the end of RH processing is defined as "RH processing time”. In this embodiment, the RH processing time is 15 minutes or more.
  • the coarse oxide in the molten steel is levitated from the molten steel to remove the coarse oxide from the molten steel. Even when the above-mentioned conditions 1 to 3 in the LF treatment are satisfied, if the RH treatment time is less than 15 minutes, the number density of coarse oxides having a circle-equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more is 15.0. It exceeds 1 piece / mm 2.
  • the RH treatment time is 15 minutes or more, the content of each element in the molten steel is within the range of this embodiment, the formulas (1) to (4) are satisfied, and the conditions 1 to 3 are satisfied in the LF treatment.
  • the number density of coarse oxides having a specific oxide ratio RA of 30.0% or more and a circle equivalent diameter of 20.0 ⁇ m or more in steel materials is 15.0 pieces / mm 2 or less.
  • the preferable lower limit of the RH treatment time is 20 minutes, and more preferably 25 minutes.
  • the upper limit of the RH processing time is not particularly limited, but is, for example, 60 minutes.
  • the molten steel temperature during the RH treatment may be a well-known temperature.
  • the molten steel temperature during the RH treatment is, for example, 1350 to 1600 ° C.
  • the final component adjustment is carried out during the RH treatment to produce molten steel in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and satisfies the formulas (1) to (4).
  • molten steel in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and satisfies the formulas (1) to (4) is produced.
  • the produced molten steel is used to produce a material by a well-known casting method.
  • an ingot is manufactured by an ingot method using molten steel.
  • bloom or billet may be produced by a continuous casting method using molten steel. Materials (bloom, ingot) are manufactured by the above method.
  • the material (bloom or ingot) manufactured in the steel making process is hot-worked to produce a steel material to be a material for carburized bearing parts.
  • the steel material is, for example, bar steel or wire rod.
  • the hot working step includes a bulk rolling step and a finish rolling step. Hereinafter, each step will be described.
  • the material is hot-rolled to produce billets.
  • the material is hot-rolled (bulk-rolled) by a slabbing mill to manufacture billets.
  • a continuous rolling mill is located downstream of the ingot rolling mill, hot rolling is further performed on the billet after the ingot rolling using the continuous rolling mill to produce a billet having a smaller size. You may.
  • the heating temperature and holding time in the heating furnace in the lump rolling process are not particularly limited.
  • the heating temperature in the lump rolling step is, for example, 1150 to 1300 ° C.
  • the holding time at the heating temperature is, for example, 15 to 30 hours.
  • the billet is first heated using a heating furnace.
  • the billet after heating is hot-rolled using a continuous rolling machine to produce steel bars or wire rods, which are steel materials used as materials for carburized bearing parts.
  • the heating temperature and holding time in the heating furnace in the finish rolling process are not particularly limited.
  • the heating temperature in the finish rolling step is, for example, 1150 to 1300 ° C.
  • the holding time at the heating temperature is, for example, 1.5 to 10 hours.
  • the steel material after finish rolling is cooled at a cooling rate equal to or lower than the free cooling rate to manufacture the steel material of the present embodiment.
  • the cooling rate is not particularly limited.
  • the average cooling rate CR of the steel material after finish rolling in the temperature range where the steel material temperature is 800 ° C. to 500 ° C. is 0.1 to 5.0 ° C./sec.
  • the steel material temperature is 800 to 500 ° C., a phase transformation from austenite to ferrite, pearlite, or bainite occurs.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800 ° C to 500 ° C is 0.1 to 5.0 ° C / sec
  • ferrite and pearlite with a total area ratio of 5.0% or more and the rest are bainite.
  • the average cooling rate CR is measured by the following method.
  • the steel material after finish rolling is transported downstream by a transfer line.
  • a plurality of temperature gauges are arranged along the transport line on the transport line. Therefore, it is possible to measure the temperature of the steel material at each position of the transport line. Based on a plurality of temperature gauges arranged along the transport line, the time until the steel material temperature reaches 800 ° C. to 500 ° C. is obtained, and the average cooling rate CR (° C./sec) is obtained.
  • the average cooling rate CR can be adjusted by arranging a plurality of slow cooling covers on the transport line at intervals.
  • the steel material of the present embodiment having the above configuration can be manufactured.
  • the steel material of this embodiment is used for carburized bearing parts.
  • the carburized bearing component means a carburized bearing component.
  • the carburizing treatment means a treatment for carrying out carburizing quenching and tempering.
  • Bearing parts mean rolling bearing parts.
  • the bearing component is, for example, a race wheel, a race disc, a rolling element, or the like.
  • the raceway ring may be an inner ring or an outer ring, and the racetrack may be an axial racetrack, a housing racetrack, a center racetrack, or a centering housing racetrack.
  • the raceway ring and the racetrack are not particularly limited as long as they are members having a raceway surface.
  • the rolling element may be a ball or a roller.
  • the rollers are, for example, cylindrical rollers, rod-shaped rollers, needle-shaped rollers, tapered rollers, convex rollers, and the like.
  • the carburized bearing component includes a carburized layer formed by carburizing treatment and a core portion inside the carburized layer.
  • the depth of the carburized layer is not particularly limited, but the depth from the surface of the carburized layer is, for example, 0.2 mm to 5.0 mm.
  • the chemical composition of the core portion is the same as the chemical composition of the steel material of the present embodiment.
  • the carburized layer and the core of the carburized bearing component can be easily distinguished by microstructure observation. Specifically, it is well known to those skilled in the art that the contrast between the carburized layer and the core portion is different in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the carburized bearing component. Therefore, it is easy to distinguish between the carburized layer and the core in the carburized bearing component.
  • An example of a method for manufacturing a carburized bearing component having the above configuration is as follows. First, the steel material of the present embodiment is processed into a predetermined shape to produce an intermediate product.
  • the processing method is, for example, hot forging or machining. Machining is, for example, cutting. It suffices to carry out hot forging under well-known conditions.
  • the heating temperature in the hot forging step is, for example, 1000 to 1300 ° C. Allow the intermediate product after hot forging to cool. Machining may be performed after hot forging.
  • Well-known spheroidizing annealing treatment may be performed on the steel material or intermediate product before machining.
  • Carburized bearing parts are manufactured by performing a well-known carburizing treatment on the manufactured intermediate products.
  • the carburizing process includes carburizing and quenching and tempering.
  • carburizing and quenching the intermediate product is heated and held above the Ac3 transformation point in an atmosphere containing a well-known carburized metamorphic gas, and then rapidly cooled.
  • tempering treatment the carburized and hardened intermediate product is held in a temperature range of 150 to 200 ° C. for a predetermined time.
  • the carburized modified gas means a well-known endothermic modified gas (RX gas).
  • RX gas, butane, hydrocarbon gas such as propane is mixed with air, a gas reacted by passing through a heated Ni catalyst, a mixed gas containing CO, H 2, N 2 or the like.
  • the surface C concentration and surface hardness of the carburized bearing parts can be adjusted by controlling the conditions of carburizing and quenching and tempering. Specifically, the surface C concentration can be adjusted by controlling the carbon potential and the like in the atmosphere during carburizing and quenching.
  • the surface C concentration of the carburized bearing component is mainly adjusted by the carbon potential of carburizing and quenching, the carburizing temperature, and the holding time at the carburizing temperature.
  • Surface hardness is related to surface C concentration. Specifically, the higher the surface C concentration, the higher the surface hardness. On the other hand, as the surface C concentration decreases, the surface hardness also decreases.
  • the surface hardness increased by carburizing and quenching can be decreased by tempering. If the tempering temperature is raised and the holding time at the tempering temperature is lengthened, the surface hardness decreases. The surface hardness can be maintained high by lowering the tempering temperature and shortening the holding time at the tempering temperature.
  • the preferred conditions for carburizing and quenching are as follows. However, the conditions for carburizing and quenching are not limited to the following conditions.
  • Carbon potential CP in atmosphere 0.70 to 1.40
  • the carbon potential CP in the atmosphere is 0.70 or more
  • the C concentration on the surface of the carburized bearing component is sufficiently increased, and for example, the surface C concentration is 0.70% or more in mass%.
  • the carburizing treatment produces a sufficient amount of carbides or carbonitrides, and the wear resistance is remarkably improved.
  • the carbon potential CP is 1.40 or less
  • the surface C concentration is 1.20% or less, and the formation of coarse carbides or carbonitrides is sufficiently suppressed. Therefore, the preferred carbon potential CP is 0.70 to 1.40.
  • Carburizing temperature 830 to 930 ° C
  • Retention time at carburizing temperature 30 to 100 minutes If the carburizing temperature is too low, the diffusion rate of C will be slow. In this case, the processing time required to obtain the predetermined heat treatment properties becomes long, and the manufacturing cost becomes high. On the other hand, if the carburizing temperature is too high, the amount of solid solution of C invaded into the steel matrix increases. Therefore, a sufficient amount of carbide or carbonitride is not generated, and the wear resistance of the carburized bearing component is lowered. Therefore, the carburizing temperature is 830 to 930 ° C.
  • the holding time at the carburizing temperature is not particularly limited as long as a sufficient C concentration can be secured on the surface of the steel material.
  • the holding time is, for example, 30 to 100 minutes.
  • Quenching temperature 830-930 ° C If the quenching temperature is too low, sufficient C cannot be solid-solved in the steel, and the hardness of the steel decreases. On the other hand, if the quenching temperature is too high, the crystal grains become coarse, and coarse carbides or carbonitrides along the grain boundaries tend to precipitate. Therefore, the quenching temperature is 830 to 930 ° C.
  • the carburizing temperature may also be the quenching temperature.
  • the quenching method at the time of quenching may be water cooling or oil cooling.
  • the preferred conditions for tempering are as follows.
  • Tempering temperature 150-200 ° C Holding time at tempering temperature: 30 to 240 minutes If the tempering temperature is 150 ° C. or higher, the toughness of the core of the carburized bearing component can be sufficiently obtained. When the tempering temperature is 200 ° C. or lower, the surface hardness of the carburized bearing component is maintained, and the wear resistance of the carburized bearing component is maintained. Therefore, the preferred tempering temperature is 150-200 ° C.
  • the holding time at the tempering temperature is 30 minutes or more, the toughness of the core of the carburized bearing component can be sufficiently obtained. Further, when the holding time is 240 minutes or less, the surface hardness of the carburized bearing component is maintained, and the wear resistance of the carburized bearing component is maintained. Therefore, the holding time at the tempering temperature is 30 to 240 minutes.
  • C concentration and Rockwell C hardness HRC on the surface of carburized bearing parts are, for example, as follows.
  • the C concentration on the surface of the carburized bearing component manufactured by carburizing and quenching and tempering under the above conditions is 0.70 to 1.20%. If the C concentration on the surface is too low, the surface hardness becomes too low and the wear resistance is lowered. On the other hand, if the C concentration on the surface is too high, coarse carbides or coarse carbonitrides are generated, and the peeling life in a hydrogen generation environment is shortened. When the C concentration on the surface is 0.70 to 1.20%, the wear resistance and the peeling life in a hydrogen generating environment are excellent.
  • the preferable lower limit of the C concentration on the surface is 0.75%, more preferably 0.80%.
  • the preferable upper limit of the C concentration on the surface is 1.10%, more preferably 1.05%, and even more preferably 1.00%.
  • the C concentration on the surface is measured by the following method. Using an electron probe microanalyzer (EPMA), the C concentration (mass%) is measured at an arbitrary surface position of the carburized bearing component from the surface to a depth of 100 ⁇ m at a pitch of 1.0 ⁇ m. The arithmetic mean value of the measured C concentration is defined as the surface C concentration (mass%).
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the Rockwell C hardness HRC on the surface of the carburized bearing component is 58.0 to 65.0. If the surface Rockwell C hardness HRC is less than 58.0, the wear resistance of the carburized bearing component is lowered. On the other hand, if the Rockwell C hardness HRC on the surface exceeds 65.0, the generation and growth of fine cracks are facilitated, and the peeling life in a hydrogen generation environment is shortened. If the surface Rockwell C hardness HRC is 58.0 to 65.0, excellent wear resistance and excellent peeling life in a hydrogen generation environment can be obtained.
  • the preferred lower limit of the surface Rockwell C hardness HRC is 58.5, more preferably 59.0.
  • the preferred upper limit of the surface Rockwell C hardness HRC is 64.5, more preferably 64.3.
  • Rockwell C hardness HRC of carburized bearing parts is measured by the following method. Specify any four measurement positions on the surface of the carburized bearing component. A Rockwell C hardness HRC test using a C scale is performed at the specified four measurement positions in accordance with JIS Z 2245 (2011). The arithmetic mean of the four Rockwell C-hardness HRCs obtained is defined as the Rockwell C-hardness HRC on the surface.
  • carburized bearing parts are manufactured using the steel material of the present embodiment as a material.
  • the carburized bearing component manufactured from the steel material of the present embodiment has an excellent peeling life in a hydrogen generating environment.
  • the effect of the steel material of the present embodiment will be described more specifically by way of examples.
  • the conditions in the following examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the steel material of the present embodiment. Therefore, the steel material of the present embodiment is not limited to this one condition example.
  • the blanks in Table 1 mean that the content of the corresponding element was below the detection limit.
  • the steel type Z had a chemical composition corresponding to SUJ2 specified in JIS G 4805 (2008), which is a conventional steel material.
  • the steel type Z is referred to as "comparative reference steel material".
  • Conditions 1 to 3 in the LF processing are as shown in Table 2. Specifically, the LF processing time (minutes) at each test number was as shown in the "LF processing time” column of the “LF” column in Table 2. The basicity of the slag after the completion of the LF treatment was as shown in the “Post-LF basicity” column of the “LF” column in Table 2. The basicity of the slag after the completion of the LF treatment was measured by the method described above. The Al content in the molten steel after the LF treatment was as shown in the "Al content after LF” column in the "LF” column in Table 2. The Al content in the molten steel after the LF treatment was measured by the above method. The molten steel temperature during the LF treatment was in the range of 1400 to 1600 ° C.
  • RH treatment was performed on the molten steel after LF treatment.
  • Condition 4 in the RH treatment was as follows. Specifically, the RH processing time (minutes) at each test number was as shown in the "RH processing time” column of the "RH” column in Table 2.
  • the molten steel temperature during the RH treatment was in the range of 1400 to 1600 ° C.
  • molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. Bloom was manufactured by continuously casting the manufactured molten steel.
  • Bloom was hot-worked to manufacture steel (steel bar), which is the material for carburized bearing parts. Specifically, first, a slabbing rolling step was carried out on Bloom. The heating temperature of bloom in the lump rolling process was in the range of 1200 to 1300 ° C. The heating time was 18 hours. The heated bloom was lump-rolled to produce a billet having a rectangular cross section of 160 mm ⁇ 160 mm.
  • a finish rolling process was carried out on the billet.
  • the billet was heated at 1200-1300 ° C. for 2.0 hours.
  • the heated billet was hot-rolled to produce a steel bar having a diameter of 60 mm.
  • the billet after production was cooled.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature was 800 ° C. to 500 ° C. was 0.1 to 5.0 ° C./sec.
  • steel bars (steel materials) used as materials for carburized bearing parts were manufactured.
  • the comparative reference steel material (steel type Z)
  • a steel bar having a diameter of 60 mm was manufactured under the same manufacturing conditions.
  • each phase (ferrite, pearlite, hard phase, etc.) was identified.
  • the total area of the ferrite in the field of view [mu] m 2), and to determine the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all fields of view to the total area of all fields of view was defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • the total area ratio (%) of ferrite and pearlite was a value obtained by rounding off the second decimal place.
  • the total area ratio (%) of the hard phase was determined by the following method using the total area ratio of ferrite and pearlite.
  • Total area ratio of hard phase 100.0-Total area ratio of ferrite and pearlite
  • the total area ratio of ferrite and pearlite of each test number is shown in the "F + P total area ratio (%)” column in Table 2.
  • the total area ratio of the hard phase of each test number is shown in the “total area ratio of hard phase (%)” column in Table 2.
  • the specific oxide ratio RA of the steel material of each test number was measured by the following method. A sample was taken from the R / 2 position in the cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the steel material. Of the surfaces of the sample, the surface corresponding to the cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the steel material was used as the observation surface. The observation surface of the collected sample was mirror-polished, and 20 fields of view (evaluation area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m per field of view) were randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the inclusions in each field of view were identified.
  • Oxides were identified using EDX for each of the identified inclusions. Specifically, using EDX, elemental analysis was performed at at least two measurement points for each inclusion. Then, in each inclusion, each element (Al, Mg, Ca, S, O) was detected at each measurement point. The arithmetic mean value of the O content obtained at the two measurement points when the mass% of the inclusion to be measured was 100% was defined as the oxygen content (mass%) in the inclusion.
  • inclusions with a measured O content of 1.0% or more were defined as “oxides”. Further, when Ca, Mg and Al or Ca, S, Mg and Al are contained as the elements detected at the two measurement points among the specified oxides, the oxide is referred to as "CaO-CaS”. -MgO-Al 2 O 3 composite oxide ".
  • the total area of the oxide in 20 fields of view was determined. Further, the total area of the CaO-CaS-MgO-Al 2 O 3 composite oxide in 20 fields of view was determined.
  • the oxide groups are considered to be clustered, and the oxide groups are regarded as one. Considered as an oxide. Then, the equivalent circle diameter was determined based on the total area of the oxide group regarded as one oxide. The obtained number densities are shown in the "Coarse oxide number density (pieces / mm 2 )" column in Table 2.
  • the cutting tool used was a cemented carbide equivalent to P10 specified in JIS B 4053 (2013). The cutting speed was 150 m / min, the feed rate was 0.15 mm / rev, and the depth of cut was 1.0 mm. No lubricant was used during turning.
  • the time until the flank wear amount of the cutting tool reaches 0.2 mm after performing the outer peripheral turning under the above-mentioned cutting conditions is defined as the tool life (Hr).
  • the tool life ratio of each test number was calculated by the following formula based on the tool life of the comparative reference steel material (steel type Z).
  • Tool life ratio Tool life (Hr) of each test number / Tool life (Hr) of comparative reference steel material (steel type Z)
  • the obtained tool life ratio was 0.8 or more, it was judged that the machinability was excellent. On the other hand, if the tool life ratio is less than 0.8, it is judged that the machinability is low.
  • the cooling method for quenching was oil cooling using oil at 80 ° C.
  • the tempering treatment was carried out at the tempering temperature (180 ° C.) and holding time (120 minutes) shown in Table 3, and after the holding time had elapsed, air cooling was performed. Through the above steps, a plurality of rolling fatigue test pieces, which are simulated carburized bearing parts, were produced with each test number.
  • the Rockwell C hardness HRC of the rolling fatigue test piece was measured by the following method. Arbitrary four measurement positions were specified on the surface of the rolling fatigue test piece. A Rockwell C hardness HRC test using a C scale was performed at the specified four measurement positions in accordance with JIS Z 2245 (2011). The arithmetic mean of the four Rockwell C-hardness HRCs obtained was defined as the Rockwell C-hardness HRC on the surface. The Rockwell C hardness HRC of the obtained surface is shown in the “HRC” column of Table 2.
  • the quenching temperature in the quenching treatment was 860 ° C., and the holding time at the quenching temperature was 60 minutes. After the holding time had elapsed, the intermediate product was oil-cooled with oil at 80 ° C. The atmosphere inside the heat treatment furnace used for the quenching treatment was adjusted so that decarburization did not occur in the intermediate product after the quenching treatment.
  • the intermediate product after quenching was tempered.
  • the tempering temperature in the tempering treatment was 180 ° C., and the holding time at the tempering temperature was 120 minutes.
  • the surface of the obtained test piece was wrapped to obtain a rolling fatigue test piece of a comparative reference steel material.
  • the following peeling life test was carried out using the rolling fatigue test piece of each test number and the rolling fatigue test piece of the comparative reference steel material (steel type Z). Specifically, in order to simulate a hydrogen generation environment , a rolling fatigue test piece was immersed in a 20% aqueous solution of ammonium thiocyanate (NH 4 SCN) to carry out a hydrogen charge treatment. Specifically, the hydrogen charge treatment was carried out at an aqueous solution temperature of 50 ° C. and an immersion time of 24 hours.
  • NH 4 SCN ammonium thiocyanate
  • a rolling fatigue test was conducted on a hydrogen-charged rolling fatigue test piece using a thrust type rolling fatigue tester.
  • the maximum contact surface pressure at the time of the test was 3.0 GPa, and the repetition rate was 1800 cpm (cycle per minute).
  • the lubricating oil used in the test was turbine oil, and the steel balls used in the test were SUJ2 tempering materials specified in JIS G4805 (2008).
  • peeling life ratio Peeling life of each test number / Peeling life of comparative reference steel material (steel type Z)
  • the obtained peeling life ratio is shown in the "Peeling life ratio" column of Table 2.
  • the peeling life ratio was 2.0 or more, it was judged that the peeling life in a hydrogen generating environment was excellent.
  • the peeling life ratio is less than 2.0, it is judged that the peeling life in a hydrogen generating environment is low.
  • Table 2 shows the test results.
  • the content of each element was appropriate, and F1 to F4 satisfied the formulas (1) to (4).
  • the manufacturing conditions were appropriate. Therefore, the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 5.0% or more, the balance is composed of bainite, the specific oxide ratio RA is 30.0% or more, and the equivalent circle diameter is 20.0 ⁇ m.
  • the number density of the above oxides was 15.0 pieces / mm 2 or less. Therefore, the tool life ratio of the steel material was 0.8 or more, and excellent machinability was obtained. Further, in the peeling life test in a hydrogen generation environment using the carburized bearing parts after the carburizing treatment, the peeling life ratio was 2.0 or more, and the peeling life in the hydrogen generation environment was excellent.
  • test number 10 the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, and although the formulas (2) to (4) were satisfied, the F1 value exceeded the upper limit of the formula (1). Therefore, the peeling life ratio was less than 2.0, and the peeling life in a hydrogen generating environment was short.
  • test numbers 13 and 14 the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, and the formulas (1), (2) and (4) were satisfied, but the F3 value was the formula (3). ) was below the lower limit. Therefore, the peeling life ratio was less than 2.0, and the peeling life in a hydrogen generating environment was short.
  • test numbers 15 and 16 the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, and although the formulas (1) to (3) were satisfied, the F4 value was less than the lower limit of the formula (4). there were. Therefore, the peeling life ratio was less than 2.0, and the peeling life in a hydrogen generating environment was short.

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Abstract

被削性に優れ、浸炭処理後の浸炭軸受部品において水素発生環境下での剥離寿命に優れる鋼材を提供する。鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．４５％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．４０～０．７０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．１７～０．３０％、Ｖ：０．２４～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０３００％以下、及び、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）～式（４）を満たし、ミクロ組織は、総面積率が５．０～１００．０％のフェライト及びパーライトと、総面積率が０～９５．０％の硬質相とからなり、鋼材中の酸化物の総面積に対する、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合が３０．０％以上であり、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。

Description

鋼材
　本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭軸受部品の素材となる、鋼材に関する。ここで、浸炭軸受部品は、浸炭処理が実施された軸受部品を意味する。
　軸受鋼材は、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２に代表される。軸受鋼材は、次の方法により軸受部品に製造される。鋼材に対して熱間鍛造及び／又は切削加工を実施して、所望の形状の中間品を製造する。中間品に対して熱処理を実施して、鋼材の硬さ及びミクロ組織を調整する。熱処理はたとえば、焼入れ焼戻し、浸炭処理、又は、浸炭窒化処理である。以上の工程により、所望の軸受性能（耐摩耗性及び軸受部品の芯部の靱性）を有する軸受部品を製造する。
　軸受性能として、特に耐摩耗性の向上、及び、靱性の向上が要求される場合、上述の熱処理として、浸炭処理が実施される。本明細書において、浸炭処理とは、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施する処理を意味する。浸炭処理では、鋼材の表層に浸炭層を形成して、鋼材の表層を硬化させる。本明細書では、上述のとおり、浸炭処理が実施された軸受部品を浸炭軸受部品という。
　軸受部品の耐摩耗性及び靱性等を高める技術が特開平８－４９０５７号公報（特許文献１）、及び、特開２００８－２８０５８３号公報（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示された転がり軸受は、軌道輪及び転動体の少なくとも一つが、Ｃ：０．１～０．７重量％、Ｃｒ：０．５～３．０重量％、Ｍｎ：０．３～１．２重量％、Ｓｉ：０．３～１．５重量％、Ｍｏ：３重量％以下を含有し、さらに、Ｖ：０．８～２．０重量％を含有した鋼を素材とする。その素材を用いて形成した中間品に浸炭処理を実施して、軸受表面の炭素濃度を０．８～１．５重量％とし、且つ、軸受表面のＶ／Ｃ濃度比を１～２．５とする。この転がり軸受は、表面にＶ炭化物が生成するため、耐摩耗性を高めることができる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３～２．５％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｖ：０．１～２．０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｖ＋Ｍｏ：０．４～３．０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。この肌焼鋼は、浸炭処理された鋼であって、浸炭処理後の表層Ｃ濃度が０．６～１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、かつ、表層のＶ系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なＶ系炭化物の個数割合が８０％以上である。
特開平８－４９０５７号公報 特開２００８－２８０５８３号公報
　ところで、軸受部品には、鉱山機械用途又は建設機械用途に用いられる中型又は大型の軸受部品と、自動車用途に用いられる小型の軸受部品とが存在する。小型の軸受部品はたとえば、トランスミッション等の駆動部品に適用される軸受部品等である。自動車用途の小型の軸受部品は、潤滑油が循環する環境にて使用される場合が多い。
　最近では、燃費向上を目的として、潤滑油の粘度を低下して摩擦抵抗及び伝達抵抗を低減したり、循環させる潤滑油の使用量を低減したりしている。そのため、軸受部品の使用環境において、使用中に潤滑油が分解して水素が発生しやすくなっている。軸受部品の使用環境において水素が発生すると、外部から軸受部品内に水素が侵入する。侵入した水素は軸受部品のミクロ組織の一部において組織変化をもたらす。軸受部品の使用中での組織変化は、軸受部品の剥離寿命を低下させる。以下、本明細書において、組織変化の要因となる水素が発生する環境を「水素発生環境」という。
　水素発生環境で使用される軸受部品では、優れた剥離寿命が求められる。さらに、浸炭軸受部品の製造工程では、軸受部品を最終形状にするための切削加工が実施される場合がある。この場合、浸炭軸受部品の素材となる鋼材には、優れた被削性も求められる。
　特許文献１及び特許文献２では、浸炭軸受部品としての水素発生環境の剥離寿命及び鋼材としての被削性の両立について、検討されていない。
　本開示の目的は、被削性に優れ、浸炭処理を実施して浸炭軸受部品とした場合において、水素発生環境下での剥離寿命に優れる、鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．２５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
　Ｍｎ：０．４０～０．７０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
　Ｖ：０．２４～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０．０３００％以下、及び、
　Ｏ：０．００１５％以下、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　前記鋼材中の各元素含有量が上記の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
　ミクロ組織は、
　総面積率が５．０～１００．０％のフェライト及びパーライトと、
　総面積率が０～９５．０％であり、ベイナイトからなる、又は、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質相と、
　からなり、
　ＣａＯ及び／又はＣａＳと、ＭｇＯと、Ａｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物をＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と定義したとき、前記鋼材中の酸化物の総面積に対する前記ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合が３０．０％以上であり、
　前記鋼材中の酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、対応する元素が含有されていない場合は「０」が代入される。
　本開示による鋼材は、被削性に優れ、浸炭処理を実施して浸炭軸受部品とした場合において、水素発生環境下での剥離寿命に優れる。
　本発明者らは、鋼材の被削性と、鋼材に浸炭処理を実施して浸炭軸受部品とした場合の浸炭軸受部品の水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命とについて、調査及び検討を行った。
　初めに、本発明者らは、優れた被削性と、浸炭軸受部品としたときの水素発生環境下での優れた剥離寿命とを両立するために、鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、質量％で、Ｃ：０．２５～０．４５％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．４０～０．７０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．８０～１．５０％、Ｍｏ：０．１７～０．３０％、Ｖ：０．２４～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０３００％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、及び、Ｔｉ：０～０．１００％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、優れた被削性が得られる可能性があり、さらに、上記化学組成の鋼材に対して浸炭処理を実施して浸炭軸受部品した場合に、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命を高める可能性があると考えた。
　しかしながら、各元素が上述の範囲内となる鋼材であっても、必ずしも上述特性（被削性、浸炭軸受部品とした場合の水素発生環境下での剥離寿命）が向上しないことが判明した。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、次の式（１）～式（４）を満たせば、被削性、及び、浸炭軸受部品とした場合の水素発生環境下での剥離寿命を高めることができることを本発明者らは見出した。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、対応する元素が含有されていない場合は「０」が代入される。
　［式（１）について］
　水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高めるためには、浸炭軸受部品内において、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ系析出物を多数生成させることが有効である。ここで、「Ｖ析出物」は、Ｖを含有する炭化物（Ｖ炭化物）、Ｖを含有する炭窒化物（Ｖ炭窒化物）、Ｖを含有する複合炭化物（Ｖ複合炭化物）、及び、Ｖを含有する複合炭窒化物（Ｖ複合炭窒化物）のいずれか１種以上を含む概念である。Ｖ複合炭化物とは、Ｖ及びＭｏを含有する炭化物を意味する。Ｖ複合炭窒化物とは、Ｖ及びＭｏを含有する炭窒化物を意味する。本明細書では、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ析出物を「小型Ｖ析出物」ともいう。
　小型Ｖ析出物は、水素をトラップする。さらに、小型Ｖ析出物は、小型であるために、割れの起点になりにくい。そのため、小型Ｖ析出物を浸炭軸受部品中に十分に分散させれば、水素発生環境下において組織変化が発生しにくい。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高めることができる。
　Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、水素をトラップして水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高める小型Ｖ析出物の生成量に関する指標である。小型Ｖ析出物の生成は、鋼材にＶだけでなく、Ｃｒ及びＭｏを含有することにより、促進される。具体的には、ＣｒはＶ析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶して、Ｖ析出物の析出核生成サイトとなる。
　Ｆ１が１．５０以下であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、鋼材中のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＶ含有量の総含有量が不足している。Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が少ない結果、Ｆ１が１．５０以下となった場合、Ｖ析出物の析出核生成サイトが不足する。Ｖ含有量が少ない結果、Ｆ１が１．５０以下となった場合、Ｖ析出物の核生成サイトが存在しても、Ｖ析出物が十分に生成しない。
　一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、円相当径が１５０ｎｍ超の粗大なＶ析出物が生成する。本明細書において、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ析出物を「粗大Ｖ析出物」ともいう。粗大Ｖ析出物は、水素をトラップする能力が低い。そのため、浸炭軸受部品を水素発生環境下で使用するときに、浸炭軸受部品内の組織変化を引き起こしやすい。そのため、水素発生環境下での組織変化に起因して、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たすことを前提として、浸炭軸受部品中において、小型Ｖ析出物が十分に多く生成する。そのため、浸炭軸受部品を水素発生環境下で使用するときに、浸炭軸受部品内の組織変化が発生しにくい。その結果、水素発生環境下において、浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｆ１が２．４５未満であればさらに、粗大Ｖ析出物の生成が抑制され、かつ、小型Ｖ析出物が浸炭軸受部品の表層にも多数生成している。そのため、浸炭軸受部品の耐摩耗性も高まる。
　［式（２）について］
　浸炭軸受部品の水素発生環境下での剥離寿命を高めるためにはさらに、浸炭軸受部品の芯部の強度を高めることが有効である。浸炭軸受部品の芯部の強度を高めるためには、鋼材の焼入れ性を高めることが有効である。しかしながら、鋼材の焼入れ性を過剰に高めれば、鋼材の被削性が低下してしまう。
　Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ）は、上述の化学組成中の元素のうち、鋼材の焼入れ性を高める主たる元素である。したがって、Ｆ２は、浸炭軸受部品の芯部の強度、及び、浸炭軸受部品の素材である鋼材の被削性の指標である。
　Ｆ２が２．２０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、浸炭軸受部品の芯部の強度が十分に高まらない。この場合、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　一方、Ｆ２が３．５０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の強度が高すぎる。この場合、鋼材の被削性が十分に得られない。
　Ｆ２が２．２０よりも高く、３．５０未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材において十分な被削性が得られる。さらに、浸炭軸受部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に高まる。
　［式（３）について］
　上述のとおり、Ｍｏは小型Ｖ析出物の析出を促進する元素である。具体的には、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、小型Ｖ析出物の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、本発明者らの検討の結果、小型Ｖ析出物を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量の割合を調整しなければならないことが判明した。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する比（＝Ｍｏ／Ｖ）が低すぎれば、小型Ｖ析出物の析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、小型Ｖ析出物が十分に生成しない。
　Ｆ３＝Ｍｏ／Ｖと定義する。Ｆ３が０．５８未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしても、浸炭軸受部品内に小型Ｖ析出物が十分に生成しない。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　Ｆ３が０．５８以上であれば、つまり、式（３）を満たせば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、浸炭軸受部品内に小型Ｖ析出物が十分に生成する。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に高くなる。
　［式（４）について］
　上述の小型Ｖ析出物は、水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。ところで、浸炭軸受部品において、水素発生環境下での粒界を強化でき、さらに、そもそも水素の浸炭軸受部品への侵入を抑えることができれば、（ａ）小型Ｖ析出物による結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での剥離寿命がさらに高まる。
　（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、鋼材中のＭｎ含有量を低減することが極めて有効であることが本発明者らの調査により判明した。
　Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。Ｆ４中の分子（＝Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝Ｍｎ＋２０Ｐ）は、結晶粒界脆化及び水素侵入の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が浸炭軸受部品に侵入しやすいことを意味する。
　たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界脆化及び水素侵入指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られず、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命の十分な向上が得られない。具体的には、Ｆ４が２．００未満であれば、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　Ｆ４が２．００以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（３）を満たすことを前提として、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られる。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られる。
　［鋼材中の酸化物について］
　鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（４）を満たしていてもなお、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低い場合があった。そこで、本発明者らはさらに調査及び検討を行った。その結果、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（４）を満たすことを前提としてさらに、鋼材中の酸化物の総面積に対するＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合（以下、特定酸化物割合ＲＡという）が３０．０％以上であれば、鋼材の優れた被削性と、水素発生環境下での浸炭軸受部品の優れた剥離寿命とを両立できることを本発明者らは見出した。以下、この点について説明する。
　本明細書において、鋼材中の介在物のうち、介在物の質量％を１００％とした場合に、酸素含有量が質量％で１．０％以上の介在物を、「酸化物」と定義する。
　酸化物はたとえば、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合酸化物（以下、ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物ともいう）、ＣａＯ及び／又はＣａＳとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合酸化物（以下、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物ともいう）、ＣａＯ及び／又はＣａＳとＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合酸化物（ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物）等である。
　さらに、上述の酸化物のうち、ＣａＯ及び／又はＣａＳとＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合酸化物を「ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物」と定義する。
　酸化物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の使用中において、割れの起点になりやすい。そのため、酸化物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を低下させやすいと考えられてきた。
　しかしながら、鋼材中には、上述のとおり、種々の種類の酸化物が存在し得る。本発明者らは、酸化物の種類によっては、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命の低下を抑制できるのではないかと考えた。そこで、本発明者らは、酸化物の種類と、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命との関係を調査した。その結果、次の知見を得た。
　（１）酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は、他の酸化物よりも大きい。したがって、酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の割合が多ければ、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　（２）酸化物のうち、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は小さい。そのため、Ａｌ２Ｏ３、及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が単体であれば、水素発生環境下での剥離寿命への影響が小さい。しかしながら、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、凝集してクラスター（複数のＡｌ２Ｏ３の凝集体、複数のＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の凝集体）を形成する。クラスターのサイズは粗大となる。そのため、Ａｌ２Ｏ３又はＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が多ければ、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　（３）一方、酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物よりも粒径が小さく、かつ、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物のように、クラスター化しにくい。したがって、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命への影響が小さい。
　以上の（１）～（３）を考慮して、本発明者らは、鋼材中の酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の割合を増やせば、鋼材中の酸化物のサイズを抑制でき、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高めることができると考えた。
　ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が改質して生成する。酸化物の総面積に対するＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合（％）を「特定酸化物割合ＲＡ」と定義する。特定酸化物割合ＲＡが高ければ、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が多く、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が少ないことを意味する。したがって、特定酸化物割合ＲＡを高めることにより、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高めることができると本発明者らは考えた。
　そこで、本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、式（１）～式（４）を満たす鋼材を用いて浸炭軸受部品を製造した。そして、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を調査した。その結果、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）～式（４）を満たし、かつ、後述の粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下であることを前提として、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であれば、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が顕著に高まることを本発明者らは見出した。
　［鋼材中の粗大酸化物の個数密度について］
　本実施形態の鋼材では、さらに、鋼材中の酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下とする。本明細書において、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物を「粗大酸化物」ともいう。
　上述のとおり、特定酸化物割合ＲＡを３０．０％以上とすれば、酸化物中のＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の割合が多くなる。ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と比較して小さい。さらに、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物のようにクラスタリングしにくい。そのため、鋼材中の酸化物のサイズを小さく抑えることができる。
　本実施形態の鋼材では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）～式（４）を満たし、かつ、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であることを前提として、さらに、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物（粗大酸化物）の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。この場合、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が顕著に高まる。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。
　［１］
　鋼材であって、
　質量％で、
　Ｃ：０．２５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
　Ｍｎ：０．４０～０．７０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
　Ｖ：０．２４～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｎ：０．０３００％以下、及び、
　Ｏ：０．００１５％以下、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　前記鋼材中の各元素含有量が上記の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
　ミクロ組織は、
　総面積率が５．０～１００．０％のフェライト及びパーライトと、
　総面積率が０～９５．０％であり、ベイナイトからなる、又は、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質相と、
　からなり、
　ＣａＯ及び／又はＣａＳと、ＭｇＯと、Ａｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物をＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と定義したとき、前記鋼材中の酸化物の総面積に対する前記ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合が３０．０％以上であり、
　前記鋼材中の酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である、
　鋼材。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、対応する元素が含有されていない場合は「０」が代入される。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であってさらに、Ｆｅの一部に代えて、
　Ｃｕ：０．２０％以下、
　Ｎｉ：０．２０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
　Ｔｉ：０．１００％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　鋼材。
　以下、本実施形態の鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［鋼材の化学組成］
　本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２５～０．４５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。そのため、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度及び芯部の靭性を高める。Ｃはさらに、浸炭処理により微細な炭化物及び炭窒化物を形成して、浸炭軸受部品の耐摩耗性を高める。Ｃはさらに、主として浸炭処理時において、小型Ｖ析出物を形成する。小型Ｖ析出物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の使用時において、水素をトラップする。そのため、小型Ｖ析出物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高める。Ｃ含有量が０．２５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．４５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の製造工程において、Ｖ析出物が固溶しきらずに残存する。鋼材中に残存したＶ析出物は浸炭軸受部品の製造工程中で成長する。その結果、浸炭軸受部品中に粗大Ｖ析出物が形成される。浸炭軸受部品内の粗大Ｖ析出物は水素をトラップする能力が低い。そのため、水素発生環境下で浸炭軸受部品の使用中に、粗大Ｖ析出物が組織変化を引き起こす。さらに、粗大Ｖ析出物は割れの起点ともなる。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４３％であり、さらに好ましくは０．４１％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｓｉはさらに、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の浸炭層の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉはさらに、浸炭軸受部品の転動疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼材のフェライトに固溶してフェライトを強化する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭軸受部品の転動疲労強度が飽和する。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えればさらに、鋼材の被削性が顕著に低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｍｎ：０．４０～０．７０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高める。これにより、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まり、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｍｎ含有量が０．４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭軸受部品の素材となる鋼材の硬さが高くなる。その結果、鋼材の被削性が低下する。Ｍｎ含有量が０．７０％を超えればさらに、水素発生環境下での浸炭軸受部品の使用中に、浸炭軸受部品に水素が侵入しやすくなる。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０～０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４２％であり、さらに好ましくは０．４４％であり、さらに好ましくは０．４６％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６８％であり、さらに好ましくは０．６６％であり、さらに好ましくは０．６４％である。
　Ｐ：０．０１５％以下
　リン（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下する。Ｐ含有量が０．０１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に過剰に偏析する。この場合、粒界強度が低下する。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｓ：０．００５％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、硫化物系介在物を生成する。粗大な硫化物系介在物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の使用中に、割れの起点となりやすい。Ｓ含有量が０．００５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、硫化物系介在物が粗大となる。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｃｒ：０．８０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入性を高める。これにより、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｃｒはさらに、Ｖ及びＭｏと複合して含有されることにより、浸炭処理時に小型Ｖ析出物の生成を促進する。その結果、浸炭軸受部品の耐摩耗性が高まる。さらに、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｃｒ含有量が０．８０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭処理時の浸炭性が低下する。この場合、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の耐摩耗性が十分に得られない。したがって、Ｃｒ含有量は０．８０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８８％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは、１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％である。
　Ｍｏ：０．１７～０．３０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入性を高める。これにより、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｍｏはさらに、Ｖ及びＣｒと複合して含有されることにより、浸炭処理時に小型Ｖ析出物の生成を促進する。その結果、浸炭軸受部品の耐摩耗性が高まる。さらに、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。Ｍｏ含有量が０．１７％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１７～０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
　Ｖ：０．２４～０．４０％
　バナジウム（Ｖ）は、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品内に小型Ｖ析出物を形成する。小型Ｖ析出物は、水素発生環境での浸炭軸受部品の使用中に、浸炭軸受部品に侵入した水素をトラップする。浸炭軸受部品中の小型Ｖ析出物の円相当径は１５０ｎｍ以下と小さい。そのため、小型Ｖ析出物が水素をトラップしても組織変化の起点とはなりにくい。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を高めることができる。浸炭軸受部品内に形成された小型Ｖ析出物はさらに、浸炭軸受部品の耐摩耗性を高める。Ｖ含有量が０．２４％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭軸受部品内に粗大Ｖ析出物が生成する場合がある。この場合、浸炭軸受部品の芯部の靱性が低下する。さらに、浸炭軸受部品内の粗大Ｖ析出物は水素をトラップする能力が低い。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の使用中に、組織変化が引き起こされやすい。さらに、粗大Ｖ析出物は割れの起点にもなる。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２４～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼工程において鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼材中のＮと結合してＡｌＮを形成し、固溶Ｎによる鋼材の熱間加工性の低下を抑制する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クラスター化した粗大な酸化物が生成する。クラスター化した粗大な酸化物は、水素発生環境下での割れの起点となる。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ　Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．０３００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材中に固溶して、鋼材の熱間加工性を低下する。Ｎ含有量が０．０３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０３００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中の他の元素と結合して粗大な酸化物（クラスター化による粗大化も含む）を生成する。粗大な酸化物は、水素発生環境下での割れの起点となる。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命を低下する。Ｏ含有量が０．００１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　本実施形態による浸炭軸受部品の素材となる鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
　Ｃｕ：０．２０％以下、
　Ｎｉ：０．２０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
　Ｔｉ：０．１００％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、浸炭軸受部品の強度を高める。
　Ｃｕ：０．２０％以下
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高める。そのため、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まる。この場合、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下である。つまり、含有される場合のＣｕ含有量は０超～０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
　Ｎｉ：０．２０％以下
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高める。そのため、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まる。この場合、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下である。つまり、含有される場合のＮｉ含有量は０超～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高める。そのため、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品の芯部の強度が高まる。Ｂはさらに、結晶粒界にＰが偏析するのを抑制する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｂ窒化物（ＢＮ）が生成する。この場合、浸炭軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％であり、含有される場合、０．００５０％以下である。つまり、含有される場合のＢ含有量は０超～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　Ｎｂ：０．１００％以下
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ及びＮと結合して炭化物、窒化物、及び、炭窒化物等のＮｂ析出物を生成する。Ｎｂ析出物は析出強化により浸炭軸受部品の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、０．１００％以下である。つまり、含有される場合のＮｂ含有量は０超～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
　Ｔｉ：０．１００％以下
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＮｂと同様に、炭化物、窒化物、及び、炭窒化物等のＴｉ析出物を生成する。Ｔｉ析出物は析出強化により浸炭軸受部品の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭軸受部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、０．１００％以下である。つまり、含有される場合のＴｉ含有量は０超～０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
　［式（１）～式（４）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、さらに、次の式（１）～式（４）を満たす。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、対応する元素が含有されていない場合は「０」が代入される。以下、式（１）～式（４）について説明する。
　［式（１）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成は式（１）を満たす。
　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、小型Ｖ析出物の生成量に関する指標である。上述のとおり、本明細書において「小型Ｖ析出物」とは、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ析出物を意味する。
　小型Ｖ析出物の生成は、Ｖだけでなく、Ｃｒ及びＭｏにより促進される。ＣｒはＶ析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ析出物が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶して、Ｖ析出物の析出核生成サイトとなる。
　Ｆ１が１．５０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、小型Ｖ析出物が十分に生成しない。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、浸炭軸受部品内に粗大Ｖ析出物が生成する。粗大Ｖ析出物は、水素をトラップする能力が低い。そのため、粗大Ｖ析出物は、組織変化を引き起こしやすく、さらに、割れの起点にもなる。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たすことを前提として、鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品中に、小型Ｖ析出物が十分に多く生成する。小型Ｖ析出物は、水素をトラップして、水素割れの発生を抑制する。そのため、水素発生環境下において水素割れに起因した組織変化が発生しにくい。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。
　Ｆ１の好ましい下限は１．５２であり、さらに好ましくは１．５４であり、さらに好ましくは１．６０である。Ｆ１の好ましい上限は２．４４であり、さらに好ましくは２．４３であり、さらに好ましくは２．３５であり、さらに好ましくは２．３０であり、さらに好ましくは２．２５であり、さらに好ましくは２．２０である。Ｆ１の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（２）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素は、鋼材の焼入れ性を高める。したがって、Ｆ２は、浸炭軸受部品の芯部の強度及び鋼材の被削性の指標である。
　Ｆ２が２．２０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、浸炭軸受部品の芯部の十分な強度が得られない。この場合、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　一方、Ｆ２が３．５０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、焼きが過剰に多く入りやすくなる。その結果、浸炭軸受部品の素材となる鋼材の被削性が十分に得られない。
　Ｆ２が２．２０よりも高く、３．５０よりも低ければ、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材において十分な被削性が得られる。さらに、浸炭軸受部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に高まる。Ｆ２の好ましい下限は２．２５であり、さらに好ましくは２．３０であり、さらに好ましくは２．３５であり、さらに好ましくは２．４０であり、さらに好ましくは２．４５であり、さらに好ましくは２．５０である。Ｆ２の好ましい上限は３．４８であり、さらに好ましくは３．４５である。Ｆ２の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（３）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
　ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ３＝Ｍｏ／Ｖと定義する。本実施形態の鋼材では、上述のとおり、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、小型Ｖ析出物の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、小型Ｖ析出物を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量を調整しなければならない。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する比が低すぎれば、Ｖ析出物が生成する前に、析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしていても、小型Ｖ析出物が十分に生成しない。具体的には、Ｆ３が０．５８未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしても、小型Ｖ析出物が十分に生成しない。その結果、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　Ｆ３が０．５８以上であれば、つまり、式（３）を満たせば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、小型Ｖ析出物が十分に生成する。その結果、水素発生環境下において、浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に高くなる。Ｆ３の好ましい下限は０．６０であり、さらに好ましくは０．６５であり、さらに好ましくは０．７０であり、さらに好ましくは０．７６である。Ｆ３の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［式（４）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（４）を満たす。
　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。小型Ｖ析出物は水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が高まる。また、水素発生環境下での浸炭軸受部品内の粒界も強化できれば、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命がさらに高まる。さらに、水素発生環境下での浸炭軸受部品への水素の侵入を抑えることができれば、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命がさらに高まる。
　つまり、（ａ）結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命をさらに高めることができる。（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、鋼材中のＭｎ含有量を低減することが極めて有効である。
　Ｆ４中の分子（＝Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝Ｍｎ＋２０Ｐ）は、結晶粒界脆化及び水素侵入の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が浸炭軸受部品に侵入しやすいことを意味する。したがって、たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界脆化及び水素侵入指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構、及び水素侵入抑制機構の相乗効果が十分に得られず、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命の十分な向上が得られない。具体的には、Ｆ４が２．００未満であれば、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（３）を満たしていても、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られない。
　Ｆ４が２．００以上であれば、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（３）を満たすことを前提として、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が十分に得られる。Ｆ４の好ましい下限は、２．２０であり、さらに好ましくは２．３０であり、さらに好ましくは２．３５であり、さらに好ましくは２．４０であり、さらに好ましくは２．５０である。Ｆ４の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。
　［鋼材の化学組成の測定方法］
　鋼材の化学組成は、周知の成分分析法により測定できる。たとえば、ドリルを用いて、鋼材から切粉を生成し、その切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて求める。
　［鋼材のミクロ組織について］
　本実施形態の鋼材のミクロ組織は、総面積率が５．０～１００．０％のフェライト及びパーライトと、総面積率が０～９５．０％である硬質相とからなる。ここで、硬質相は、ベイナイト、又は、ベイナイト及びマルテンサイトからなる。本実施形態の鋼材のミクロ組織は、フェライト及びパーライトの総面積率は５０．０％以上であってもよいし、硬質相の総面積率が５０．０％以上であってもよい。なお、鋼材のミクロ組織において、硬質相、フェライト及びパーライト以外の領域はたとえば、残留オーステナイト、析出物（セメンタイトを含む）及び、介在物である。残留オーステナイト、析出物及び介在物の面積率は無視できるほど小さい。
　本実施形態の鋼材のミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率の好ましい下限は８．０％であり、さらに好ましくは１０．０％であり、さらに好ましくは１１．０％であり、さらに好ましくは１２．０％である。フェライト及びパーライトの総面積率の好ましい上限は９５．０％であり、さらに好ましくは９０．０％であり、さらに好ましくは８０．０％であり、さらに好ましくは７５．０％であり、さらに好ましくは７０．０％である。
　［フェライト及びパーライトの総面積率、及び、硬質相の総面積率の測定方法］
　本実施形態の鋼材のミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率（％）、及び、硬質相の総面積率（％）は、次の方法で測定される。棒鋼又は線材である鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面（以下、横断面という）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央位置（Ｒ／２位置）からサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面とする。観察面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングする。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとする。
　各視野において、フェライト、パーライト、及び、硬質相等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。なお、ベイナイトとマルテンサイトとの区別は困難であるため、ベイナイト及びマルテンサイトは硬質相として特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。フェライト及びパーライトの総面積率を用いて、硬質相の総面積率（％）を次の方法で求める。
　硬質相の総面積率＝１００．０－フェライト及びパーライトの総面積率
　フェライト及びパーライトの総面積率（％）は、小数第２位を四捨五入して得られた値である。
　［鋼材中の酸化物について］
　本実施形態の鋼材では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たし、ミクロ組織が、総面積率で５．０％以上のフェライト及びパーライトと、残部がベイナイトとからなることを前提として、鋼材中の酸化物の総面積に対するＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合（特定酸化物割合ＲＡ）が、３０．０％以上である。
　本明細書において、酸化物、及び、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、次のとおり定義される。
　酸化物：鋼材中の介在物のうち、介在物の質量％を１００％としたときの、酸素含有量が質量％で１．０％以上の介在物
　ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物：酸化物のうち、ＣａＯ及び／又はＣａＳと、ＭｇＯと、Ａｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物。つまり、酸化物のうち、ＣａＯとＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物、ＣａＳとＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物、及び、ＣａＯとＣａＳとＭｇＯとＡｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物からなる群から選択される１種以上
　酸化物はたとえば、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物等がある。
　上述のとおり、酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は、他の酸化物よりも大きい。したがって、酸化物のうち、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が多ければ、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は小さい。しかしながら、これらの酸化物は凝集してクラスター（複数のＡｌ２Ｏ３の凝集体、複数のＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の凝集体）を形成する。クラスターのサイズは粗大となる。そのため、これらの酸化物が多ければ、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と同様に、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命が低下する。
　一方、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物よりも粒径が小さい。ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物はさらに、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物のように、クラスター化しにくい。そのため、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、水素発生環境下での浸炭軸受部品の剥離寿命への影響が小さい。さらに、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物を改質することにより生成可能である。
　そこで、本実施形態の鋼材では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たし、ミクロ組織が、総面積率で５．０％以上のフェライト及びパーライトと、残部がベイナイトとからなることを前提として、鋼材中の酸化物の総面積に対する、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合（特定酸化物割合ＲＡ）を３０．０％以上とする。この場合、酸化物中のＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の割合が十分に高い。そのため、酸化物が割れの起点となりにくい。そのため、水素発生環境下での浸炭軸受部品の疲労寿命が顕著に高まる。
　［特定酸化物割合ＲＡの測定方法］
　特定酸化物割合ＲＡは次の方法で測定できる。鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）におけるＲ／２位置（Ｒは鋼材の半径）、つまり、鋼材の横断面のＲ／２位置からサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）に相当する表面を、観察面とする。採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨する。研磨後の観察面において、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察する。
　各視野中の介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、酸化物を識別する。具体的には、ＥＤＸを用いて、各介在物で２点の測定点で元素分析を実施する。そして、各介在物において、各測定点で各元素（Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓ、Ｏ）を検出する。測定対象の介在物の質量％を１００％としたときの、２つの測定点で得られたＯ含有量（質量％）の算術平均値を、その介在物における酸素の含有量（質量％）と定義する。
　介在物の元素分析結果において、介在物の質量％を１００％としたときのＯ含有量が１．０％以上の介在物を、「酸化物」と識別する。
　さらに、酸化物のうち、２つの測定点で検出された元素として、Ｃａ、Ｍｇ及びＡｌ、又は、Ｃａ、Ｓ、Ｍｇ及びＡｌが含まれる場合、その酸化物を、「ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物」と定義する。
　２０視野での酸化物の総面積を求める。さらに、２０視野でのＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積を求める。次の式に基づいて、特定酸化物割合ＲＡ（％）を求める。
　ＲＡ（％）＝ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積／酸化物の総面積×１００
　上記測定の対象とする介在物は、円相当径が０．５μｍ以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。円相当径がＥＤＸのビーム径の２倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は０．２μｍとする。この場合、円相当径が０．５μｍ未満の介在物は、ＥＤＸでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径０．５μｍ未満の介在物はさらに、剥離寿命への影響が極めて小さい。そこで、本実施形態では、測定の対象とする介在物は、円相当径で０．５μｍ以上とする。
　［鋼材中の粗大酸化物の個数密度について］
　本実施形態の鋼材ではさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たし、ミクロ組織が、総面積率で５．０％以上のフェライト及びパーライトと、残部がベイナイトとからなり、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であることを前提として、鋼材中の酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物（粗大酸化物）の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。
　上述のとおり、酸化物を改質して特定酸化物割合ＲＡを３０．０％以上とすれば、酸化物中のＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の割合が多くなる。ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の粒径は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と比較して小さい。さらに、ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物は、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物のようにクラスタリングしにくい。そのため、鋼材中の酸化物のサイズを小さく抑えることができる。具体的には、本実施形態の鋼材では、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であり、かつ、粗大酸化物（円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物）の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。そのため、本実施形態の鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品では、水素発生環境下での剥離寿命が顕著に高まる。
　粗大酸化物の個数密度の好ましい上限は１４．０個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１３．５個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１３．０個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１２．０個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１１．０個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは１０．０個／ｍｍ２である。なお、粗大酸化物の個数密度は少ないほど好ましい。しかしながら、粗大酸化物の個数密度の過剰な低減は製造コストを高くする。そのため、粗大酸化物の個数密度の好ましい下限は０．１個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．５個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．８個／ｍｍ２である。
　［鋼材中の粗大酸化物の個数密度の測定方法］
　鋼材中の粗大酸化物の個数密度は次の方法で測定できる。上述の特定酸化物割合ＲＡの測定方法において識別された酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物（粗大酸化物）を特定する。上述の２０視野（１視野あたりの評価面積は１００μｍ×１００μｍ）で特定された粗大酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、粗大酸化物の個数密度（個／ｍｍ２）を求める。なお、視野中で識別された酸化物のうち、隣り合う酸化物の最短距離が０．５μｍ未満である場合、それらの酸化物群はクラスター化しているとみなし、それらの酸化物群を１つの酸化物とみなす。そして、１つの酸化物とみなされた酸化物群の総面積に基づいて、円相当径を求める。
　以上の構成を有する本実施形態の鋼材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）～式（４）を満たす。そして、ミクロ組織は、総面積率が５．０％以上のフェライト及びパーライトと、残部がベイナイトとからなり、さらに、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であり、粗大酸化物（円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物）の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である。そのため、本実施形態の鋼材は被削性に優れる。さらに、本実施形態の鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品では、水素発生環境下において優れた剥離寿命が得られる。
　［鋼材の製造方法］
　本実施形態の鋼材の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼材の製造方法は、本実施形態の鋼材を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する本実施形態の鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材の製造方法の好適な一例である。
　本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して浸炭軸受部品の素材となる鋼材を製造する熱間加工工程とを備える。以下、各工程について説明する。
　［製鋼工程］
　製鋼工程では、溶鋼に対して、転炉を用いて周知の一次精錬を実施する。
　一次精錬後の溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬では、初めに、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）での精錬を実施する。ＬＦでの精錬後、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅ）での精錬を実施する。ＬＦ処理及びＲＨ処理により、特定酸化物割合ＲＡ及び粗大酸化物の個数密度を調整する。以下、ＬＦ処理及びＲＨ処理について説明する。
　［ＬＦ処理］
　ＬＦ処理では、Ｃａ及びＭｇを含有したスラグを溶鋼に投入し、ＬＦ法による精錬を実施する。ＬＦ処理では、次の条件を満たす処理を実施する。
　条件１：ＬＦ処理時間を４０分以上とする。
　条件２：ＬＦ処理時のスラグ塩基度を５．０～１２．０とする。
　条件３：ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量が０．００５％以上であり、かつ、鋼材中のＡｌ含有量が０．０１５％以上である場合、製造される鋼材のＡｌ含有量の８０．０％以下とする。
　以下、条件１～条件３について説明する。
　［条件１］
　ＬＦ処理時間：４０分以上
　ＬＦ処理の開始から終了までの時間を「ＬＦ処理時間」と定義する。本実施形態では、ＬＦ処理時間を４０分以上とする。
　ＬＦ処理時間は、酸化物の改質に影響する。より具体的には、ＬＦ処理時間は、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物からＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物への改質に影響する。
　ＬＦ処理時間が４０分未満である場合、溶鋼中のＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物がＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物に十分に改質しない。その結果、鋼材において、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となる。
　ＬＦ処理時間が４０分以上であれば、他の製造条件も満たすことを前提として、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上となる。
　ＬＦ処理時間の好ましい下限は４５分であり、さらに好ましくは５０分である。ＬＦ処理時間の上限は特に限定されないが、たとえば、１００分である。なお、ＬＦ処理時の溶鋼温度は周知の温度でよい。ＬＦ処理時の溶鋼温度はたとえば、１３５０～１６００℃である。
　［条件２］
　ＬＦ処理時のスラグの塩基度：５．０～１２．０
　ＬＦ処理では、溶鋼にスラグを投入して、スラグに介在物を吸収させる。スラグ中のＣａＯ濃度／ＳｉＯ２濃度を、塩基度と定義する。ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度が５．０未満であれば、ＬＦ処理でのスラグ中のＣａＯ濃度が低すぎる。この場合、製造された鋼材において、酸化物のうち、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が過剰に多く存在してしまう。その結果、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となる。さらに、製造された鋼材において、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超える。
　一方、ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度が１２．０を超えれば、ＬＦ処理でのスラグ中のＣａＯ濃度が高すぎる。この場合、製造された鋼材において、ＣａＯ－ＣａＳ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が過剰に多く残存している。そのため、酸化物がＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物に十分に改質しない。その結果、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満に低下する。さらに、粗大酸化物も過剰に多く生成し、製造された鋼材において、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超える。
　ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度が５．０～１２．０であれば、他の製造条件も満たすことを前提として、酸化物を改質してＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物を多く生成することができる。その結果、製造された鋼材において、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上となり、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下となる。
　ＬＦ処理後のスラグの塩基度は次の方法で測定する。ＬＦ処理完了後の溶鋼の液面に浮遊するスラグの一部を採取する。採取したスラグから切粉を生成し、その切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳを実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて求める。得られたＣａ含有量、Ｓｉ含有量及びＯ含有量に基づいて、スラグ中のＣａＯ濃度と、ＳｉＯ２濃度とを周知の方法で質量％で算出する。得られたＣａＯ濃度と、ＳｉＯ２濃度とに基づいて、塩基度（＝ＣａＯ濃度／ＳｉＯ２濃度）を求める。
　［条件３］
　ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量が０．００５％以上であり、かつ、鋼材中のＡｌ含有量が０．０１５％以上である場合、製造される鋼材のＡｌ含有量の８０．０％以下
　ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量はＬＦ処理中に脱酸作用に寄与したＡｌ量を推定するのに用いることができる。ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量が０．００５％未満であれば、ＬＦ中の溶鋼中の脱酸が不足する。この場合、製造された鋼材中に粗大酸化物が多数残存する。そのため、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超える。
　一方、製造される鋼材のＡｌ含有量が０．０１５％以上である場合において、ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量が８０．０％を超える場合、溶鋼中において、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が過剰に多く形成されている。そのため、製造された鋼材において、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物が過剰に多く残存する。その結果、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となる。さらに、製造された鋼材において、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超える。
　ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量が０．００５％以上であり、かつ、鋼材中のＡｌ含有量が０．０１５％以上である場合、製造される鋼材のＡｌ含有量の８０．０％以下であれば、ＬＦ処理中の溶鋼中において、適切な濃度のＡｌが含有されている。そのため、Ａｌによる脱酸を十分に実施することができる。さらに、他の製造条件を満たすことを前提として、Ａｌ酸化物をＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物に改質することができる。その結果、製造された鋼材において、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上となり、粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下となる。
　ＬＦ処理後の溶鋼のＡｌ含有量は、次の方法で測定される。ＬＦ処理後の溶鋼の一部を採取する。採取された溶鋼を冷却して固化する。固化したサンプル（鋼材）を用いて、上述の「鋼材の化学組成の測定方法」と同じ方法により元素分析を実施して、Ａｌ含有量を質量％で測定する。
　［ＲＨ処理］
　ＲＨ処理では、溶鋼中の粗大酸化物を溶鋼から浮上させて溶鋼から粗大酸化物を除去し、ＲＨ処理後の鋼材の酸化物のサイズを抑制する。ＲＨ処理では、次の条件を満たす処理を実施する。
　条件４：ＲＨ処理時間を１５分以上とする。
　以下、条件４について説明する。
　［条件４］
　ＲＨ処理時間：１５分以上
　ＲＨ処理の開始から終了までの時間を「ＲＨ処理時間」と定義する。本実施形態では、ＲＨ処理時間を１５分以上とする。
　ＲＨ処理では、溶鋼中の粗大酸化物を溶鋼から浮上させて溶鋼から粗大酸化物を除去する。上述のＬＦ処理での条件１～条件３を満たした場合であっても、ＲＨ処理時間が１５分未満であれば、円相当径が２０．０μｍ以上の粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えてしまう。
　ＲＨ処理時間が１５分以上であれば、溶鋼中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たし、ＬＦ処理において条件１～条件３を満たすことを前提として、鋼材中において、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であり、かつ、円相当径が２０．０μｍ以上の粗大酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下となる。
　ＲＨ処理時間の好ましい下限は２０分であり、さらに好ましくは２５分である。ＲＨ処理時間の上限は特に限定されないが、たとえば、６０分である。なお、ＲＨ処理時の溶鋼温度は周知の温度でよい。ＲＨ処理時の溶鋼温度はたとえば、１３５０～１６００℃である。
　なお、ＲＨ処理中に最終の成分調整を実施して、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たす溶鋼を製造する。
　上述の精錬方法により、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により素材を製造する。たとえば、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。また、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルーム又はビレットを製造してもよい。以上の方法により、素材（ブルーム、インゴット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、製鋼工程で製造された素材（ブルーム又はインゴット）に対して、熱間加工を実施して、浸炭軸受部品の素材となる鋼材を製造する。鋼材は例えば、棒鋼又は線材である。熱間加工工程は、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。以下、各工程について説明する。
　［分塊圧延工程］
　分塊圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。具体的には、分塊圧延工程では、分塊圧延機により素材に対して熱間圧延（分塊圧延）を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。
　分塊圧延工程での加熱炉での加熱温度及び保持時間は特に限定されない。分塊圧延工程での加熱温度はたとえば、１１５０～１３００℃である。加熱温度での保持時間はたとえば、１５～３０時間である。
　［仕上げ圧延工程］
　仕上げ圧延工程では、初めに、加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、浸炭軸受部品の素材となる鋼材である棒鋼又は線材を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度及び保持時間は特に限定されない。仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１１５０～１３００℃である。加熱温度での保持時間はたとえば、１．５～１０時間である。
　仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の鋼材を製造する。冷却速度は特に限定されない。好ましくは、仕上げ圧延後の鋼材であって、鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲを、０．１～５．０℃／秒とする。鋼材温度が８００～５００℃では、オーステナイトからフェライト、パーライト、又はベイナイトへの相変態が生じる。鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲが０．１～５．０℃／秒であれば、総面積率が５．０％以上のフェライト及びパーライトと、残部がベイナイトとからなる組織を有する鋼材が安定して得られる。
　なお、平均冷却速度ＣＲは次の方法で測定する。仕上げ圧延後の鋼材は、搬送ラインで下流に搬送される。搬送ラインには、複数の測温計が搬送ラインに沿って配置されている。そのため、搬送ラインの各位置での鋼材温度を測定可能である。搬送ラインに沿って配置された複数の測温計に基づいて、鋼材温度が８００℃～５００℃となるまでの時間を求め、平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）を求める。たとえば、搬送ラインに複数の徐冷カバーを、間隔を空けて配置することにより、平均冷却速度ＣＲを調整できる。
　以上の製造工程により、上述の構成を有する本実施形態の鋼材を製造できる。
　［浸炭軸受部品について］
　本実施形態の鋼材は、浸炭軸受部品に用いられる。浸炭軸受部品とは、浸炭処理された軸受部品を意味する。本明細書において、浸炭処理とは、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施する処理を意味する。
　軸受部品とは、転がり軸受の部品を意味する。軸受部品はたとえば、軌道輪、軌道盤、転動体等である。軌道輪は内輪であっても外輪であってもよいし、軌道盤は軸軌道盤やハウジング軌道盤、中央軌道盤、調心ハウジング軌道盤であってもよい。軌道輪及び軌道盤は、軌道面を有する部材であれば、特に限定されない。転動体は玉でもころでもよい。ころはたとえば、円筒ころ、棒状ころ、針状ころ、円すいころ、凸面ころ等である。
　浸炭軸受部品は、浸炭処理により形成される浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層の深さは特に限定されないが、浸炭層の表面からの深さはたとえば、０．２ｍｍ～５．０ｍｍである。芯部の化学組成は、本実施形態の鋼材の化学組成と同じである。浸炭軸受部品の浸炭層と芯部とは、ミクロ組織観察により容易に区別可能である。具体的には、浸炭軸受部品の長手方向に垂直な断面において、浸炭層と、芯部とはコントラストが異なることは、当業者に周知である。したがって、浸炭軸受部品中の浸炭層と芯部との区別は容易である。
　［浸炭軸受部品の製造方法］
　上述の構成を有する浸炭軸受部品の製造方法の一例は次のとおりである。初めに、本実施形態の鋼材を所定の形状に加工して中間品を製造する。加工方法はたとえば、熱間鍛造や機械加工である。機械加工はたとえば、切削加工である。熱間鍛造は、周知の条件で実施すれば足りる。熱間鍛造工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の中間品を放冷する。なお、熱間鍛造後に機械加工を実施してもよい。機械加工を実施する前の鋼材又は中間品に対して、周知の球状化焼鈍処理を実施してもよい。
　製造された中間品に対して、周知の浸炭処理を実施して、浸炭軸受部品を製造する。浸炭処理は、浸炭焼入れと、焼戻しとを含む。浸炭焼入れでは、周知の浸炭変成ガスを含有する雰囲気中において、中間品をＡｃ３変態点以上に加熱及び保持した後、急冷する。焼戻し処理では、浸炭焼入れされた中間品を１５０～２００℃の温度範囲内で所定時間保持する。ここで、浸炭変成ガスとは、周知の吸熱型変成ガス（ＲＸガス）を意味する。ＲＸガスは、ブタン、プロパン等の炭化水素ガスを空気と混合させ、加熱されたＮｉ触媒を通過させて反応させたガスであり、ＣＯ、Ｈ２、Ｎ２等を含む混合ガスである。
　浸炭軸受部品の表面Ｃ濃度、及び、表面硬さは、浸炭焼入れ、及び、焼戻しの条件を制御することにより調整可能である。具体的には、表面Ｃ濃度は、浸炭焼入れ時の雰囲気中のカーボンポテンシャル等を制御することにより調整できる。
　具体的には、浸炭軸受部品の表面Ｃ濃度は、主に、浸炭焼入れのカーボンポテンシャル、浸炭温度、及び、浸炭温度での保持時間で調整される。カーボンポテンシャルが高く、浸炭温度が高く、浸炭温度での保持時間が長いほど、表面Ｃ濃度が高くなる。一方、カーボンポテンシャルが低く、浸炭温度が低く、浸炭温度での保持時間が短いほど、表面Ｃ濃度が低くなる。表面硬さは、表面Ｃ濃度と関連する。具体的には、表面Ｃ濃度が高くなれば、表面硬さも高くなる。一方、表面Ｃ濃度が低くなれば、表面硬さも低下する。浸炭焼入れによって上昇した表面硬さは、焼戻しにより低下させることができる。焼戻し温度を高く、焼戻し温度での保持時間を長くすれば、表面硬さは低下する。焼戻し温度を低く、焼戻し温度での保持時間を短くすれば、表面硬さは高く維持できる。
　浸炭焼入れの好ましい条件は次のとおりである。ただし、浸炭焼入れの条件は以下の条件に限定されない。
　雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰ：０．７０～１．４０
　雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰが０．７０以上であれば、浸炭軸受部品の表面のＣ濃度が十分に高まり、たとえば、表面Ｃ濃度が質量％で０．７０％以上になる。この場合、浸炭処理により十分な量の炭化物又は炭窒化物が生成して、耐摩耗性が顕著に高まる。また、カーボンポテンシャルＣＰが１．４０以下であれば、表面Ｃ濃度が１．２０％以下となり、粗大な炭化物又は炭窒化物の生成が十分に抑えられる。したがって、好ましいカーボンポテンシャルＣＰは０．７０～１．４０である。
　浸炭時の保持温度（浸炭温度）：８３０～９３０℃
　浸炭温度での保持時間：３０～１００分
　浸炭温度が低すぎれば、Ｃの拡散速度が遅くなる。この場合、所定の熱処理性状を得るために必要な処理時間が長くなり、製造コストが高くなる。一方、浸炭温度が高すぎれば、侵入したＣの鋼材マトリクス中への固溶量が増加する。そのため、十分な量の炭化物又は炭窒化物が生成せず、浸炭軸受部品の耐摩耗性が低下する。したがって、浸炭温度は８３０～９３０℃である。
　浸炭温度での保持時間は、鋼材の表面に十分なＣ濃度を確保できれば、特に制限されない。保持時間はたとえば、３０～１００分である。
　焼入れ温度：８３０～９３０℃
　焼入れ温度は低すぎれば、鋼中に十分なＣを固溶させることができず、鋼の硬さが低下する。一方、焼入れ温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化し、結晶粒界に沿った粗大な炭化物又は炭窒化物が析出しやすくなる。したがって、焼入れ温度は８３０～９３０℃である。なお、浸炭温度が、焼入れ温度を兼用していてもよい。なお、焼入れ時の急冷方法は、水冷であってもよいし、油冷であってもよい。
　焼戻しの好ましい条件は次のとおりである。
　焼戻し温度：１５０～２００℃
　焼戻し温度での保持時間：３０～２４０分
　焼戻し温度が１５０℃以上であれば、浸炭軸受部品の芯部の靱性が十分に得られる。また、焼戻し温度が２００℃以下であれば、浸炭軸受部品の表面硬さが維持され、浸炭軸受部品の耐摩耗性が維持される。したがって、好ましい焼戻し温度は１５０～２００℃である。
　焼戻し温度での保持時間が３０分以上であれば、浸炭軸受部品の芯部の靱性が十分に得られる。また、保持時間が２４０分以下であれば、浸炭軸受部品の表面硬さが維持され、浸炭軸受部品の耐摩耗性が維持される。したがって、焼戻し温度での保持時間は３０～２４０分である。
　［浸炭軸受部品の表面におけるＣ濃度及びロックウェルＣ硬さＨＲＣ］
　以上の製造工程で製造される浸炭軸受部品の表面のＣ濃度及びロックウェルＣ硬さＨＲＣはたとえば、次のとおりである。
　表面のＣ濃度：質量％で０．７０～１．２０％
　上述の条件で浸炭焼入れ及び焼戻しして製造された浸炭軸受部品の表面のＣ濃度は０．７０～１．２０％である。表面のＣ濃度が低すぎれば、表面硬さが低くなりすぎ、耐摩耗性が低下する。一方、表面のＣ濃度が高すぎれば、粗大な炭化物又は粗大な炭窒化物等が生成して、水素発生環境下での剥離寿命が低下する。表面のＣ濃度が０．７０～１．２０％であれば、耐摩耗性及び水素発生環境下での剥離寿命に優れる。表面のＣ濃度の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。表面のＣ濃度の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％であり、より好ましくは１．００％である。
　表面のＣ濃度は次の方法で測定される。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、浸炭軸受部品の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度（質量％）を測定する。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義する。
　表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣ：５８．０～６５．０
　浸炭軸受部品の表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０～６５．０である。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣが５８．０未満であれば、浸炭軸受部品の耐摩耗性が低下する。一方、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣが６５．０を超えれば、微細なき裂の発生及び進展が容易になり、水素発生環境下での剥離寿命が低下する。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０～６５．０であれば、優れた耐摩耗性及び水素発生環境下での優れた剥離寿命が得られる。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣの好ましい下限は５８．５であり、さらに好ましくは５９．０である。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣの好ましい上限は６４．５であり、さらに好ましくは６４．３である。
　浸炭軸受部品のロックウェルＣ硬さＨＲＣは次の方法で測定される。浸炭軸受部品の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定する。特定された４つの測定位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェルＣ硬さＨＲＣ試験を実施する。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面でのロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義する。
　以上の製造工程により、本実施形態の鋼材を素材として浸炭軸受部品が製造される。本実施形態の鋼材を素材として製造された浸炭軸受部品では、水素発生環境下において、優れた剥離寿命が得られる。
　実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材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る。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。
　表１に示す種々の化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の空白は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。また、鋼種Ｚは従来鋼材であるＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２に相当する化学組成を有した。本実施例では、鋼種Ｚを「比較基準鋼材」と称する。
　溶鋼の製造では、初めに、転炉を用いた一次精錬を実施した。一次精錬後、各試験番号の溶鋼に対して、ＬＦ処理を実施した。
　ＬＦ処理での条件１～条件３は、表２に示すとおりであった。具体的には、各試験番号でのＬＦ処理時間（分）は表２中の「ＬＦ」欄の「ＬＦ処理時間」欄に示すとおりであった。ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度は、表２中の「ＬＦ」欄の「ＬＦ後塩基度」欄に示すとおりであった。ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度は、上述の方法により測定した。ＬＦ処理後の溶鋼中のＡｌ含有量は、表２中の「ＬＦ」欄の「ＬＦ後Ａｌ含有量」欄に示すとおりであった。ＬＦ処理後の溶鋼中のＡｌ含有量は、上述の方法により測定した。なお、ＬＦ処理中の溶鋼温度は１４００～１６００℃の範囲内であった。
　ＬＦ処理後の溶鋼に対して、ＲＨ処理を実施した。ＲＨ処理での条件４は、次のとおりであった。具体的には、各試験番号でのＲＨ処理時間（分）は表２の「ＲＨ」欄の「ＲＨ処理時間」欄に示すとおりであった。なお、ＲＨ処理中の溶鋼温度は１４００～１６００℃の範囲内であった。以上の処理により、表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。製造した溶鋼を連続鋳造してブルームを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ブルームに対して熱間加工を実施して、浸炭軸受部品の素材となる鋼材（棒鋼）を製造した。具体的には、初めに、ブルームに対して分塊圧延工程を実施した。分塊圧延工程でのブルームの加熱温度は１２００～１３００℃の範囲内であった。加熱時間は１８時間であった。加熱後のブルームを分塊圧延して、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形横断面を有するビレットを製造した。
　さらに、ビレットに対して仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、ビレットを１２００～１３００℃で２．０時間加熱した。加熱されたビレットを熱間圧延して、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。製造後のビレットを冷却した。鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲを、０．１～５．０℃／秒とした。以上の工程により浸炭軸受部品の素材となる棒鋼（鋼材）を製造した。なお、比較基準鋼材（鋼種Ｚ）についても同様の製造条件により、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。
　［評価試験］
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の浸炭軸受部品の素材である鋼材（棒鋼）の長手方向（軸方向）に垂直な断面（横断面）のうち、Ｒ／２位置からサンプルを採取した。採取したサンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとした。
　各視野において、各相（フェライト、パーライト、硬質相等）を特定した。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求めた。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。フェライト及びパーライトの総面積率（％）は、小数第２位を四捨五入して得られた値とした。さらに、フェライト及びパーライトの総面積率を用いて、硬質相の総面積率（％）を次の方法で求めた。
　硬質相の総面積率＝１００．０－フェライト及びパーライトの総面積率
　各試験番号のフェライト及びパーライトの総面積率を表２中の「Ｆ＋Ｐ総面積率（％）」欄に示す。各試験番号の硬質相の総面積率を表２中の「硬質相総面積率（％）」欄に示す。
　［特定酸化物割合ＲＡの測定試験］
　各試験番号の鋼材の特定酸化物割合ＲＡを次の方法で測定した。鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）におけるＲ／２位置からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）に相当する表面を、観察面とした。採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察した。
　各視野中の介在物を特定した。特定した各介在物に対して、ＥＤＸを用いて、酸化物を識別した。具体的には、ＥＤＸを用いて、各介在物で少なくとも２点の測定点で元素分析を実施した。そして、各介在物において、各測定点で各元素（Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓ、Ｏ）を検出した。測定対象の介在物の質量％を１００％としたときの、２つの測定点で得られたＯ含有量の算術平均値を、その介在物における酸素の含有量（質量％）と定義した。
　特定された介在物の元素分析結果において、測定されたＯ含有量が１．０％以上の介在物を、「酸化物」と定義した。さらに、特定された酸化物のうち、２つの測定点で検出された元素として、Ｃａ、Ｍｇ及びＡｌ、又は、Ｃａ、Ｓ、Ｍｇ及びＡｌが含まれる場合、その酸化物を、「ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物」と定義した。
　２０視野での酸化物の総面積を求めた。さらに、２０視野でのＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積を求めた。次の式に基づいて、特定酸化物割合ＲＡ（％）を求めた。
　ＲＡ（％）＝ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積／酸化物の総面積×１００
　得られた特定酸化物割合ＲＡ（％）を表２中の「ＲＡ（％）」欄に示す。
　［鋼材中の粗大酸化物の個数密度の測定試験］
　上述の特定酸化物割合ＲＡ測定試験で特定した２０視野を用いて、各試験番号の鋼材中の粗大酸化物の個数密度を次の方法で測定した。２０視野で特定された各酸化物の円相当径を算出した。２０視野での全ての酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物（粗大酸化物）の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。なお、視野中で識別された酸化物のうち、隣り合う酸化物の最短距離が０．５μｍ未満である場合、それらの酸化物群はクラスター化しているとみなし、それらの酸化物群を１つの酸化物とみなした。そして、１つの酸化物と見なされた酸化物群の総面積に基づいて、円相当径を求めた。得られた個数密度を表２中の「粗大酸化物個数密度（個／ｍｍ２）」欄に示す。
　［被削性評価試験］
　各試験番号の鋼材である直径６０ｍｍの棒鋼に対して、外周旋削加工を実施して、工具寿命を評価した。具体的には、各試験番号の棒鋼に対して、次の条件で外周旋削加工を実施した。使用した切削工具は、ＪＩＳ　Ｂ　４０５３（２０１３）に規定のＰ１０に相当する超硬合金とした。切削速度を１５０ｍ／分とし、送り速度を０．１５ｍｍ／ｒｅｖとし、切込み量を１．０ｍｍとした。なお、旋削時には潤滑剤を使用しなかった。
　上述の切削条件にて外周旋削加工を実施して、切削工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍになるまでの時間を工具寿命（Ｈｒ）と定義した。比較基準鋼材（鋼種Ｚ）の工具寿命を基準とし、各試験番号の工具寿命比を次の式で求めた。
　工具寿命比＝各試験番号の工具寿命（Ｈｒ）／比較基準鋼材（鋼種Ｚ）の工具寿命（Ｈｒ）
　得られた工具寿命比が０．８以上であれば、被削性に優れると判断した。一方、工具寿命比が０．８未満であれば、被削性が低いと判断した。
　［転動疲労試験片の作製］
　各試験番号の鋼材（直径６０ｍｍの棒鋼）から、機械加工により、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の中間品を作製した。中間品の厚さ方向（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。中間品に対して、浸炭処理（浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、浸炭軸受部品を製造した。このとき、各浸炭軸受部品の表面Ｃ濃度が０．８０％、及び、表面ロックウェルＣ硬さＨＲＣが６０となるように、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施した。
　具体的には、浸炭焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施した。焼入れでの冷却方法は８０℃の油を用いた油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度（１８０℃）及び保持時間（１２０分）で実施し、保持時間経過後は空冷した。以上の工程により、模擬浸炭軸受部品である転動疲労試験片を各試験番号で複数作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［表面のＣ濃度測定試験及び表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣ試験］
　各試験番号の転動疲労試験片を用いて、表面のＣ濃度及び表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣ試験を実施した。具体的には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、浸炭軸受部品の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度（質量％）を測定した。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義した。得られた表面のＣ濃度を、表２中の「剥離寿命」欄の「Ｃ濃度（％）」に示す。
　さらに、転動疲労試験片のロックウェルＣ硬さＨＲＣを次の方法で測定した。転動疲労試験片の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定した。特定した４つの測定位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェルＣ硬さＨＲＣ試験を実施した。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面でのロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義した。得られた表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣを表２の「ＨＲＣ」欄に示す。
　［水素発生環境下での剥離寿命試験］
　各試験番号の試験片の表面をラッピング加工した転動疲労試験片を準備した。また、水素発生環境下での剥離寿命試験において、比較基準鋼材である鋼種Ｚについては、上述の浸炭処理に代えて、次の焼入れ処理及び焼戻し処理を実施した。具体的には、直径６０ｍｍの鋼種Ｚの棒鋼から、機械により、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の中間品を作成した。中間品の厚さ方向（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。中間品に対して、焼入れ処理を実施した。焼入れ処理での焼入れ温度は８６０℃とし、焼入れ温度での保持時間は６０分とした。保持時間経過後、中間品に対して８０℃の油を用いた油冷を実施した。なお、焼入れ処理後の中間品に脱炭が生じないように、焼入れ処理に用いる熱処理炉の炉内雰囲気を調整した。焼入れ処理後の中間品に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理での焼戻し温度は１８０℃とし、焼戻し温度での保持時間を１２０分とした。得られた試験片の表面をラッピング加工して、比較基準鋼材の転動疲労試験片とした。
　各試験番号の転動疲労試験片、及び、比較基準鋼材（鋼種Ｚ）の転動疲労試験片を用いて、次の剥離寿命試験を実施した。具体的には、水素発生環境を模擬するため、２０％チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ４ＳＣＮ）水溶液中に転動疲労試験片を浸漬させて水素チャージ処理を実施した。具体的には、水溶液温度５０℃、浸漬時間２４時間で水素チャージ処理を実施した。
　水素チャージ処理した転動疲労試験片に対して、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、転動疲労試験を実施した。試験時における最大接触面圧を３．０ＧＰａとし、繰り返し速度を１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用した潤滑油はタービン油とし、試験時に用いた鋼球は、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２の調質材とした。
　転動疲労試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ１０寿命を「剥離寿命」と定義した。各試験番号の剥離寿命の、比較基準鋼材（鋼種Ｚ）の剥離寿命に対する比を剥離寿命比と定義した。つまり、次式により、剥離寿命比を求めた。
　剥離寿命比＝各試験番号の剥離寿命／比較基準鋼材（鋼種Ｚ）の剥離寿命
　得られた剥離寿命比を表２の「剥離寿命比」欄に示す。得られた剥離寿命比が２．０以上であれば、水素発生環境下での剥離寿命に優れると判断した。一方、剥離寿命比が２．０未満であれば、水素発生環境下での剥離寿命が低いと判断した。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。表２を参照して、試験番号１～８の化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件も適切であった。そのため、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が５．０％以上であり、残部がベイナイトからなり、さらに、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％以上であり、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下であった。そのため、鋼材の工具寿命比は０．８以上であり、優れた被削性が得られた。さらに、浸炭処理後の浸炭軸受部品を用いた耐水素発生環境下での剥離寿命試験において、剥離寿命比は２．０以上であり、水素発生環境下での剥離寿命に優れた。
　一方、試験番号９では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（２）～式（４）を満たしたものの、Ｆ１値が式（１）の下限未満であった。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１０では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（２）～式（４）を満たしたものの、Ｆ１値が式（１）の上限を超えた。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１１では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしたものの、Ｆ２値が式（２）の下限未満であった。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１２は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしたものの、Ｆ２値が式（２）の上限を超えた。そのため、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が５．０％未満となり、鋼材の工具寿命比が０．８未満となり、鋼材の被削性が低かった。
　試験番号１３及び１４は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしたものの、Ｆ３値が式（３）の下限未満であった。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１５及び１６は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（３）を満たしたものの、Ｆ４値が式（４）の下限未満であった。そのため、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１７及び１８では、鋼材の化学組成中の各元素含有量が適切であり、式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件の条件２～条件４を満たした。しかしながら、条件１のＬＦ処理時間が短すぎた。そのため、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となった。さらに、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えた。その結果、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号１９及び２０では、鋼材の化学組成中の各元素含有量が適切であり、式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件の条件１～条件３を満たした。しかしながら、条件４のＲＨ処理時間が短すぎた。そのため、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えた。その結果、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号２１では、鋼材の化学組成中の各元素含有量が適切であり、式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件の条件１、条件３及び条件４を満たした。しかしながら、条件２において、ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度が５．０未満であった。そのため、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となった。さらに、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えた。その結果、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号２２では、鋼材の化学組成中の各元素含有量が適切であり、式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件の条件１、条件３及び条件４を満たした。しかしながら、条件２において、ＬＦ処理完了後のスラグの塩基度が１２．０を超えた。そのため、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えた。その結果、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　試験番号２３では、鋼材の化学組成中の各元素含有量が適切であり、式（１）～式（４）を満たした。さらに、製造条件の条件１、条件２及び条件４を満たした。しかしながら、条件３において、ＬＦ処理後の溶鋼中のＡｌ含有量が、製造後の鋼材中のＡｌ含有量の８０．０％を超えた。そのため、特定酸化物割合ＲＡが３０．０％未満となった。さらに、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２を超えた。その結果、剥離寿命比が２．０未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。
　以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

  1. 　鋼材であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．２５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．４０～０．７０％、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｃｒ：０．８０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．１７～０．３０％、
    　Ｖ：０．２４～０．４０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｎ：０．０３００％以下、及び、
    　Ｏ：０．００１５％以下、を含有し、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　前記鋼材中の各元素含有量が上記の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
    　ミクロ組織は、
    　総面積率が５．０～１００．０％のフェライト及びパーライトと、
    　総面積率が０～９５．０％であり、ベイナイトからなる、又は、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質相と、
    　からなり、
    　ＣａＯ及び／又はＣａＳと、ＭｇＯと、Ａｌ２Ｏ３とを含有する複合介在物をＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物と定義したとき、前記鋼材中の酸化物の総面積に対する前記ＣａＯ－ＣａＳ－ＭｇＯ－Ａｌ２Ｏ３複合酸化物の総面積の割合が３０．０％以上であり、
    　前記鋼材中の酸化物のうち、円相当径が２０．０μｍ以上の酸化物の個数密度が１５．０個／ｍｍ２以下である、
    　鋼材。
    　１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５　（１）
    　２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜３．５０　（２）
    　Ｍｏ／Ｖ≧０．５８　（３）
    　（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．００　（４）
    　ここで、式（１）～式（４）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、対応する元素が含有されていない場合は「０」が代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であってさらに、Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｃｕ：０．２０％以下、
    　Ｎｉ：０．２０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
    　Ｔｉ：０．１００％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　鋼材。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001271134A (ja) * 2000-03-24 2001-10-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
JP2017106074A (ja) * 2015-12-09 2017-06-15 株式会社ジェイテクト 軸受構成部材及びその製造方法並びに転がり軸受
WO2019039610A1 (ja) * 2017-08-25 2019-02-28 新日鐵住金株式会社 浸炭軸受部品用鋼材
WO2020138450A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 日本製鉄株式会社 浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材
WO2020138458A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 日本製鉄株式会社 浸炭窒化軸受部品

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008280583A (ja) 2007-05-10 2008-11-20 Daido Steel Co Ltd 水素脆性型の面疲労強度に優れた肌焼鋼
CN108677084B (zh) * 2018-04-08 2020-11-03 敬业钢铁有限公司 一种低夹杂洁净钢的生产方法
CN110373607B (zh) * 2019-07-25 2021-04-02 广东韶钢松山股份有限公司 一种高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001271134A (ja) * 2000-03-24 2001-10-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
JP2017106074A (ja) * 2015-12-09 2017-06-15 株式会社ジェイテクト 軸受構成部材及びその製造方法並びに転がり軸受
WO2019039610A1 (ja) * 2017-08-25 2019-02-28 新日鐵住金株式会社 浸炭軸受部品用鋼材
WO2020138450A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 日本製鉄株式会社 浸炭窒化軸受部品の素材となる鋼材
WO2020138458A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 日本製鉄株式会社 浸炭窒化軸受部品

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