特許 5873405 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5873405

(24)【登録日】2016年1月22日

(45)【発行日】2016年3月1日

(54)【発明の名称】転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20160216BHJP

   C22C 38/28 20060101ALI20160216BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301Z

   C22C38/28

【請求項の数】4

【全頁数】17

(21)【出願番号】特願2012-160011(P2012-160011)

(22)【出願日】2012年7月18日

(65)【公開番号】特開2014-19911(P2014-19911A)

(43)【公開日】2014年2月3日

【審査請求日】2014年9月1日

(73)【特許権者】

【識別番号】000001199

【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所

(74)【代理人】

【識別番号】100075409

【弁理士】

【氏名又は名称】植木 久一

(74)【代理人】

【識別番号】100129757

【弁理士】

【氏名又は名称】植木 久彦

(74)【代理人】

【識別番号】100115082

【弁理士】

【氏名又は名称】菅河 忠志

(74)【代理人】

【識別番号】100125243

【弁理士】

【氏名又は名称】伊藤 浩彰

(72)【発明者】

【氏名】島本 正樹

(72)【発明者】

【氏名】杉村 朋子

(72)【発明者】

【氏名】出浦 哲史

(72)【発明者】

【氏名】貝塚 正樹

(72)【発明者】

【氏名】永濱 睦久

(72)【発明者】

【氏名】太田 裕己

【審査官】 静野 朋季

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１０−２０２９０５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−１１７００９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−０３０１４５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０００−２８２１６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第０１／０６６８１４（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃ ：０．８〜１．１％（質量％の意味、成分組成について、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１５〜０．８％、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．３〜１．８％、および
Ｚｒ：０．００１０％以下（０％を含まない）、
を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼中に含まれる酸化物系介在物が、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂および不可避不純物であり、これらの平均組成が、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂の合計１００％に対して、ＣａＯ：２０〜４５％、Ａｌ₂Ｏ₃：２０〜４５％、ＳｉＯ₂：３０〜５０％、ＺｒＯ₂：２．０〜１０％であり、更にＭｎＯ：１５％以下（０％を含まない）およびＭｇＯ：１〜８％を含むものであり、
且つ球状セメンタイト組織を有するものであることを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。

【請求項2】

更に、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００１％およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含有するものである請求項１に記載の軸受用鋼材。

【請求項3】

鋼材の圧延方向断面の酸化物系介在物の最大長径が２０μｍ以下である請求項１または２に記載の軸受用鋼材。

【請求項4】

請求項１〜３のいずれかに記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、各種産業機械や自動車等に使用される軸受用の転動体（コロ、ニードル、玉等）として用いたときに、優れた転動疲労特性を発揮する軸受用鋼材、およびこのような軸受用鋼材から得られる軸受部品に関するものである。

【背景技術】

【0002】

各種の産業機械や自動車等の分野で用いられている転がり軸受用の転動体（コロ、ニードル、玉等）には、ラジアル方向から高い繰り返し応力が付与される。そのため、軸受用の転動体には転動疲労特性に優れることが要求されている。こうした要求は、産業機械類の高性能化、軽量化に対応して、年々厳しいものになっており、軸受部品の更なる耐久性向上のため、軸受用鋼材にはより一層良好な転動疲労特性が求められている。

【0003】

従来、転動疲労特性は、主にＡｌ脱酸鋼で生成するＡｌ₂Ｏ₃のような硬質の酸化物系介在物の個数密度と相関関係があり、この酸化物系介在物の個数密度を低減することによって転動疲労特性が改善すると考えられてきた。こうしたことから、製鋼プロセスによって鋼中の酸素含有量を低減し、転動疲労特性の改善が試みられてきた。

【0004】

しかしながら近年では、転動疲労特性と酸化物系介在物の関係に関する研究が進み、酸化物系介在物の個数密度と転動疲労特性とは必ずしも相関関係があるわけではないことが判明している。即ち、転動疲労特性は、酸化物系介在物に代表される非金属系介在物のサイズ、例えば非金属系介在物の面積の平方根と相関関係があり、転動疲労特性を改善するには、非金属系介在物の個数密度を低減するよりも、非金属系介在物のサイズを小さくすることが有効であることが分かってきている。

【0005】

こうした状況の下で、転動疲労特性を改善する技術として、これまでにも様々なものが提案されている。例えば特許文献１には、Ｃ：０．１５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｃｒ：０．５０〜１．６０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０％以下、Ｏ：８ｐｐｍ以下を含み、更に必要に応じてＮｉ：０．４〜５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、酸化物系介在物の粒子径が１５μｍ以下であるような超清浄度軸受鋼を電子ビーム溶解法によって得る方法が開示されている。

【0006】

この技術は、通常の量産鋼の製造方法によって製造された鋼材を電子ビームによって再溶解させることで、Ａｌ₂Ｏ₃のような酸化物系介在物を低減する方法である。しかしながら、こうした技術では、製造コストが極めて高いものとなって、工業的な規模での量産には適用し難いものである。しかも、近年における転がり軸受の厳しい使用環境下では、その転動疲労特性は必ずしも十分といえるものではない。

【0007】

そこで、従来のようなＡｌ脱酸鋼の軸受用鋼ではなく、Ｓｉ脱酸鋼にすることで、介在物組成を低融点組成に制御し、介在物を圧延工程で進展させることで、非金属系介在物のサイズを低減する試みもなされている。

【0008】

こうした技術として、例えば特許文献２には、Ｃ：０．８５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１０％、Ｃｒ：１．２〜１．７％、Ａｌ≦０．００５％、Ｃａ≦０．０００５％、Ｏ≦０．００２０％を含有し、残部がＦｅと不純物からなる化学成分を有し、非金属介在物について、酸化物の平均組成が、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ₂Ｏ₃≦３５％、ＭｎＯ≦３５％およびＭｇＯ≦１５％で、残部がＳｉＯ₂と不純物からなると共に、鋼材の長手方向縦断面１０箇所の１００ｍｍ²の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と、硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、８．５μｍ以下で、更に鋼材の表面からＲ／２部位置（「Ｒ」は軸受鋼鋼材の半径）での平均断面硬さがビッカース硬さで２９０以下である軸受鋼鋼材が開示されている。

【0009】

しかしながらこの技術においても、介在物が延伸し、厚さを低減することにより、スラスト方向の荷重が付与される部材の転動疲労特性は改善されるものの、コロ、ニードル、玉等の転動体のように、ラジアル方向から荷重が付与される場合には、転動疲労特性は十分とはいえず、早期剥離が生じることが予想される。

【0010】

また特許文献３には、Ｃ：０．０５％以上１．２％以下、Ｓｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上２．０％以下、Ａｌ：酸可溶性濃度で０．０００３％以下、Ｔｉ：酸可溶性濃度で０．０００５％以下、およびＺｒ：酸可溶性濃度で０．０００３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる高清浄度Ｓｉ脱酸鋼材であって、圧延方向に平行な断面において観察される、長さ２μｍ以上、幅１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、ＳｉＯ₂：３５％以上、ＣａＯ：５％以上４０％以下、Ａｌ₂Ｏ₃：１０％以上３５％以下、ＭｇＯ：２％以上３０％以下、およびＺｒＯ₂：１．０％以上１０％以下、並びに残部不純物であり、前記酸化物系介在物を形成する酸化物の非晶質相の割合が体積分率で２０％以上である高清浄度Ｓｉ脱酸鋼材が開示されている。

【0011】

この技術は、Ｓｉ脱酸鋼で生成する非金属系介在物の微細化に対して、本質的な影響を及ぼす介在物の非晶質化のために、ＺｒＯ₂を含有させるものである。この技術は、非金属系介在物全体の微細化に主眼が置かれたものであり、実施例の評価においても、ＡＳＴＭ Ｅ４５法のＣ系介在物評点の算術平均値で評価されている。しかしながら、こうした技術によって製造された鋼材が、必ずしも優れた転動疲労特性を発揮するとは限らない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0012】

【特許文献1】特開平７−１０９５４１号公報

【特許文献2】特開２０１０−７０９２号公報

【特許文献3】特開２０１０−２０２９０５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0013】

本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、Ｓｉ脱酸鋼において酸化物系在物組成を最適化し、従来技術よりも更に転動疲労特性に優れたものとして早期剥離を抑制することができ、コロ、ニードル、玉等、ラジアル方向の荷重が繰り返し付与される軸受部品の素材として有用な軸受用鋼材を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0014】

本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材とは、Ｃ：０．８〜１．１％（質量％の意味、成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１５〜０．８％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．３〜１．８％、およびＺｒ：０．００１０％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に含まれる酸化物系介在物が、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂および不可避不純物であり、これらの平均組成が、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂の合計１００％に対して、ＣａＯ：２０〜４５％、Ａｌ₂Ｏ₃：２０〜４５％、ＳｉＯ₂：３０〜５０％、ＺｒＯ₂：２．０〜１０％であり、且つ球状セメンタイト組織を有するものであることを特徴とする。

【0015】

本発明の軸受用鋼材において、酸化物系介在物の平均組成は、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂の合計１００％に対して、更にＭｎＯ：１５％以下（０％を含まない）およびＭｇＯ：１〜８％を含んでいても良い。

【0016】

本発明の軸受用鋼材の化学成分組成において、更にＡｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００１％およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含有するものであっても良い。また、鋼材の長手方向断面の酸化物系介在物の最大長径が２０μｍ以下であることが好ましい。

【0017】

上記のような軸受用鋼材を用いることによって、転動疲労特性に優れた軸受部品が得られる。

【発明の効果】

【0018】

本発明によれば、鋼材の化学成分組成を適切に調整すると共に、鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成を制御して、介在物そのものを軟質化させて分断されやすいものとすることによって、従来技術よりも更に転動疲労特性に優れたものとし、早期剥離を抑制することができる軸受用鋼材が実現できる。このような軸受用鋼材は、コロ、ニードル、玉等、ラジアル方向の荷重が繰り返し付与される軸受部品の素材として極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

【0019】

【図1】酸化物系介在物の最大長径とＬ₁₀寿命との関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0020】

本発明者らは、ラジアル方向の荷重が繰り返し付与される軸受部品の転動疲労特性の向上を目指して、特に介在物制御を中心に検討した。その結果、鋼材の化学成分組成を適切に調整すると共に、Ｓｉ脱酸によって酸化物系介在物の組成を制御して、介在物そのものを軟質化させて分断・破砕されやすいものとなるように制御すれば、転動疲労特性が極めて良好になることを見出し、本発明を完成した。

【0021】

本発明者らが、ラジアル転動疲労試験機を用いて、酸化物系介在物の形態と転動疲労特性の関係について検討したところによれば、酸化物系介在物を軟質化させ、熱間加工（以下、「熱間圧延」で代表することがある。）でよく延伸させた後、冷間加工（以下、「冷間圧延」で代表することがある。）で分断・破砕させることによって、酸化物系介在物の最大長径を短くすれば、転動疲労特性を向上させ得ることが判明した。

【0022】

特に、熱間圧延で酸化物系介在物をよく延伸させ、酸化物系介在物の短径を十分小さくしておくことで、その後の冷間圧延工程において、酸化物系介在物が分断・破砕しやすい状態となる。したがって、熱間圧延で延伸し易いように、酸化物系介在物の結晶化を抑制しておく必要があり、そのためには酸化物系介在物の組成を適切に制御する必要がある。

【0023】

尚、上記ラジアル転動疲労試験機とは、点接触転動疲労試験機の意味であり、コロ、ニードル等の軸受部品にラジアル方向からの荷重をかけて転動疲労を試験する装置である（例えば、「ＮＴＮ ＴＥＣＨＮＩＣＡＬ ＲＥＶＩＥＷ」 Ｎｏ．７１（２００３），図２）。

【0024】

酸化物系介在物の組成に関して、従来技術で示されているようなＳｉ脱酸鋼の酸化物系介在物組成範囲では、少なからず酸化物系介在物が結晶化し、結晶化した部分は熱間圧延工程で延伸し難く、短径が小さくならず、その後の冷間圧延工程においても分断・破砕しにくいものとなり、最終製品においても介在物サイズ、特に長径（最大長径）の大きい介在物として残存してしまい、転動疲労特性を著しく低減することになる。

【0025】

そこで、本発明では、Ｓｉ脱酸鋼中の酸化物系介在物組成において、特にＺｒＯ₂が所定の範囲内となるように適切に調整することで、熱間圧延時に酸化物系介在物の結晶化が抑制されることに着目し、酸化物系介在物の組成制御を行った。その結果、酸化物系介在物を所定の成分組成にした鋼では、熱間圧延によって酸化物系介在物が良好に延伸し、短径が十分に短く、その後の冷間圧延工程において分断・破砕し易くした。

【0026】

また、ＺｒＯ₂による結晶化抑制効果について更に検討したところ、ＭｇＯが一定量以上含まれている場合は、ＺｒＯ₂による結晶化抑制効果が発揮されにくく、熱間圧延工程で酸化物系介在物をよく延伸させるためには、ＭｇＯの含有量を所定範囲内に制御することが、酸化物系介在物の結晶化抑制に更に有効であることも判明した。

【0027】

上記の観点から、酸化物系介在物の成分組成（平均組成）を下記のように調整する必要がある。尚、この成分組成は、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯおよびＺｒＯ₂の合計が１００％となるときの、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂およびＺｒＯ₂の夫々の割合を示すが、他の酸化物の存在を排除するものではない。例えば、微量の不純物（例えば、ＣｕＯやＮｉＯ等）を酸化物として含み得るものである。

【0028】

［ＣａＯ：２０〜４５％］
酸性酸化物であるＳｉＯ₂を基本組成とする酸化物は、塩基性であるＣａＯを含むこと
により、酸化物の液相線温度が下がり、熱間圧延温度域で延伸しやすくなり、その後の冷間圧延において分断・破砕し易くなり、酸化物系介在物の長径が小さいものとなる。こうした効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ含有量が２０％以上で得られる。しかしながら、ＣａＯ含有量が高すぎると、粗大な介在物となってしまうため、４５％以下とする必要がある。尚、酸化物系介在物におけるＣａＯ含有量の好ましい下限は２２％以上（より好ましくは２４％以上）であり、好ましい上限は４３％以下（より好ましくは４１％以下）である。

【0029】

［Ａｌ₂Ｏ₃：２０〜４５％］
両性酸化物であるＡｌ₂Ｏ₃は、酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、熱間圧延時の変形抵抗が下がるため、酸化物系介在物の長径を小さくする効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ₂Ｏ₃含有量は２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ₂Ｏ₃含有量が４５％を超えると、酸化物系介在物中にＡｌ₂Ｏ₃結晶相や、ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃結晶相が晶出する。これらは、硬質で熱間圧延や冷間圧延時に変形にくく、粗大な介在物として存在し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。こうした観点から、酸化物の平均組成におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量は４５％以下とする必要がある。尚、酸化物系介在物におけるＡｌ₂Ｏ₃含有量の好ましい下限は２２％以上（より好ましくは２４％以上）であり、好ましい上限は４３％以下（より好ましくは４１％以下）である。

【0030】

［ＳｉＯ₂：３０〜５０％］
ＳｉＯ₂は、酸化物系介在物に含まれることで、酸化物系介在物を非晶質化させ、熱間圧延時に延伸し易くするために不可欠の成分である。また、酸化物の平均組成で３０％以上含ませることで、酸化物の液相線温度を低下させ、熱間圧延の温度域において介在物の変形抵抗を著しく低下させ延伸し易くする効果がある。また、冷間圧延時に分断・破砕しやすい状態とすることで、転動疲労特性の改善に重要な役割を果たしている。こうした効果を発揮させるためには、酸化物系介在物中にＳｉＯ₂を３０％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＳｉＯ₂含有量が５０％を超えると、粘性が上昇して、硬質な介在物となり、その後の冷間圧延時に介在物が分断・破砕しにくくなる。尚、酸化物系介在物におけるＳｉＯ₂含有量の好ましい下限は３２％以上（より好ましくは３５％以上）であり、好ましい上限は４５％以下（より好ましくは４０％以下）である。

【0031】

［ＺｒＯ₂：２．０〜１０％］
ＺｒＯ₂は、酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、ＳｉＯ₂を主体とした非晶質系の酸化物系介在物の結晶化を抑制する効果を発揮する。そのため、熱間圧延において延伸し易い非晶質の酸化物系介在物のまま維持され、短径が十分小さくなり、その後の冷間圧延において分断・破砕し易くなり、酸化物系介在物の長径を小さくする。こうした効果を発揮させるためには、ＺｒＯ₂は酸化物系介在物中に２．０％以上含有することが必要である。しかしながら、ＺｒＯ₂含有量が１０％を超えると、硬質なＺｒＯ₂結晶相が生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。尚、酸化物系介在物におけるＺｒＯ₂含有量の好ましい下限は３％以上（より好ましくは４％以上）であり、好ましい上限は８％以下（より好ましくは６％以下）である。

【0032】

酸化物系介在物の成分組成（平均組成）を上記のように調整することによって、本発明の目的が達成されるが、必要によって酸化物系介在物の平均組成が、ＭｎＯ：１５％以下（０％を含まない）およびＭｇＯ：１〜８％（いずれもＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＺｒＯ₂の合計１００％に対する割合）を含むものであってもよい。これらの平均組成の限定理由は、下記の通りである。

【0033】

［ＭｎＯ：１５％以下（０％を含まない）］
ＭｎＯは酸化物としては塩基性を有し、酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、酸化物系介在物の液相線温度を下げ、熱間圧延時に非晶質系の酸化物系介在物の延伸を促進し、その後の冷間圧延時に分断・破砕しやすい状態とすることで、酸化物系介在物の長径を小さくする効果がある。しかしながら、ＭｎＯ含有量が１５％を超えると、酸化物系介在物の結晶化を促進し、熱間圧延において延伸し難い介在物を生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。また、冷間圧延において分断・破砕し難くなり、酸化物系介在物の長径を大きくする酸硫化物の生成を促進し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。更に、ＭｎＯ含有量が高いと、鋼中のＯ（酸素）の含有量も高くなり、Ｏ含有量を０．００２５％以下にできなくなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ含有量は１５％以下であることが好ましい。尚、酸化物系介在物におけるＭｎＯ含有量の好ましい下限は２％以上（更に好ましくは５％以上）であり、より好ましい上限は１３％以下（更に好ましくは１１％以下）である。

【0034】

［ＭｇＯ：１〜８％］
ＭｇＯは塩基性酸化物であり、その含有量が少量であっても酸性酸化物であるＳｉＯ₂に含まれると、酸化物系介在物の液相線温度を下げる効果がある。その結果、ＳｉＯ₂を主体とした非晶質系の酸化物系介在物は熱間圧延の温度域で延伸し易くなり、その後の冷間圧延において介在物が分断・破砕し易くなり、最大長径が小さくなる。こうした効果を発揮させるためには、ＭｇＯは酸化物系介在物中に１％以上含有することが好ましい。一方、ＭｇＯの含有量が８％を超えると、ＳｉＯ₂を主体とした非晶質系の酸化部物系介在物の結晶化を促進し、熱間圧延において延伸し難い介在物を生成し、また冷間圧延において分断・破砕し難くなり、酸化物系介在物の長径を大きくする。その上、ＭｇＯ自体も硬質のＭｇＯの結晶相や、Ａｌ₂Ｏ₃とともにＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃結晶相を生成するため、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。尚、酸化物系介在物におけるＭｇＯ含有量のより好ましい下限は２．５％以上（更に好ましくは３．０％以上）であり、より好ましい上限は７％以下（更に好ましくは６％以下）である。

【0035】

上記のように酸化物系介在物の成分組成を制御するためには、下記の手順に従えば良い。まず鋼材を溶製する際に、通常実施されるＡｌ添加での脱酸処理を行なわずに、Ｓｉ添加による脱酸を実施する。この溶製時には、ＣａＯ，Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｎＯの組成制御のために、鋼中に含まれるＣａ，Ａｌ，Ｍｎの夫々の含有量を所定の範囲に制御する。また、ＭｇＯ含有量は、溶製時に、ＭｇＯを含む耐火物を溶解炉や精錬容器、搬送容器として用い、合金投入後の溶製時間を５〜３０分に制御することにより制御できる。更に、ＳｉＯ₂組成は、他の酸化物組成を上記にコントロールすることにより得られる。

【0036】

溶製時間を長時間にするほど、強脱酸元素であるＡｌ，Ｍｇが弱脱酸元素のＭｎ，Ｓｉからなる酸化物を還元し、Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｇＯ濃度が上昇する（後記実施例の試験Ｎｏ．１、１２参照）。一方で、溶製時間が短い場合は、弱脱酸元素のＭｎからなるＭｎＯ濃度が高く、耐火物の反応から混入するＭｇＯ濃度は低くなる（後記実施例の試験Ｎｏ．１１参照）。また、Ａｌ，Ｍｇと同程度の強脱酸元素であるＺｒからなるＺｒＯ₂は、含有されるＺｒ濃度が低くＺｒＯ₂濃度も低い場合、ＺｒＯ₂の活量が非常に低くなり、Ａｌ，Ｍｇ等による還元反応が進むため、溶製時間を長くすることでＺｒＯ₂濃度が低くなる（後記実施例の試験Ｎｏ．５参照）。

【0037】

また酸化物系介在物中のＺｒＯ₂含有量を上記のように制御する方法は、例えば溶鋼へのＦｅ−Ｚｒ等の合金添加だけでなく、ＺｒＯ₂耐火物を用いるなどして合金添加を行わずに、ＺｒＯ₂含有量を制御するようにしても良い。また、スラグ組成制御によって、溶鋼中Ｚｒ濃度を制御するようにしても良い。

【0038】

上記のように酸化物系介在物の組成を調整したものでは、熱間圧延および球状化焼鈍後に通常の冷間圧延を施すことによって、酸化物系介在物が分断・破砕され、長手方向断面の最大長径が短くなるが、この最大長径は２０μｍ以下であることが好ましい。

【0039】

上記以外の製造条件（例えば、熱間圧延条件、球状化焼鈍条件等）は、一般的な条件に従えば良い（後記実施例参照）。

【0040】

本発明の軸受用鋼材は、球状化焼鈍されて球状セメンタイト組織を有するものであるが、鋼材の長手方向断面の酸化物系介在物の最大長径が２０μｍ以下であることが好ましい。

【0041】

［長手方向断面の酸化物系介在物の最大長径：２０μｍ以下］
清浄油環境（異物が混入していない潤滑油での環境）において、軸受は一定の繰り返し荷重を受けると、非金属系介在物（酸化物系介在物）に応力集中が生じ、亀裂発生、伝播を経て剥離に至る。圧延方向に対して、酸化物系介在物の最大長径が大きい場合には、疲労を受ける転走面に介在物が存在する確率が高まり、また高い応力集中を生じ、早期剥離しやすくなる。こうした現象を抑制するために、長手方向断面の酸化物系介在物の最大長径が２０μｍ以下であることが好ましい。この最大長径は、より好ましくは１８μｍ以下であり、更に好ましくは１６μｍ以下である。

【0042】

本発明の鋼材は、軸受用鋼材としての基本成分を満足させると共に、酸化物系介在物の成分組成を適切に制御するために、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。こうした観点から、鋼材の化学成分組成の範囲設定理由は次の通りである。

【0043】

［Ｃ：０．８〜１．１％］
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐磨耗性を付与するための必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは少なくとも、０．８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．１％を超えて過剰になると、軸受の芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％以上（より好ましくは０．９０％以上）であり、好ましい上限は１．０５％以下（より好ましくは１．０％以下）である。

【0044】

［Ｓｉ：０．１５〜０．８％］
Ｓｉは、脱酸元素として有効に作用する他、焼入れ・焼戻し軟化抵抗を高めて硬さを高める作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．８％を超えると、鍛造時に金型寿命が低下するばかりか、コスト増加を招くことになる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上（より好ましくは０．２５％以上）であり、好ましい上限は０．７％以下（より好ましくは０．６％以下）である。

【0045】

［Ｍｎ：０．１０〜１．０％］
Ｍｎは、鋼材マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％を下回るとその効果が発揮されず、１．０％を上回ると低級酸化物であるＭｎＯ含有量が増加し、転動疲労特性を悪化させる他、加工性や被削性が著しく低下する。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％以上（より好ましくは０．３％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。

【0046】

［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下とするのが良い。尚、Ｐは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

【0047】

［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１％を超えると、粗大な硫化物が残存するため、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｓの含有量は０．０１％以下に抑制する必要がある。転動疲労特性の向上という観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とするのが良い。尚、Ｓは鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。

【0048】

［Ｃｒ：１．３〜１．８％］
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成によって、強度および耐磨耗性を向上させ、これによって転動疲労特性の改善に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は、１．３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になって１．８％を超えると、炭化物が粗大化して、転動疲労特性および切削性を低下させる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．４％以上（より好ましくは１．５％以上）であり、好ましい上限は１．７％以下（より好ましくは１．６％以下）である。

【0049】

［Ｚｒ：０．００１０％以下（０％を含まない）］
Ｚｒは、酸化物系介在物中のＺｒＯ₂含有量を制御し、酸化物系介在物を熱間圧延時に延伸しやすくし、且つ冷間圧延時に分断・破砕により微細化し易くし、転動疲労特性を改善するのに有効である。特に、Ｓｉ脱酸鋼にＺｒＯ₂をある範囲内に制御するように加えることで、熱間圧延時に酸化物系介在物の結晶化が抑制され、熱間圧延により酸化物系介在物は良く延伸し、十分に短径が小さくなることが判明した。その結果、転動疲労特性が改善される。但し、Ｚｒ含有量が過剰になり、０．００１０％を超えると、ＺｒＯ₂系酸化物が結晶相として単独で生成し、熱間圧延で延伸せず、酸化物系介在物の粗大化を招くため好ましくない。したがって、Ｚｒ含有量は０．００１０％以下とした。尚、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００５％以下とするのが良い。

【0050】

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ａｓ，Ｈ，Ｎ等）の混入が許容され得る。また、必要によって、Ａｌ，ＣａおよびＯについては、下記のように成分範囲を制御（調整若しくは抑制）することが好ましい。

【0051】

［Ａｌ：０．０００２〜０．００５％］
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明の鋼材においては、Ａｌは極力少なくすることが好ましい。したがって、酸化精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わない。Ａｌ含有量が多くなり、特に０．００５％を超えてしまうと、Ａｌ₂Ｏ₃を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ａｌの好ましい含有量を０．００５％以下とした。尚、Ａｌ含有量は、０．００４％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。

【0052】

但し、酸化物系介在物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量を確保するという観点からすれば、Ａｌ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ａｌ含有量を０．０００２％未満に制御するには、Ａｌの混入を抑制するために、フラックスもＡｌ₂Ｏ₃含有量の少ないものを使用する必要があるが、高炭素鋼である軸受鋼において、Ａｌ₂Ｏ₃含有量の少ないフラックスは非常に高価なものとなり経済的でない。したがって、Ａｌ含有量の下限は０．０００２％以上（好ましくは０．０００５％以上）とした。尚、０．０００２％未満のＡｌ含有量は、不可避不純物扱いとなる。

【0053】

［Ｃａ：０．０００２〜０．００１％］
Ｃａは、酸化物系介在物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物を熱間圧延時に延伸しやすくし、且つ冷間圧延時に分断・破砕により微細化し易くし、転動疲労特性を改善するのに有効である。このような効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．００１％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなり過ぎて、粗大な酸化物となってしまう。したがって、Ｃａ含有量は０．００１％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量のより好ましい下限は０．０００３％以上（更に好ましくは０．０００５％以上）であり、より好ましい上限は０．０００９％以下（更に好ましくは０．０００８％以下）である。尚、０．０００２％未満のＣａ含有量は、不可避不純物扱いとなる。

【0054】

［Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
Ｏは、好ましくない不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００２５％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、熱間圧延および冷間圧延後においても粗大な酸化物として残存し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２３％以下（より好ましくは０．００２０％以下）である。

【0055】

本発明の軸受用鋼材は、所定の部品形状にされた後焼入れ・焼戻しされて軸受部品を製造するものであるが、鋼材段階の形状についてはこうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含むものであり、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決めることができる。

【0056】

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

【実施例】

【0057】

下記表１に示す各種化学成分組成の鋼材（鋼種）を、小型溶解炉（１５０ｋｇ／１ｃｈ）において、通常実施されるＡｌ添加での脱酸を行わず、Ｓｉ添加での脱酸処理を行って溶製し（但し、試験Ｎｏ．１８はＡｌ添加での脱酸処理）、φ２４５ｍｍ×４８０ｍｍの鋳片を作製した。このとき、ＭｇＯ含有量は、溶製時にＭｇＯを含む耐火物を溶解炉や精錬容器、搬送容器として用いることによって調整した。また合金投入後の溶製時間を調整すると共に（下記表１）、鋼中に含まれるＡｌ含有量、Ｃａ含有量、Ｍｎ含有量を下記表１のように制御した。各鋼材中の酸化物系介在物の平均組成を下記表２に示す（測定方法は後述する）。また、溶鋼に添加するＣａ源、Ｚｒ源などについては、特に制限はなく、Ｃａ源としてＮｉ−Ｃａ合金、Ｚｒ源としてＦｅ−Ｚｒ合金を用いた。

【0058】

【表1】

【0059】

【表2】

【0060】

得られた鋳片を、加熱炉において１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８３０〜１１００℃で圧延し、所定の径（φ２０ｍｍ）まで熱間圧延または熱間鍛造を実施した。

【0061】

上記熱間圧延材または熱間鍛造材を、７６０〜８００℃の温度範囲で２〜８時間加熱した後、１０〜１５℃／時の冷却速度で（Ａｒ₁変態点−６０℃）の温度まで冷却してから大気放冷することにより（球状化焼鈍）、球状化セメンタイトを分散させた球状化焼鈍材を得た。

【0062】

上記球状化焼鈍材を、冷間加工率（減面率）２％で冷間加工を施し、線材とした（φ１９．８ｍｍ：冷間加工後線径）。その後、φ１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を切り出し、８４０℃で３０分間加熱後に油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを行った。次いで、仕上げ研磨を施して表面粗さ：０．０４μｍＲａ以下のラジアル転動疲労試験片を作製した。尚、冷間加工率は、加工前の鋼材断面積をＳ₀、加工後の鋼材断面積をＳ₁としたとき、下記（１）式のように表される値（減面率：ＲＡ）である。
冷間加工率＝{（Ｓ₀−Ｓ₁）／Ｓ₀}×１００（％） …（１）

【0063】

上記各試験片における酸化物系介在物の組成（平均組成）、および長手方向断面の酸化物系介在物の最大長さの測定は、下記の方法に従った。

【0064】

［酸化物系介在物の平均組成の測定］
各試験片の直径Ｄの１／２の位置における鋼材の長手方向（圧延方向に相当）に、２０ｍｍＬ（圧延方向長さ）×５ｍｍ（表層からの深さ）のミクロ試料（組織観察用試料）を１個切り出し、断面を研磨した。この断面中に観察される無数の酸化物系介在物の平均組成は、日本電子データム製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ 商品名「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）を用いて観察し、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物１００個について成分組成を定量分析した。このとき、観察面積を１００ｍｍ²（研磨面）とし、介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｃａ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｇ，ＺｒおよびＯとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量し、その結果を算術平均することで平均の介在物組成を求めた。

【0065】

［酸化物系介在物の最大長さの測定］
各試験片の直径Ｄの１／２の位置における鋼材の長手方向（圧延方向に相当）に、２０ｍｍＬ（圧延方向長さ）×５ｍｍ（表層からの深さ）のミクロ試料（組織観察用試料）を１０個切り出し、断面を研磨した。各試料の研磨面（１００ｍｍ²）において、光学顕微鏡によって酸化物系介在物の最大長径を測定し、１０００ｍｍ²中で最も大きい長径を最大長径とした。尚、測定面積が少ない場合には、極限統計法により、１０００ｍｍ²当たりの予測最大長径を求めてもよい。

【0066】

上記で得られたラジアル転動疲労試験片を用い、ラジアル転動疲労試験機（「点接触型寿命試験機」商品名 ＮＴＮ社製）にて、繰り返し速度：４６４８５ｃｐｍ、面圧：５．８８ＧＰａ、中止回数：３億回（３×１０⁸回）の条件でラジアル転動疲労試験を実施した。このとき各鋼材で１５個ずつの試験片で実施し、疲労寿命Ｌ₁₀（累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数：以下「Ｌ₁₀寿命」と呼ぶことがある）を評価し、従来鋼を用いて行ったときのＬ₁₀寿命（試験Ｎｏ．１８）との比（寿命比）が２．５以上（Ｌ₁₀寿命で３０００万回以上に相当）のものを転動疲労寿命に優れるとした。

【0067】

これらの測定結果［ラジアル転動疲労試験評価結果（Ｌ₁₀寿命、寿命比）］を、酸化物系介在物の最大長径と共に、下記表３に示す。

【0068】

【表3】

【0069】

これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、試験Ｎｏ．２〜４、１０は、本発明で規定する化学成分組成（鋼材の化学成分組成および酸化物系介在物組成）および、好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径の要件を満たしており、いずれも転動疲労寿命が優れていることが分かる。

【0070】

これに対して、試験Ｎｏ．１、５〜９、１１〜１８は、本発明で規定する要件（または好ましい要件）のいずれかを満足しない例であり、良好な転動疲労寿命が得られていないことが分かる。

【0071】

このうち、試験Ｎｏ．１は、Ａｌ濃度が比較的高い状態で溶製時間が４０分と長時間であったため、溶鋼中のＡｌと酸化物介在物中のＳｉＯ₂の酸化還元反応が進み、ＳｉＯ₂含有量が不足し、酸化物系介在物の最大長径が大きくなっており、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．５は、溶製時間が３５分と長時間であったために、酸化物系介在物中のＺｒＯ₂含有量が不足し（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。

【0072】

試験Ｎｏ．６は、酸化物系介在物中のＣａＯ含有量が不足し（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．７は、Ｃａ含有量が多くなっており、酸化物系介在物中のＣａＯ含有量が過剰になっており（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。

【0073】

試験Ｎｏ．８は、酸化物系介在物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量が不足し、酸化物系介在物の最大長径が大きくなって、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．９は、Ｚｒ含有量が多いために、酸化物系介在物中のＺｒＯ₂含有量が過剰になり（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。

【0074】

試験Ｎｏ．１１は、Ｍｎ含有量が多く、また溶製時間が３分と短時間であったために、酸化物系介在物中のＭｎＯ含有量が多く、且つＭｇＯ含有量が少なくなっており（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．１２は、溶製時間が４５分と長時間であったために、耐火物中のＭｇＯが混入してＭｇＯ含有量が高くなり（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。

【0075】

試験Ｎｏ．１３は、Ａｌ含有量が多いために、酸化物系介在物中のＡｌ₂Ｏ₃含有量が過剰になり（好ましい要件である酸化物系介在物の最大長径も大きくなっている）、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．１４は、ＳｉおよびＰの含有量が所定の範囲を外れるため、強度低下によって転動疲労特性が悪化している。

【0076】

試験Ｎｏ．１５は、Ｍｎの含有量が少ないために強度低下を招き、またＣｒ含有量が少ないために球状化組織が得られず、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．１６は、ＣおよびＣｒの含有量が多いために、粗大な炭化物が生成し、しかもＳ含有量も多いためにＭｎＳ量が増加し、転動疲労特性が悪化している。

【0077】

試験Ｎｏ．１７は、Ｃ含有量が少ないために、球状化組織が得られず、転動疲労特性が悪化している。試験Ｎｏ．１８は、従来鋼（Ａｌが多く、ＣａおよびＺｒを含まない）を用いた例であり、酸化物系介在物中の成分組成が適切に調整されておらず、良好な転動疲労特性が得られていない。

【0078】

これらのデータに基づいて、酸化物系介在物の最大長径（単に「最大長径」と表示）とＬ₁₀寿命との関係を図１に示す。尚、図１において、「●」は、本発明例（試験Ｎｏ．２〜４および１０）、「×」は、酸化物系介在物の組成が本発明で規定する範囲（および好ましい範囲）を外れる比較例（試験Ｎｏ．１、５〜９、１１〜１３）、「□」は、鋼材の化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れる比較例（試験Ｎｏ．１４〜１７）、「◇」は従来鋼を用いたもの（試験Ｎｏ．１８）を、夫々プロットしたものである。この結果から、最大長径を２０μｍ以下とすることによって、良好な転動疲労特性（Ｌ₁₀寿命）が発揮できることが分かる。

【図1】