▶ 新日鐵住金株式会社の特許一覧 ▶ ＮＴＮ株式会社の特許一覧
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022170056
(43)【公開日】2022-11-10
(54)【発明の名称】鋼材
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221102BHJP
F16C 33/62 20060101ALI20221102BHJP
C22C 38/24 20060101ALI20221102BHJP
C22C 38/50 20060101ALI20221102BHJP
C23C 8/22 20060101ALI20221102BHJP
C23C 8/32 20060101ALI20221102BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20221102BHJP
C21D 9/40 20060101ALN20221102BHJP
C21D 1/06 20060101ALN20221102BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301N
F16C33/62
C22C38/24
C22C38/50
C23C8/22
C23C8/32
C21D8/06 A
C21D9/40 A
C21D1/06 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021075931
(22)【出願日】2021-04-28
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(71)【出願人】
【識別番号】000102692
【氏名又は名称】ＮＴＮ株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001553
【氏名又は名称】アセンド特許業務法人
(72)【発明者】
【氏名】堀本 雅之
(72)【発明者】
【氏名】臼井 佑介
(72)【発明者】
【氏名】大木 力
(72)【発明者】
【氏名】山田 昌弘
(72)【発明者】
【氏名】佐藤 美有
(72)【発明者】
【氏名】三輪 則暁
【テーマコード（参考）】
3J701
4K028
4K032
4K042
【Ｆターム（参考）】
3J701BA51
3J701BA70
3J701EA02
3J701FA31
3J701GA01
3J701GA11
3J701GA51
4K028AA01
4K028AA03
4K028AB01
4K032AA01
4K032AA06
4K032AA07
4K032AA08
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032BA02
4K032CA02
4K032CA03
4K032CB00
4K032CD05
4K042AA22
4K042BA03
4K042BA04
4K042CA03
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042DA01
4K042DA02
4K042DC02
4K042DC03
4K042DC04
4K042DD02
4K042DE02
(57)【要約】
【課題】優れた熱間加工性を有し、軸受部品を製造した場合に、優れた表面起点剥離寿命と、優れた形状安定性とを有する、鋼材を提供する。
【解決手段】本開示による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。鋼材芯部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１０％、Ｓｉ：０．１５～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～０．７０％、Ｃｒ：１．３０～１．６０％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｖ：０．１２～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、明細書に記載の式（１）及び式（２）を満たす。脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、明細書に記載の式（３）を満たす。
【選択図】図１
【解決手段】本開示による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。鋼材芯部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１０％、Ｓｉ：０．１５～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～０．７０％、Ｃｒ：１．３０～１．６０％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｖ：０．１２～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、明細書に記載の式（１）及び式（２）を満たす。脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、明細書に記載の式（３）を満たす。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼材であって、
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす、
鋼材。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす、
鋼材。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
【請求項2】
請求項１に記載の鋼材であって、
前記鋼材芯部の前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、
Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
前記鋼材芯部の前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、
Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は鋼材に関し、さらに詳しくは、軸受部品の素材となる鋼材に関する。
【背景技術】
【0002】
軸受部品の素材となる鋼材として、軸受鋼や、肌焼き鋼が用いられてきた。軸受鋼は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２０１９）に規定された、ＳＵＪ３及びＳＵＪ５に代表される。肌焼き鋼は、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２０１６）に規定された、ＳＮＣＭ８１５に代表される。
【0003】
これらの鋼材を素材に軸受部品が製造される場合、その製造方法は次のとおりである。鋼材に対して、熱間加工（熱間鍛造）、及び、球状化焼鈍を実施する。球状化焼鈍後の鋼材に対して、切削加工等を実施して、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、鋼材の硬さ及び鋼材のミクロ組織を調整する。以上の工程により、上述の鋼材を素材として、所望の軸受性能（表面起点剥離寿命等）を有する軸受部品が製造される。
【0004】
上述のとおり、軸受部品の製造工程では、軸受性能を高めるため、熱処理が実施される。熱処理とは、たとえば、焼入れ焼戻し、浸炭処理、浸窒処理、及び、浸炭浸窒処理である。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意味する。本明細書においてさらに、浸窒処理とは、浸窒焼入れ及び焼戻しを意味する。本明細書においてさらに、浸炭浸窒処理とは、浸炭浸窒焼入れ及び焼戻しを意味する。熱処理によって、鋼材の表層には、焼入れ層、浸炭層、浸窒層、及び、浸炭浸窒層等の硬化層が形成される。これらの硬化層により、表面起点剥離寿命等の軸受性能が向上する。
【0005】
軸受部品の軸受性能を高める技術が、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。
【0006】
特許文献１に提案される転がり軸受は、軌道輪及び転動体からなり、軌道輪及び転動体の少なくとも一つが、重量％で、Ｃ：０．１～０．７％、Ｃｒ：０．５～３．０％、Ｍｎ：０．３～１．２％、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｏ：３％以下、Ｖ：０．８～２．０％を含有する鋼を素材とする。当該素材に対して浸炭又は浸炭浸窒処理を実施して製造した製品は、表面の炭素濃度が０．８～１．５重量％、かつ、表面のＶ／Ｃ濃度比が１～２．５の関係を満たす。その結果、製品表面には、ＶＣ型炭化物が析出する。この転がり軸受は、軸受性能の１つである耐摩耗性が高い、と特許文献１には開示されている。
【0007】
特許文献２に提案される肌焼鋼は、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％を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる。この肌焼鋼はさらに、焼戻し後の表層Ｃ濃度が０．６～１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８～６４未満であり、かつ、表層に分散析出する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。この肌焼鋼から製造される軸受部品等では、微細に分散したＶ系炭化物が水素のトラップサイトとなり、耐水素脆性が高まる。その結果、軸受性能の１つである面疲労寿命が高まる、と特許文献２には開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特開平８－４９０５７号公報
【特許文献2】特開２００８－２８０５８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
ところで、軸受部品には、鉱山機械や建設機械に用いられる中型及び大型の軸受部品と、自動車等に用いられる小型の軸受部品とが存在する。自動車用途の小型軸受部品は、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。ここで、自動車用途の小型軸受部品は、潤滑油が循環する環境にて使用されることが多い。このとき、軸受部品の周囲の歯車部品由来の摩耗粉が、循環する潤滑油に混入し、軸受内に異物として侵入する場合がある。そのため、小型軸受部品には、このような異物が混入した状態においても、優れた表面起点剥離寿命を有することが求められる。しかしながら、上記特許文献１及び２では、軸受部品に異物が軸受内に混入した状態における表面起点剥離寿命について、検討されていない。
【0010】
自動車用途の小型軸受部品ではさらに、近年、使用中の摩擦抵抗やトルクの伝達抵抗を低減するため、軸受部品に使用される潤滑油の粘度の低下や、潤滑油の使用量の低減が試みられている。一方、潤滑油の粘度を低下した場合、及び／又は、潤滑油の使用量を低減した場合、軸受部品同士の接触面における、潤滑油の膜厚が低下する。その結果、軸受部品に加わる圧力（以下、面圧ともいう）が高まりやすくなる。
【0011】
一方、軸受部品に対して高い面圧が繰り返し加わると、軸受部品が変形する可能性がある。具体的に、たとえば、軸受部品の転動面の変形量が大きくなれば、転動体（玉、ころ）と、内輪及び外輪との隙間が大きくなる。この場合、軸受部品が、回転する部材（シャフト等）を正確な位置で回転可能に支持できなくなる。その結果、軸受部品及び軸受部品に支持される部材に振動が発生し、騒音の原因となる。そのため、軸受部品には、使用中に高い面圧が繰り返し付与されても、変形しにくく、形状変化しにくい特性（以下、形状安定性ともいう）が求められてきている。しかしながら、上記特許文献１及び２では、軸受部品の形状安定性について、検討されていない。
【0012】
軸受部品はさらに、上述のとおり、鋼材に熱間鍛造が実施されて製造される。そのため、軸受部品の素材となる鋼材には、熱間鍛造時に割れが発生しにくい特性（以下、熱間加工性ともいう）が求められる。しかしながら、上記特許文献１及び２では、鋼材の熱間加工性について、検討されていない。
【0013】
本開示の目的は、優れた熱間加工性を有し、軸受部品を製造した場合に、軸受部品に異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する、鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0014】
本開示による鋼材は、
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
【発明の効果】
【0015】
本開示による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、軸受部品を製造した場合に、異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する。
【図面の簡単な説明】
【0016】
【発明を実施するための形態】
【0017】
本発明者らは、軸受部品の素材となる鋼材の熱間加工性を高め、かつ、鋼材から軸受部品を製造した場合に、軸受部品に異物が混入しても表面起点剥離寿命を高め、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても形状安定性を高める方法について、調査及び検討を行った。
【0018】
初めに、本発明者らは、化学組成に着目して、鋼材の熱間加工性を高め、軸受部品に異物が混入しても表面起点剥離寿命を高め、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても形状安定性を高める方法について検討した。その結果、本発明者らは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１０％、Ｓｉ：０．１５～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～０．７０％、Ｃｒ：１．３０～１．６０％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｖ：０．１２～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｔｉ：０～０．０５０％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、優れた熱間加工性を有し、軸受部品に異物が混入しても優れた表面起点剥離寿命を有し、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性を有する可能性があると考えた。
【0019】
しかしながら、本発明者らの検討の結果、化学組成中の各元素の含有量が上述の範囲内を満たす鋼材であっても、必ずしも上記特性（鋼材の熱間加工性、軸受部品とした場合の表面起点剥離寿命、及び、形状安定性）が十分に得られない場合があることが判明した。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
【0020】
［式（１）について］
上述のとおり、自動車用途の小型軸受部品では、軸受部品に異物が混入する場合がある。軸受部品に異物が混入した場合、使用中に軸受部品の軌道輪の軌道面と、転動体の転動面との間に噛み込まれ、軌道面及び／又は転動面に圧痕が形成されやすくなる。さらに、圧痕周縁に形成される盛り上がり部では、応力集中が生じやすい。その結果、軌道面及び／又は転動面では、疲労破壊が起こりやすい。このように、軸受部品に異物が混入した場合、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下しやすい。
上述のとおり、自動車用途の小型軸受部品では、軸受部品に異物が混入する場合がある。軸受部品に異物が混入した場合、使用中に軸受部品の軌道輪の軌道面と、転動体の転動面との間に噛み込まれ、軌道面及び／又は転動面に圧痕が形成されやすくなる。さらに、圧痕周縁に形成される盛り上がり部では、応力集中が生じやすい。その結果、軌道面及び／又は転動面では、疲労破壊が起こりやすい。このように、軸受部品に異物が混入した場合、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下しやすい。
【0021】
さらに、上述のとおり、鋼材を素材として軸受部品を製造する場合、熱間鍛造及び切削加工を実施した鋼材（中間品）には、熱処理（焼入れ焼戻し、浸炭処理、浸炭浸窒処理、又は、浸窒処理）が実施される。ここで、上述の化学組成を有する鋼材（中間品）に対して熱処理を実施した場合、中間品の表層には、析出物が分散する。軸受部品の表層に析出物が多数分散すれば、析出強化によって軸受部品の表層をさらに硬くすることができる。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命がさらに高まる可能性がある。そこで本発明者らは、熱処理後の軸受部品の表層の析出物に着目して、軸受部品の表面起点剥離寿命を高める方法を検討した。
【0022】
上述の化学組成のうち、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、析出物のうち炭化物、窒化物及び炭窒化物（以下、炭化物、窒化物及び炭窒化物を総称して、「炭窒化物等」ともいう）を形成する。具体的に、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等を形成する。つまり、熱処理によって、軸受部品の表層にＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等を多数析出させれば、軸受部品の表面起点剥離寿命をさらに高められる可能性がある。
【0023】
一方、上述の化学組成を有する鋼材を製造する際、鋼材中に粗大な析出物が形成する場合がある。鋼材中に粗大な析出物が形成されれば、その鋼材を素材として製造された軸受部品にも粗大な析出物が残存する。粗大な析出物は、軸受部品の使用中において疲労破壊の起点となりやすい。つまり、鋼材中に粗大な析出物が形成されると、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。要するに、単に析出物を多数析出させればよいのではなく、微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等を、熱処理によって軸受部品に多数形成することで、軸受部品に異物が混入した場合であっても、表面起点剥離寿命を高められると考えられる。
【0024】
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する中間品に熱処理を実施して、軸受部品中に微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等を形成するには、これらの析出核生成サイトを増加させることが有効であると考えた。具体的に、上述の化学組成のうち、Ｃｒ及びＭｏは、熱処理時に上述の炭窒化物等を形成するための析出核生成サイトを増加させる。その結果、軸受部品中において、上述の炭窒化物等の形成が促進される。一方、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＭｏ含有量が高すぎれば、軸受部品の素材である鋼材を製造する際に上述の炭窒化物等が多数形成され、鋼材中で粗大化する場合がある。したがって、熱処理後の軸受部品に上述の炭窒化物等を微細に分散させて軸受部品の表面起点剥離寿命をさらに高めるためには、上述の化学組成を有する鋼材においてＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＭｏ含有量を適切に制御すればよいことが、本発明者らの検討により明らかになった。
【0025】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、鋼材のＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＭｏ含有量と、軸受部品の表面起点剥離寿命との関係を調査した。その結果、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る鋼材において、さらに、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＭｏ含有量が次の式（１）を満たせば、後述の式（２）を満たすことを前提として、軸受部品としたときに十分な表面起点剥離寿命が得られることを見出した。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
【0026】
［式（２）について］
上述のとおり、軸受部品には、高い面圧が繰り返し加わる場合がある。高い面圧が繰り返し加わった軸受部品は、変形が起こりやすい。その結果、軸受部品及び軸受部品に支持される部材に振動が発生し、騒音の原因となる。そのため、軸受部品には、使用中に高い面圧が繰り返し付与されても、変形しにくく、形状変化しにくい特性（形状安定性）が求められてきている。
上述のとおり、軸受部品には、高い面圧が繰り返し加わる場合がある。高い面圧が繰り返し加わった軸受部品は、変形が起こりやすい。その結果、軸受部品及び軸受部品に支持される部材に振動が発生し、騒音の原因となる。そのため、軸受部品には、使用中に高い面圧が繰り返し付与されても、変形しにくく、形状変化しにくい特性（形状安定性）が求められてきている。
【0027】
そこで本発明者らは、鋼材を素材として製造された軸受部品において、形状安定性に影響する因子を調査した。ここで、上述のとおり、軸受部品は、上述の化学組成を有する中間品に熱処理を実施して製造される。つまり、軸受部品の部品芯部では、熱処理によってミクロ組織が変態している可能性が高い。そこで本発明者らは、軸受部品の部品芯部におけるミクロ組織に着目して、軸受部品の形状安定性との関係を調査した。その結果、熱処理後の軸受部品の部品芯部に残留オーステナイトが含有していると、高い面圧を繰り返し付与されることによって軸受部品が変形しやすくなることが判明した。
【0028】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、上述の化学組成を有する中間品に熱処理を実施した場合、残留オーステナイトの生成に特に影響する元素を調査した。その結果、上述の化学組成のうち、特に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉ含有量が、軸受部品の部品芯部における残留オーステナイトの生成量に影響を与えることが判明した。そこで本発明者らは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉ含有量と、軸受部品の形状安定性との関係をさらに調査した。その結果、化学組成の各元素含有量が上述の範囲内であって、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉ含有量が次の式（２）を満たせば、式（１）を満たすことを前提として、軸受部品が表面起点剥離寿命に優れるだけでなく、軸受部品の形状安定性も高められることを見出した。
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
【0029】
［式（３）について］
上述のとおり、軸受部品は、熱間鍛造が実施されて製造される。しかしながら、上述の化学組成を有する鋼材に対して熱間鍛造を実施して中間品を製造した場合、中間品の表面に割れ（熱間鍛造割れ）が発生する場合があった。一方、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成の観点から、熱間加工性を保持できていると推察される。つまり、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成以外の要因により、熱間加工性が低下している可能性がある。そこで本発明者らは、熱間加工性を低下させる要因のうち、化学組成以外の要因について詳細に検討した。その結果、軸受部品の素材となる鋼材の表面に微小な表面疵が形成されている場合に、その表面疵が表面欠陥として作用して、表面疵を起点とした熱間鍛造割れが発生することが明らかになった。
上述のとおり、軸受部品は、熱間鍛造が実施されて製造される。しかしながら、上述の化学組成を有する鋼材に対して熱間鍛造を実施して中間品を製造した場合、中間品の表面に割れ（熱間鍛造割れ）が発生する場合があった。一方、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成の観点から、熱間加工性を保持できていると推察される。つまり、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成以外の要因により、熱間加工性が低下している可能性がある。そこで本発明者らは、熱間加工性を低下させる要因のうち、化学組成以外の要因について詳細に検討した。その結果、軸受部品の素材となる鋼材の表面に微小な表面疵が形成されている場合に、その表面疵が表面欠陥として作用して、表面疵を起点とした熱間鍛造割れが発生することが明らかになった。
【0030】
そこで本発明者らは、鋼材に表面疵が形成されるのを抑制する手段について、詳細に検討した。具体的に、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材の表面疵の周辺部分のＣ濃度を調査した。その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、表面疵の周辺部分において、Ｃ濃度が低下していることが明らかになった。このことから本発明者らは、鋼材の表層に脱炭層が形成されているのではないかと考えた。
【0031】
上述の化学組成を有する鋼材を製造する場合、その表面に脱炭層が形成される場合がある。脱炭層とは、鋼材の表面部分でＣが酸化され、ガスとして抜けていくことによって形成される、Ｃ含有量が低減された層を意味する。脱炭層ではＣ含有量が低減されているため、硬さが低い。つまり、表層に脱炭層が形成されていれば、高温状態での鋼材と搬送装置等との接触により、鋼材の表層には、表面疵が形成されやすくなる。特に、脱炭層が深く形成されれば、表面疵も深く形成されやすくなる。
【0032】
すなわち、上述の化学組成を有する鋼材において、表面の脱炭層を薄く形成することにより、表面疵が深く形成されにくくなり、熱間鍛造時に表面疵を起因とした割れが発生しにくくなると考えられる。本発明者らの詳細な検討の結果さらに、熱間鍛造割れの起点となる表面疵の形成には、鋼材の脱炭層の深さだけでなく、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径からも影響を受けることが明らかになった。すなわち、鋼材の脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径との関係を調整することによって、熱間鍛造時に表面疵を起因とした割れの発生を抑制できる可能性がある。
【0033】
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材について、脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とに着目し、鋼材の熱間加工性との関係を詳細に調査検討した。その結果、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材では、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備えること、及び、鋼材の脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たせば、化学組成が上述の式（１）及び（２）を満たすことを前提として、軸受部品が表面起点剥離寿命に優れ、軸受部品の形状安定性を高められるだけでなく、鋼材の熱間加工性を高められることを見出した。
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
【0034】
Ｆ３＝ｄ／Ｄと定義する。Ｆ３は、鋼材に熱間鍛造時に発生する割れの生じやすさを示す指標である。Ｆ３が大きいほど、熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。つまり、Ｆ３が大きいほど、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、本実施形態による鋼材は、その表面に形成される脱炭層の深さを、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径に対して、小さくする。特に、Ｆ３が０．０１０以上となると、鋼材の熱間加工性が顕著に低下する。そこで本実施形態による鋼材は、式（１）及び（２）を満たす上述の化学組成を有することを前提として、Ｆ３を０．０１０未満とする。その結果、本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有する。
【0035】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材の要旨は、次のとおりである。
【0036】
［１］
鋼材であって、
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす、
鋼材。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
鋼材であって、
脱炭層と、
前記脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備え、
前記鋼材芯部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．８０～１．１０％、
Ｓｉ：０．１５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｃｒ：１．３０～１．６０％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１２～０．５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記脱炭層の深さと、前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす、
鋼材。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
【0037】
［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記鋼材芯部の前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、
Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
［１］に記載の鋼材であって、
前記鋼材芯部の前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、
Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
【0038】
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。
【0039】
［鋼材の構成］
本実施形態による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。本実施形態の鋼材は、熱処理を実施して製造される軸受部品の素材に適する。ここでいう熱処理は、焼入れ焼戻し、浸窒焼入れ焼戻し等である。
本実施形態による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。本実施形態の鋼材は、熱処理を実施して製造される軸受部品の素材に適する。ここでいう熱処理は、焼入れ焼戻し、浸窒焼入れ焼戻し等である。
【0040】
［鋼材芯部の化学組成］
本実施形態の鋼材芯部の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の鋼材芯部の化学組成は、次の元素を含有する。
【0041】
Ｃ：０．８０～１．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．８０％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、熱処理後の軸受部品に必要な部品芯部硬さを得ることができない。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えれば、製造時に粗大な炭化物が生成しやすくなり、その後の熱処理時に炭化物を溶解することが難しい。この炭化物は粗大であるため、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．０７％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．８０％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、熱処理後の軸受部品に必要な部品芯部硬さを得ることができない。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えれば、製造時に粗大な炭化物が生成しやすくなり、その後の熱処理時に炭化物を溶解することが難しい。この炭化物は粗大であるため、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．０７％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
【0042】
Ｓｉ：０．１５～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度を高め、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｓｉ含有量が０．１５％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、部品芯部の残留オーステナイト量が増大し、形状安定性が低下する。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えればさらに、脱炭深さが深くなる。この場合、鋼材の熱間鍛造時の割れを抑制できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度を高め、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｓｉ含有量が０．１５％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、部品芯部の残留オーステナイト量が増大し、形状安定性が低下する。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えればさらに、脱炭深さが深くなる。この場合、鋼材の熱間鍛造時の割れを抑制できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
【0043】
Ｍｎ：０．３０～０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％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、部品芯部の残留オーステナイト量が増大し、形状安定性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３２％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％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、部品芯部の残留オーステナイト量が増大し、形状安定性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３２％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
【0044】
Ｃｒ：１．３０～１．６０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材を軸受部品にするときに、熱処理において微細なＶ、Ｎｂ、Ｔｉ析出物の生成を促進する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｃｒ含有量が１．３０％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、Ｃｒ含有量が１．６０％を超えれば、セメンタイトの安定性が増大し、粗大なセメンタイトが生成しやすくなる。この粗大なセメンタイトは、表面起点剥離の起点になりやすい。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．３０～１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３３であり、さらに好ましくは１．３５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５５％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材を軸受部品にするときに、熱処理において微細なＶ、Ｎｂ、Ｔｉ析出物の生成を促進する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｃｒ含有量が１．３０％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、Ｃｒ含有量が１．６０％を超えれば、セメンタイトの安定性が増大し、粗大なセメンタイトが生成しやすくなる。この粗大なセメンタイトは、表面起点剥離の起点になりやすい。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．３０～１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３３であり、さらに好ましくは１．３５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５５％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
【0045】
Ｍｏ：０．１０～０．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材を軸受部品にするときに、熱処理において微細なＶ、Ｎｂ、Ｔｉ析出物の生成を促進する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）が安定化し、高温までＭｏ炭化物が残存する。その結果、微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等の析出物の析出サイトが十分に得られない。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４４％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材を軸受部品にするときに、熱処理において微細なＶ、Ｎｂ、Ｔｉ析出物の生成を促進する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）が安定化し、高温までＭｏ炭化物が残存する。その結果、微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等の析出物の析出サイトが十分に得られない。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４４％である。
【0046】
Ｖ：０．１２～０．５０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中に微細なＶ炭窒化物等を形成する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｖ含有量が０．１２％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０．５０％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、粗大なＶ炭窒化物等が形成する。粗大なＶ炭窒化物等は、熱処理後の軸受部品に残存し、疲労破壊の起点となる。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１２～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％である。Ｖ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％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中に微細なＶ炭窒化物等を形成する。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。Ｖ含有量が０．１２％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０．５０％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、粗大なＶ炭窒化物等が形成する。粗大なＶ炭窒化物等は、熱処理後の軸受部品に残存し、疲労破壊の起点となる。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１２～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％である。Ｖ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％である。
【0047】
Ａｌ：０．００５～０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して、軸受部品の製造工程中の焼入れ時の加熱において、鋼材中のオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％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、粗大なアルミナ系酸化物が生成する。粗大なアルミナ系酸化物は、疲労の起点となる。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。本実施形態において、Ａｌ含有量とは、全Ａｌ含有量（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して、軸受部品の製造工程中の焼入れ時の加熱において、鋼材中のオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％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、粗大なアルミナ系酸化物が生成する。粗大なアルミナ系酸化物は、疲労の起点となる。そのため、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。本実施形態において、Ａｌ含有量とは、全Ａｌ含有量（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）を意味する。
【0048】
Ｐ：０．０２０％以下
りん（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は粒界に偏析する。その結果、粒界強度が低下する。Ｐ含有量が０．０２０％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して粒界強度が顕著に低下する。その結果、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましい上限は０．０１２％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％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
りん（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は粒界に偏析する。その結果、粒界強度が低下する。Ｐ含有量が０．０２０％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して粒界強度が顕著に低下する。その結果、鋼材を軸受部品としたときの軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましい上限は０．０１２％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％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
【0049】
Ｓ：０．０１０％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、軸受部品の疲労の起点となる。Ｓ含有量が０．０１０％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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中に粗大な硫化物系介在物が残存する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％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。
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、軸受部品の疲労の起点となる。Ｓ含有量が０．０１０％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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中に粗大な硫化物系介在物が残存する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％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。
【0050】
Ｎ：０．０１５０％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０．０１５０％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０．０１５０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％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０．００３０％、さらに好ましくは０．００５０％である。
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０．０１５０％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０．０１５０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％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０．００３０％、さらに好ましくは０．００５０％である。
【0051】
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を生成する。粗大な酸化物は、軸受部品の疲労の起点となる。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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中にアルミナやＴｉＯ２などの粗大な酸化物が残存する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。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０．００１１％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０．０００５％である。
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を生成する。粗大な酸化物は、軸受部品の疲労の起点となる。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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品中にアルミナやＴｉＯ２などの粗大な酸化物が残存する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。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０．００１１％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０．０００５％である。
【0052】
本実施形態によ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。
【0053】
［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、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。
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、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、及び、Ｔｉ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種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、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。
【0054】
Ｃａ：０．００５０％以下
カルシウム（Ｃａ）は、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中の硫化物系介在物中に固溶して、硫化物系介在物を球状化する。含有される場合、Ｃａはさらに、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高め、熱間加工後においても、硫化物系介在物の球状化を維持する。含有される場合、Ｃａはさらに、アルミナ系酸化物に固溶して、溶鋼中においてアルミナ系酸化物の凝集を抑制する。そのため、粗大なアルミナ系酸化物の生成を抑制する。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｃａ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、Ｃａ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、粗大な酸化物が生成する。この場合、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％であり、含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｃａ含有量は０超～０．００５０％である。Ｃａ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％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中の硫化物系介在物中に固溶して、硫化物系介在物を球状化する。含有される場合、Ｃａはさらに、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高め、熱間加工後においても、硫化物系介在物の球状化を維持する。含有される場合、Ｃａはさらに、アルミナ系酸化物に固溶して、溶鋼中においてアルミナ系酸化物の凝集を抑制する。そのため、粗大なアルミナ系酸化物の生成を抑制する。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命を高める。Ｃａ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、Ｃａ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、粗大な酸化物が生成する。この場合、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％であり、含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｃａ含有量は０超～０．００５０％である。Ｃａ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％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
【0055】
Ｃｕ：０．５０％以下
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、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．５０％を超えれば、表面硬化熱処理の際に浸窒性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｃｕ含有量は０超～０．５０％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％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
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、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．５０％を超えれば、表面硬化熱処理の際に浸窒性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｃｕ含有量は０超～０．５０％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％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0056】
Ｎｉ：０．５０％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、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．５０％を超えれば、表面硬化熱処理の際に浸窒性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｎｉ含有量は０超～０．５０％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％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
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、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材を軸受部品としたときに、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．５０％を超えれば、表面硬化熱処理の際に浸窒性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｎｉ含有量は０超～０．５０％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％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0057】
Ｎｂ：０．０５０％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、Ｎｂ炭窒化物等を生成する。Ｎｂ炭窒化物等は、結晶粒の粗大化を抑制し、軸受部品の強度を高める。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％を超えれば、Ｎｂ炭窒化物等が粗大化する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０超～０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００５０％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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
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、Ｎｂ炭窒化物等を生成する。Ｎｂ炭窒化物等は、結晶粒の粗大化を抑制し、軸受部品の強度を高める。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％を超えれば、Ｎｂ炭窒化物等が粗大化する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０超～０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００５０％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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
【0058】
Ｔｉ：０．０５０％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は鋼中のＣ及びＮと結合して、Ｔｉ炭窒化物等を生成する。これらの析出物は、結晶粒の粗大化を抑制し、軸受部品の強度を高める。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％を超えれば、Ｔｉ炭窒化物等が粗大化する。また、酸素が多く含有される場合、粗大なＴｉ酸化物（ＴｉＯ２）が生成する。これらの場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｔｉ含有量は０超～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
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は鋼中のＣ及びＮと結合して、Ｔｉ炭窒化物等を生成する。これらの析出物は、結晶粒の粗大化を抑制し、軸受部品の強度を高める。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が高まる。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０．０５０％を超えれば、Ｔｉ炭窒化物等が粗大化する。また、酸素が多く含有される場合、粗大なＴｉ酸化物（ＴｉＯ２）が生成する。これらの場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下である。つまり、含有される場合、Ｔｉ含有量は０超～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
【0059】
［式（１）～（２）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、次の式（１）～（２）を満たす。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、次の式（１）～（２）を満たす。
１．４０＜Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）≦１．７０ （１）
１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ≦５５ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
【0060】
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）と定義する。Ｆ１は、鋼材から軸受部品を製造する際、熱処理時における微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトの指標である。上述のとおり、Ｃｒ及びＭｏは、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトの形成を促進する。具体的には、ＣｒはＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等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炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等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炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトとなる。
Ｆ１＝Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）と定義する。Ｆ１は、鋼材から軸受部品を製造する際、熱処理時における微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトの指標である。上述のとおり、Ｃｒ及びＭｏは、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトの形成を促進する。具体的には、ＣｒはＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等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炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等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炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトとなる。
【0061】
Ｆ１が１．４０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）を満たしても、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＭｏのいずれかが不足している。この場合、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の析出核生成サイトが不足する。又は、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の生成に必要な、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉ含有量自体が、Ｃｒ及びＭｏ含有量に対して不足する。そのため、熱処理時において、微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等が十分に生成しない。その結果、軸受部品において、十分な表面起点剥離寿命が得られない。
【0062】
一方、Ｆ１が１．７０より大きければ、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）を満たしても、析出核生成サイトが過剰に生成する。この場合、鋼材中に過剰にＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等が生成する。その結果、鋼材を素材として軸受部品を製造するときに、熱間加工の加熱時において、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等が固溶せずに粗大化する。粗大なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等は、熱処理工程後の軸受部品中に残存する。その結果、軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。
【0063】
Ｆ１が１．４０よりも高く、１．７０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）及び（３）を満たすことを前提として、鋼材及び軸受部品において、Ｖ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等の粗大化が抑制される。さらに、軸受部品の表層には、微細なＶ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ｔｉ炭窒化物等、及び、これらの複合炭窒化物等が十分に生成する。その結果、軸受部品に異物が混入した状態においても、軸受部品は優れた表面起点剥離寿命を有する。
【0064】
Ｆ１の好ましい下限は１．４１であり、さらに好ましくは１．４３であり、さらに好ましくは１．４５である。Ｆ１の好ましい上限は１．７０未満であり、さらに好ましくは１．６７であり、さらに好ましくは１．６５であり、さらに好ましくは１．６３である。なお、Ｆ１の値は、小数第三位を四捨五入して得られた値とする。
【0065】
［式（２）について］
Ｆ２＝１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒと定義する。Ｆ２は、鋼材を軸受部品としたときの、軸受部品の使用中における形状安定性の指標である。上述の化学組成中の元素のうち、特にＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉ含有量が、鋼材を素材として熱間加工、切削加工、及び、熱処理を実施して得られる軸受部品の残留オーステナイトの生成量に影響を与える。
Ｆ２＝１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒと定義する。Ｆ２は、鋼材を軸受部品としたときの、軸受部品の使用中における形状安定性の指標である。上述の化学組成中の元素のうち、特にＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＮｉ含有量が、鋼材を素材として熱間加工、切削加工、及び、熱処理を実施して得られる軸受部品の残留オーステナイトの生成量に影響を与える。
【0066】
Ｆ２が５５よりも大きければ、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしても、熱処理後の軸受部品において、残留オーステナイトを多く含有する。そのため、軸受部品の使用中における形状安定性が低下する。Ｆ２が５５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）を満たすことを前提として、軸受部品の部品芯部において、残留オーステナイトの含有量を低減することができる。その結果、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与された場合であっても、軸受部品は優れた形状安定性を有する。
【0067】
Ｆ２の好ましい上限は５５であり、さらに好ましくは５４であり、さらに好ましくは５３である。Ｆ２の下限は特に限定されない。しかしながら、本実施形態の化学組成の各元素含有量の下限を考慮すれば、Ｆ２の好ましい下限は３９であり、さらに好ましくは４１であり、さらに好ましくは４３である。なお、Ｆ２の値は、小数第一位を四捨五入して得られた値とする。
【0068】
［鋼材芯部のミクロ組織について］
本実施形態による鋼材において、鋼材芯部のミクロ組織は特に限定されない。本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、軸受部品を製造した場合に、異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する。つまり、本実施形態による鋼材は、熱間鍛造時、又は、熱間鍛造後の鋼材に求められる特性を有する。通常、熱間鍛造時にはＡｃ３点以上に加熱され、鋼材のミクロ組織は熱間鍛造時にオーステナイトに変態する。そのため、本実施形態による鋼材は、鋼材芯部のミクロ組織によらず、上記効果を有する。
本実施形態による鋼材において、鋼材芯部のミクロ組織は特に限定されない。本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、軸受部品を製造した場合に、異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する。つまり、本実施形態による鋼材は、熱間鍛造時、又は、熱間鍛造後の鋼材に求められる特性を有する。通常、熱間鍛造時にはＡｃ３点以上に加熱され、鋼材のミクロ組織は熱間鍛造時にオーステナイトに変態する。そのため、本実施形態による鋼材は、鋼材芯部のミクロ組織によらず、上記効果を有する。
【0069】
［脱炭層］
上述のとおり、本実施形態による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。本実施形態による鋼材を構成する脱炭層は、鋼材の表面部分が酸化されることによって形成する、Ｃ含有量が低減された層である。脱炭層ではＣ含有量が低減されているため、硬さが低い。つまり、表層に脱炭層が形成されていれば、高温状態での鋼材と搬送装置等との接触により、鋼材の表層には、表面疵が形成されやすくなる。特に、脱炭層が深く形成されれば、表面疵も深く形成されやすくなる。
上述のとおり、本実施形態による鋼材は、脱炭層と、脱炭層よりも内部の鋼材芯部とを備える。本実施形態による鋼材を構成する脱炭層は、鋼材の表面部分が酸化されることによって形成する、Ｃ含有量が低減された層である。脱炭層ではＣ含有量が低減されているため、硬さが低い。つまり、表層に脱炭層が形成されていれば、高温状態での鋼材と搬送装置等との接触により、鋼材の表層には、表面疵が形成されやすくなる。特に、脱炭層が深く形成されれば、表面疵も深く形成されやすくなる。
【0070】
［式（３）について］
本実施形態の鋼材は、鋼材芯部の化学組成が、上述の範囲を満たした上で式（１）及び（２）を満たし、かつ、鋼材の脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす。
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
本実施形態の鋼材は、鋼材芯部の化学組成が、上述の範囲を満たした上で式（１）及び（２）を満たし、かつ、鋼材の脱炭層の深さと、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径とが、式（３）を満たす。
ｄ／Ｄ＜０．０１０ （３）
ここで、式（３）中のｄには前記脱炭層の深さがｍｍで、Ｄには前記鋼材の長手方向に垂直な断面の直径がｍｍで代入される。
【0071】
Ｆ３（＝ｄ／Ｄ）は、鋼材に熱間鍛造を実施した際、割れの生じやすさを示す指標である。すなわち、Ｆ３は鋼材の熱間加工性を示す指標である。Ｆ３が０．０１０以上となると、鋼材の熱間加工性が顕著に低下する。そこで本実施形態による鋼材は、式（１）及び（２）を満たす上述の化学組成を有することを前提として、Ｆ３を０．０１０未満とする。その結果、本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有する。
【0072】
Ｆ３の好ましい上限は０．００９であり、さらに好ましくは０．００８であり、さらに好ましくは０．００６である。Ｆ３は小さい方が好ましい。そのため、Ｆ３の下限は特に限定されない。すなわち、Ｆ３の下限は０．０００であってもよい。なお、Ｆ３の値は、小数第四位を四捨五入して得られた値とする。
【0073】
［脱炭層の深さｄの測定方法］
本実施形態において、脱炭層の深さｄは、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、試験片を採取する。具体的には、鋼材の長手方向に垂直な断面を観察面とし、観察面と外表面とを含む試験片を採取する。試験片を採取する位置は特に限定されず、たとえば、鋼材の端部から３００ｍｍ位置から採取する。試験片の大きさは特に限定されず、たとえば、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、高さ１０ｍｍとする。試験片のうち、観察面を鏡面に研磨する。
本実施形態において、脱炭層の深さｄは、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、試験片を採取する。具体的には、鋼材の長手方向に垂直な断面を観察面とし、観察面と外表面とを含む試験片を採取する。試験片を採取する位置は特に限定されず、たとえば、鋼材の端部から３００ｍｍ位置から採取する。試験片の大きさは特に限定されず、たとえば、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、高さ１０ｍｍとする。試験片のうち、観察面を鏡面に研磨する。
【0074】
鏡面研磨された試験片に対して、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子線マイクロアナライザー）を用いて、炭素濃度分布を調査する。測定箇所は、鏡面研磨された観察面のうち、内部側から外表面に向かって、外表面を含む位置とする。測定長さは特に限定されず、たとえば、２ｍｍである。ＥＰＭＡでは、ビーム径を１μｍ、走査速度を１００μｍ／ｍｉｎとする。鋼材の表層において、鋼材芯部の平均炭素濃度に比較して、３０％以上炭素濃度が低い領域を脱炭領域と定義する。定義した脱炭領域の深さを求め、「脱炭層の深さｄ」とする。
【0075】
［鋼材の用途］
本実施形態の鋼材は、上述のとおり、軸受部品の素材に適する。本実施形態の鋼材は特に、自動車用途の小型軸受部品に適する。小型軸受部品の素材となる鋼材は、熱間鍛造時に割れが発生しにくい特性（熱間加工性）が求められる。また、自動車用途の小型軸受部品は、異物が混入した状態においても、優れた表面起点剥離寿命を有することが求められる。自動車用途の小型軸受部品はさらに、使用中に高い面圧が繰り返し付与されても、変形しにくく、形状変化しにくい特性（形状安定性）が求められる。本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、自動車用途の小型軸受部品を製造した場合に、軸受部品に異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する。そのため、本実施形態による鋼材は、自動車用途の小型軸受部品の素材として好適である。なお、本実施形態による鋼材を、中型及び大型の軸受部品の素材として用いることも、当然に可能である。
本実施形態の鋼材は、上述のとおり、軸受部品の素材に適する。本実施形態の鋼材は特に、自動車用途の小型軸受部品に適する。小型軸受部品の素材となる鋼材は、熱間鍛造時に割れが発生しにくい特性（熱間加工性）が求められる。また、自動車用途の小型軸受部品は、異物が混入した状態においても、優れた表面起点剥離寿命を有することが求められる。自動車用途の小型軸受部品はさらに、使用中に高い面圧が繰り返し付与されても、変形しにくく、形状変化しにくい特性（形状安定性）が求められる。本実施形態による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、自動車用途の小型軸受部品を製造した場合に、軸受部品に異物が混入した状態においても優れた表面起点剥離寿命と、軸受部品に高い面圧が繰り返し付与されても優れた形状安定性とを有する。そのため、本実施形態による鋼材は、自動車用途の小型軸受部品の素材として好適である。なお、本実施形態による鋼材を、中型及び大型の軸受部品の素材として用いることも、当然に可能である。
【0076】
［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ましい一例である。
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ましい一例である。
【0077】
本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して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。
【0078】
［素材準備工程］
素材準備工程では、本実施形態の鋼材の素材を準備する。具体的には、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）及び（２）を満たす溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。たとえば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、合金元素を溶鋼に添加して成分を調整し、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。
素材準備工程では、本実施形態の鋼材の素材を準備する。具体的には、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）及び（２）を満たす溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。たとえば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、合金元素を溶鋼に添加して成分を調整し、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。
【0079】
上述の精錬方法により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（インゴット、ブルーム又はビレット）を製造する。
【0080】
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備工程で準備された素材（インゴット、ブルーム又はビレット）に対して、熱間加工を実施して、本実施形態の鋼材を製造する。鋼材は、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。
熱間加工工程では、素材準備工程で準備された素材（インゴット、ブルーム又はビレット）に対して、熱間加工を実施して、本実施形態の鋼材を製造する。鋼材は、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。
【0081】
熱間加工工程では、素材を加熱した後、熱間加工（分塊圧延及び仕上げ圧延）を実施する。素材の加熱は、加熱炉（熱処理炉）にて素材を保持することによって実施される。ここで、本実施形態の鋼材の製造方法では、熱間加工工程の加熱によって、脱炭層の深さが影響を受ける場合がある。具体的には、加熱温度が高く、加熱時間が長い場合、脱炭層は深く形成されやすい。この場合さらに、熱間加工工程の加熱保持時に脱炭層が深く形成された場合、熱間加工時に表面疵が形成されやすくなる。熱間加工時に形成された表面疵は、熱間鍛造割れの起点となり得る。したがって、熱間加工工程の加熱保持において、脱炭層の深さは低減できた方が好ましい。以下、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程について、それぞれ説明する。
【0082】
［分塊圧延工程］
分塊圧延工程では、素材に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。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上のとおり、分塊圧延工程では、分塊圧延機を用いて、又は、分塊圧延機と連続圧延機とを用いて、素材をビレットに製造する。
分塊圧延工程では、素材に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。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上のとおり、分塊圧延工程では、分塊圧延機を用いて、又は、分塊圧延機と連続圧延機とを用いて、素材をビレットに製造する。
【0083】
本実施形態において、分塊圧延工程における加熱炉での加熱温度は１１５０～１３００℃とするのが好ましい。本実施形態においてさらに、分塊圧延工程における加熱炉での保持時間は２～１２時間とするのが好ましい。保持時間が長すぎれば、ビレットの表面に脱炭層が深く形成される。このようにして形成された脱炭層は、鋼材の表面に残存する。つまり、保持時間が長すぎれば、製造された鋼材の長手方向に垂直な断面の直径に対する、鋼材の脱炭層の深さが深くなりすぎる。その結果、製造された鋼材は式（３）を満たさなくなる。一方、保持時間が短すぎれば、ビレットが十分に均熱されない場合がある。したがって、本実施形態による分塊圧延工程では、保持時間を２～１２時間とする。
【0084】
［仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、分塊圧延工程で製造されたビレットに仕上げ圧延を実施して、鋼材（棒鋼又は線材）を製造する。仕上げ圧延は、連続圧延機を用いて実施する。好ましくは、本実施形態では、仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度をＴ℃、加熱炉での保持時間をｔ時間としたとき、次の条件を満たす。
Ｔ（℃）：１０００～１３００（℃）
ｔ（時間）：１～１０（時間）
－５０ｔ＋１２５０≦Ｔ≦－５０ｔ＋１５００ （Ａ）
仕上げ圧延工程では、分塊圧延工程で製造されたビレットに仕上げ圧延を実施して、鋼材（棒鋼又は線材）を製造する。仕上げ圧延は、連続圧延機を用いて実施する。好ましくは、本実施形態では、仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度をＴ℃、加熱炉での保持時間をｔ時間としたとき、次の条件を満たす。
Ｔ（℃）：１０００～１３００（℃）
ｔ（時間）：１～１０（時間）
－５０ｔ＋１２５０≦Ｔ≦－５０ｔ＋１５００ （Ａ）
【0085】
ＴＬ＝－５０ｔ＋１２５０と定義する。ＴＨ＝－５０ｔ＋１５００と定義する。仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度ＴがＴＬより低ければ、Ｔ及びｔが上記の範囲を満たした場合であっても、ビレットが十分に均熱されない場合がある。一方、仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度ＴがＴＨより高ければ、Ｔ及びｔが上記の範囲を満たした場合であっても、ビレットの表面に脱炭層が深く形成される場合がある。つまり、製造された鋼材の長手方向に垂直な断面の直径に対する、鋼材の脱炭層の深さが深くなりすぎ、製造された鋼材が式（３）を満たさなくなる可能性がある。したがって、本実施形態による仕上げ圧延工程では、加熱炉での加熱温度Ｔが１０００～１３００℃を満たし、加熱炉での保持時間ｔが１～１０時間を満たし、かつ、Ｔとｔとが式（Ａ）を満たすことが好ましい。
【0086】
仕上げ圧延工程後の鋼材を冷却する。本実施形態による仕上げ圧延工程では、冷却速度は特に限定されない。たとえば、仕上げ圧延工程の冷却は、放冷であってもよい。
【0087】
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。なお、熱間加工工程後の鋼材に対して、周知の焼準処理、又は、周知の球状化焼鈍処理を実施してもよい。
【0088】
［軸受部品について］
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く、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。ころは例えば、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。
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く、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。ころは例えば、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。
【0089】
本実施形態の鋼材は、軸受部品の素材として好適である。本実施形態の鋼材を用いた軸受部品は、周知の製造方法で製造される。例えば、次の製造方法により、本実施形態の鋼材を素材とした軸受部品が製造される。
【0090】
軸受部品の製造方法は、例えば、熱間加工工程、球状化焼鈍工程、切削加工工程、及び、熱処理工程を含む。熱間加工工程では、本実施形態の鋼材に対して熱間加工を実施する。熱間加工は例えば、周知の熱間鍛造である。熱間加工工程では、鋼材をＡｃ３点以上に加熱した後、鋼材を加工する。したがって、鋼材のミクロ組織は、熱間加工工程の加熱時にリセットされる。加熱温度は周知の温度であり、たとえば、１０００～１３００℃である。熱間加工後の鋼材は空冷される。
【0091】
熱間加工工程後の鋼材に対して、周知の球状化焼鈍工程を実施する。そして、球状化焼鈍工程後の鋼材に対して、切削加工工程を実施して、所定形状の中間品を製造する。この切削加工工程時において、鋼材の高い被削性が求められる。切削加工工程では、周知の切削加工を実施する。以上の工程により、中間品が製造される。
【0092】
切削加工工程後の中間品に対して、熱処理工程を実施する。本実施形態において、「熱処理」とは、上述のとおり、焼入れ焼戻し、浸炭焼入れ焼戻し、浸炭浸窒焼入れ焼戻し、又は、浸窒焼入れ焼戻しを意味する。いずれの熱処理も、周知の条件で実施すればよい。焼入れ条件、浸炭焼入れ条件、浸炭浸窒焼入れ条件、浸窒焼入れ条件、及び、焼戻し条件を適宜調整して、軸受部品の表面硬さ及び芯部硬さ、軸受部品の表面炭素濃度、及び、軸受部品の表面窒素濃度を適宜調整できることは、当業者に周知の技術事項である。中間品に対して上述の周知の熱処理を実施して、軸受部品を製造する。
【0093】
本実施形態の鋼材を素材とする軸受部品は、表面起点剥離寿命に優れる。本実施形態の鋼材を素材とする軸受部品はさらに、使用中の形状安定性に優れる。
【0094】
なお、軸受部品の製造工程において、熱処理工程後の中間品に対して、仕上げ加工（切削加工、研磨加工等）を実施してもよい。仕上げ加工することにより、表面硬化処理後の中間品の表面粗さを調整することができる。仕上げ加工方法は、周知の方法で実施すればよい。
【0095】
［軸受部品の部品芯部のミクロ組織について］
しかしながら、本実施形態において、鋼材を軸受部品とする場合において、熱間鍛造後に球状化焼鈍された鋼材に対して切削加工が実施され、中間品が製造される。中間品には熱処理（焼入れ焼き戻し、浸炭処理、浸炭浸窒処理、浸窒処理等）が実施される。そのため、鋼材は熱間鍛造時、及び、熱処理時において、オーステナイト域、又は、オーステナイト－セメンタイト二相域に加熱された後、鋼材は急冷される。したがって、本実施形態による軸受部品の部品芯部のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織、又は、マルテンサイトとセメンタイトとの混合組織となる。
しかしながら、本実施形態において、鋼材を軸受部品とする場合において、熱間鍛造後に球状化焼鈍された鋼材に対して切削加工が実施され、中間品が製造される。中間品には熱処理（焼入れ焼き戻し、浸炭処理、浸炭浸窒処理、浸窒処理等）が実施される。そのため、鋼材は熱間鍛造時、及び、熱処理時において、オーステナイト域、又は、オーステナイト－セメンタイト二相域に加熱された後、鋼材は急冷される。したがって、本実施形態による軸受部品の部品芯部のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織、又は、マルテンサイトとセメンタイトとの混合組織となる。
【実施例0096】
表１に示す化学組成を有する２ｔｏｎの溶鋼を、真空溶製により製造した。各試験番号の溶鋼の化学組成と、上述のＦ１（＝Ｃｒ＋０．１Ｍｏ＋０．２５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ））及びＦ２（＝１５Ｓｉ＋３５Ｍｎ＋１５Ｎｉ＋２０Ｃｒ）の定義から、各試験番号のＦ１及びＦ２の値を求めた。求めたＦ１及びＦ２値を、表１に示す。
【0097】
【表1】
【0098】
なお、表１中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。たとえば、鋼ＡのＮｂ及びＴｉ含有量は、小数第四位を四捨五入して０％であったことを意味する。鋼ＡのＣａ含有量は、小数第五位を四捨五入して０％であったことを意味する。鋼ＣのＣｕ及びＮｉ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。鋼ＡＥのＭｏ及びＶ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。また、鋼ＡＥは比較基準鋼材として、従来鋼材であるＪＩＳ Ｇ ４８０５（２０１９）に規定されたＳＵＪ２に相当する化学組成を有する溶鋼とした。
【0099】
表１の溶鋼を造塊し、素材となる鋳塊（インゴット）を製造した。素材であるインゴットに対して、熱間加工工程を実施した。具体的には、各試験番号のインゴットを加熱して、分塊圧延機にて分塊圧延を実施して、ビレットを製造した。各試験番号のビレットの、長手方向に垂直な断面は１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形であった。製造されたビレットを常温まで放冷した。分塊圧延工程における加熱条件を表２に示す。各試験番号のインゴットに対して実施した、分塊圧延工程の加熱条件、及び、後述する仕上げ圧延工程の加熱条件を、表３の「製造条件」欄に示す。
【0100】
【表2】
【0101】
【表3】
【0102】
製造された各試験番号のビレットに対して、仕上げ圧延を実施して、各試験番号の鋼材を製造した。具体的には、各試験番号のビレットを加熱して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、直径Ｄ（ｍｍ）を有する各試験番号の鋼材（丸棒）を製造した。仕上げ圧延工程における加熱条件を表２に示す。さらに、仕上げ圧延工程の各条件におけるＴＬ（＝－５０ｔ＋１２５０）と、ＴＨ（＝－５０ｔ＋１５００）とを表２に示す。得られた各試験番号の鋼材の直径Ｄ（ｍｍ）を表３に示す。熱間圧延後の丸棒を常温まで放冷した。以上の製造工程により、各試験番号の鋼材（丸棒）を製造した。
【0103】
［評価試験］
以上の製造工程で製造された鋼材に対して、鋼材表層脱炭深さ評価試験、熱間加工性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び、形状安定性評価試験を実施した。なお、表面起点剥離寿命評価試験、及び、形状安定性評価試験については、試験番号１～３４の鋼材（直径８０ｍｍの丸棒）にのみ実施し、試験番号３５及び３６の鋼材（直径４０ｍｍの丸棒）には実施しなかった。
以上の製造工程で製造された鋼材に対して、鋼材表層脱炭深さ評価試験、熱間加工性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び、形状安定性評価試験を実施した。なお、表面起点剥離寿命評価試験、及び、形状安定性評価試験については、試験番号１～３４の鋼材（直径８０ｍｍの丸棒）にのみ実施し、試験番号３５及び３６の鋼材（直径４０ｍｍの丸棒）には実施しなかった。
【0104】
［鋼材表層脱炭深さ評価試験］
各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍ又は直径４０ｍｍの丸棒）に対して、鋼材の表層における脱炭層の深さを評価した。具体的には、各試験番号の鋼材の端面から３００ｍｍ位置で横断し、得られた横断面を観察面と定義した。横断された各試験番号の鋼材から、観察面と外表面とを含む試験片を９０度ごとに４つ切り出した。試験片の大きさは、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、高さ１０ｍｍであった。試験片のうち一面は外表面を含む曲面とし、他の五面は平面とした。切り出された試験片の観察面を鏡面に研磨した。
各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍ又は直径４０ｍｍの丸棒）に対して、鋼材の表層における脱炭層の深さを評価した。具体的には、各試験番号の鋼材の端面から３００ｍｍ位置で横断し、得られた横断面を観察面と定義した。横断された各試験番号の鋼材から、観察面と外表面とを含む試験片を９０度ごとに４つ切り出した。試験片の大きさは、縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、高さ１０ｍｍであった。試験片のうち一面は外表面を含む曲面とし、他の五面は平面とした。切り出された試験片の観察面を鏡面に研磨した。
【0105】
鏡面研磨された試験片に対して、ＥＰＭＡを用いて、炭素濃度分布を調査した。測定箇所は鏡面研磨された観察面のうち、内部側から外表面に向かって、外表面を含む位置とした。測定長さは約２ｍｍであった。ＥＰＭＡでは、ビーム径を１μｍ、走査速度を１００μｍ／ｍｉｎとした。鋼材の表層において、鋼材芯部の平均炭素濃度に比較して、３０％以上炭素濃度が低い領域を脱炭領域と定義した。各試験番号の４つの試験片それぞれについて、定義した脱炭領域の深さを求め、その算術平均値を「脱炭層の深さｄ」とした。求めた各試験番号の脱炭層の深さｄ（ｍｍ）と、鋼材の長手方向に垂直な断面の直径Ｄ（つまり、８０ｍｍ又は４０ｍｍ）とから、Ｆ３を求めた。求めた各試験番号のＦ３を表３に示す。
【0106】
［熱間加工性評価試験］
各試験番号の鋼材から、熱間加工性評価試験用の試験片を採取した。試験片は、鋼材を長手方向と垂直な方向に切断して採取した。試験片の長さは、長手方向に垂直な断面の直径Ｄの２．５倍とした。具体的に、各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍ又は直径４０ｍｍの丸棒）を長手方向と垂直な方向に切断し、直径８０ｍｍで長さ２００ｍｍの試験片、又は、直径４０ｍｍで長さ１００ｍｍの試験片を試験番号ごとに１０本ずつ採取した。各試験番号の試験片を１０００℃に加熱して、６０分保持した後、速やかに軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成形した。円盤形状に成形された各試験番号の試験片を室温まで空冷した後、表面の割れの有無を目視で確認した。割れが確認された試験片が１０個中０個であれば、熱間加工性に優れると判断した（表３中の「熱間加工性」欄で「Ｅ」で表記）。一方、割れが確認された試験片が１０個中１個以上であれば、熱間加工性が不十分であると判断した（表３中の「熱間加工性」欄で「ＮＡ」で表記）。
各試験番号の鋼材から、熱間加工性評価試験用の試験片を採取した。試験片は、鋼材を長手方向と垂直な方向に切断して採取した。試験片の長さは、長手方向に垂直な断面の直径Ｄの２．５倍とした。具体的に、各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍ又は直径４０ｍｍの丸棒）を長手方向と垂直な方向に切断し、直径８０ｍｍで長さ２００ｍｍの試験片、又は、直径４０ｍｍで長さ１００ｍｍの試験片を試験番号ごとに１０本ずつ採取した。各試験番号の試験片を１０００℃に加熱して、６０分保持した後、速やかに軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成形した。円盤形状に成形された各試験番号の試験片を室温まで空冷した後、表面の割れの有無を目視で確認した。割れが確認された試験片が１０個中０個であれば、熱間加工性に優れると判断した（表３中の「熱間加工性」欄で「Ｅ」で表記）。一方、割れが確認された試験片が１０個中１個以上であれば、熱間加工性が不十分であると判断した（表３中の「熱間加工性」欄で「ＮＡ」で表記）。
【0107】
［表面起点剥離寿命評価試験］
各試験番号の鋼材に対して、熱間加工を模擬した加熱処理を実施した。加熱処理では、鋼材を１０００℃で１時間保持し、その後、常温まで放冷（空冷）した。放冷後の鋼材に対して、周知の球状化焼鈍を実施した。具体的には、球状化焼鈍では、鋼材を７６０℃で８時間保持した。その後、６００℃まで冷却速度１０～１５℃／時間で徐冷した。その後、鋼材を常温まで放冷（空冷）した。球状化焼鈍後の直径８０ｍｍの鋼材（丸棒）に対して、切削加工（外周旋削加工）及びフライス加工を実施して、直径６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円板状の粗試験片（中間品を模擬した粗試験片）を採取した。各試験番号の鋼材に対し、１０枚ずつ粗試験片を採取した。
各試験番号の鋼材に対して、熱間加工を模擬した加熱処理を実施した。加熱処理では、鋼材を１０００℃で１時間保持し、その後、常温まで放冷（空冷）した。放冷後の鋼材に対して、周知の球状化焼鈍を実施した。具体的には、球状化焼鈍では、鋼材を７６０℃で８時間保持した。その後、６００℃まで冷却速度１０～１５℃／時間で徐冷した。その後、鋼材を常温まで放冷（空冷）した。球状化焼鈍後の直径８０ｍｍの鋼材（丸棒）に対して、切削加工（外周旋削加工）及びフライス加工を実施して、直径６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円板状の粗試験片（中間品を模擬した粗試験片）を採取した。各試験番号の鋼材に対し、１０枚ずつ粗試験片を採取した。
【0108】
各試験番号の粗試験片を８００℃で５時間保持して浸窒処理を実施した。浸窒処理にはアンモニアガスを使用し、粗試験片の表面窒素濃度が０．４％となるように流量を調整した。その後、６０℃の油で油冷して焼入れを実施した。油冷後の粗試験片に対して、焼戻し温度１５０℃、保持時間１２０分で焼戻しを実施した。
【0109】
熱処理後の各試験片に対して、直径６０ｍｍの円形面を片側３０μｍずつ平面研磨して、模擬軸受部品である試験片を作製した。各試験片に対して、平面研磨した円形面の一方の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。
【0110】
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。具体的に、図１は、スラスト型の転動疲労試験機の模式図である。図１に示すとおり、転動疲労試験片１００を潤滑油１０２に浸漬した。転動疲労試験片１００上に３つの鋼球１０１を配置して、治具１０３により３つの鋼球１０１を転動疲労試験片１００に押し付けながら、治具１０３を中心軸Ｃ１周りに回転させた。試験時における最大接触面圧を４．０ＧＰａとし、繰り返し速度を２５００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用した潤滑油１０２には、異物として、ビッカース硬さで７５０（ＨＶ）、１００～１８０μｍの粒度に分級した高速度鋼ガスアトマイズ粉を混入した。ガスアトマイズ粉の混入量は潤滑油１０２に対して、０．０２質量％とした。試験時に使用する鋼球１０１は、直径９．５２５ｍｍであり、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２０１９）に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。
【0111】
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「表面起点剥離寿命」と定義した。異物混入という過酷な使用環境下（本試験）において、Ｌ１０寿命が１．０×１０７以上であれば、表面起点剥離寿命に優れると判断した（表３中の「表面起点剥離寿命」欄で「Ｅ」で表記）。一方、Ｌ１０寿命が１．０×１０７未満であれば、表面起点剥離寿命が短いと判断した（表３中の「表面起点剥離寿命」欄で「ＮＡ」で表記）。
【0112】
［形状安定性評価試験］
転動疲労試験でＬ１０寿命が１．０×１０７以上であった場合の転動疲労試験後の転動疲労試験片に対して、触針式粗さ計を用いて、試験片の表面の転動部と非転動部とを同時に横切る断面曲線を測定した。そして、非転動部の平均高さと転動部の平均高さの差分ΔＨ（μｍ）を算出した。転動部とは、転動疲労試験において、試験片と鋼球とが接触した部分を意味する。非転動部とは、転動疲労試験において、試験片と鋼球とが接触していない部分を意味する。断面曲線の測定は、各試験片に対し、４箇所実施した。４箇所の差分ΔＨの算術平均値を、転動部の変形量と定義した。転動部の変形量が２５μｍ未満であれば、形状安定性に優れると判断した（表３中の「形状安定性」欄で「Ｅ」で表記）。一方、転動部の変形量が２５μｍ以上であれば、形状安定性が不十分であると判断した（表３中の「形状安定性」欄で「ＮＡ」で表記）。
転動疲労試験でＬ１０寿命が１．０×１０７以上であった場合の転動疲労試験後の転動疲労試験片に対して、触針式粗さ計を用いて、試験片の表面の転動部と非転動部とを同時に横切る断面曲線を測定した。そして、非転動部の平均高さと転動部の平均高さの差分ΔＨ（μｍ）を算出した。転動部とは、転動疲労試験において、試験片と鋼球とが接触した部分を意味する。非転動部とは、転動疲労試験において、試験片と鋼球とが接触していない部分を意味する。断面曲線の測定は、各試験片に対し、４箇所実施した。４箇所の差分ΔＨの算術平均値を、転動部の変形量と定義した。転動部の変形量が２５μｍ未満であれば、形状安定性に優れると判断した（表３中の「形状安定性」欄で「Ｅ」で表記）。一方、転動部の変形量が２５μｍ以上であれば、形状安定性が不十分であると判断した（表３中の「形状安定性」欄で「ＮＡ」で表記）。
【0113】
［試験結果］
表３に試験結果を示す。表１～３を参照して、試験番号１～６の鋼材は、いずれも化学組成が適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、製造方法も明細書に記載の好ましい製造方法であった。その結果、Ｆ３が０．０１０未満となり、式（３）を満たした。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示した。その結果さらに、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示した。その結果さらに、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示した。
表３に試験結果を示す。表１～３を参照して、試験番号１～６の鋼材は、いずれも化学組成が適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、製造方法も明細書に記載の好ましい製造方法であった。その結果、Ｆ３が０．０１０未満となり、式（３）を満たした。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示した。その結果さらに、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示した。その結果さらに、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示した。
【0114】
試験番号３５の鋼材は、化学組成が適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、製造方法も明細書に記載の好ましい製造方法であった。その結果、Ｆ３が０．０１０未満となり、式（３）を満たした。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示した。
【0115】
一方、試験番号７の鋼材は、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0116】
試験番号８の鋼材は、Ｃ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0117】
試験番号９の鋼材は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0118】
試験番号１０の鋼材は、Ｓｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。さらに、Ｆ３が０．０１０以上となり、式（３）を満たさなかった。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示さなかった。その結果さらに、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0119】
試験番号１１の鋼材は、Ｍｎ含有量が低すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0120】
試験番号１２の鋼材は、Ｍｎ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0121】
試験番号１３の鋼材は、Ｃｒ含有量が低すぎた。さらに、Ｆ１が１．４０以下となり、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0122】
試験番号１４の鋼材は、Ｃｒ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。さらに、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。その結果さらに、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0123】
試験番号１５の鋼材は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0124】
試験番号１６の鋼材は、Ｍｏ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0125】
試験番号１７の鋼材は、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、Ｆ１が１．４０以下となり、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0126】
試験番号１８の鋼材は、Ｖ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0127】
試験番号１９の鋼材は、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0128】
試験番号２０の鋼材は、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0129】
試験番号２１の鋼材は、Ｃｕ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0130】
試験番号２２の鋼材は、Ｎｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0131】
試験番号２３の鋼材は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0132】
試験番号２４の鋼材は、Ｃａ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0133】
試験番号２５の鋼材は、Ｎｂ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0134】
試験番号２６の鋼材は、Ｔｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0135】
試験番号２７の鋼材は、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0136】
試験番号２８の鋼材は、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、Ｆ１が１．４０以下となり、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0137】
試験番号２９の鋼材は、Ｆ１が１．７０を超え、式（１）を満たさなかった。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0138】
試験番号３０の鋼材は、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0139】
試験番号３１の鋼材は、従来鋼材であるＪＩＳ Ｇ ４８０５（２０１９）に規定されたＳＵＪ２に相当する化学組成を有していた。そのため、Ｍｏ含有量及びＶ含有量が低すぎた。その結果、表面起点剥離寿命評価試験において、優れた表面起点剥離寿命を示さなかった。
【0140】
試験番号３２の鋼材は、分塊圧延工程における保持時間が長すぎた。その結果、Ｆ３が０．０１０以上となり、式（３）を満たさなかった。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示さなかった。
【0141】
試験番号３３の鋼材は、仕上げ圧延工程における加熱温度Ｔが、ＴＨよりも高かった。その結果、Ｆ３が０．０１０以上となり、式（３）を満たさなかった。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示さなかった。
【0142】
試験番号３４の鋼材は、Ｆ２が５５を超え、式（２）を満たさなかった。その結果、形状安定性評価試験において、優れた形状安定性を示さなかった。
【0143】
試験番号３６の鋼材は、仕上げ圧延工程における加熱温度Ｔが、ＴＨよりも高かった。その結果、Ｆ３が０．０１０以上となり、式（３）を満たさなかった。その結果、熱間加工性評価試験において、優れた熱間加工性を示さなかった。
【0144】
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の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の形態を適宜変更して実施することができる。
【図1】