WO2014017362A1 - 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 - Google Patents

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正樹 貝塚
章弘 大脇
木村　世意
哲史 出浦
杉村　朋子
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a bearing steel material that exhibits excellent rolling fatigue characteristics when used as a rolling element (roller, needle, ball, race, etc.) for bearings used in various industrial machines and automobiles, and the like.
  • the present invention relates to a bearing component obtained from such a bearing steel material.
  • Rolling elements for bearings used in various industrial machines and automobiles are subjected to high repeated stress from the radial direction (perpendicular to the axis of the rotating body). .
  • rolling elements for bearings are required to have excellent rolling fatigue characteristics.
  • the requirements for rolling fatigue characteristics are becoming stricter year by year in response to the higher performance and lighter weight of industrial machinery.
  • the steel materials for bearings are even more demanding. Good rolling fatigue characteristics are required.
  • the rolling fatigue characteristics are hard oxide inclusions such as Al 2 O 3 produced mainly when using Al deoxidized steel among oxide inclusions produced in steel. It was thought that rolling fatigue characteristics were improved by reducing the number density of the hard oxide inclusions. Therefore, attempts have been made to improve the rolling fatigue characteristics by reducing the oxygen content in the steel in the steelmaking process.
  • the composition of the oxide produced is mainly Al 2 O 3 Control to a composition mainly composed of SiO 2 , CaO, etc., thereby reducing the size of the nonmetallic inclusions by extending and dividing the nonmetallic inclusions in the rolling process and improving the rolling fatigue characteristics.
  • a method has been proposed.
  • Patent Document 1 by mass% Average composition of oxides, CaO: 10 ⁇ 60%, Al 2 O 3: 20% or less, MnO: 50% or less and MgO: 15% or less in balance SiO 2 and impurities
  • the arithmetic average value of the maximum thickness of oxides and the arithmetic average value of the maximum thickness of sulfide existing in 10 areas of 100 mm 2 in the longitudinal section of the steel material in the longitudinal direction are 8 respectively.
  • a bearing steel material having a diameter of 5 ⁇ m or less has been proposed.
  • As a method for producing such bearing steel it is difficult to strictly control the main components of slag in the process of secondary smelting, refine oxides, and to be stretched and divided by ordinary rolling.
  • For sulfides a method is disclosed in which not only oxides but also sulfides are stretched and divided by reducing the amount of S and appropriately controlling reduction conditions such as reduction ratio and processing temperature.
  • Patent Document 2 discloses a high cleanliness Si deoxidized steel material in which the oxide inclusions described in Patent Document 1 contain a predetermined amount of ZrO 2 as an unprecedented oxide component. According to the above-mentioned Patent Document 2, “this ZrO 2 contributes to the maintenance of the amorphous phase of the oxide inclusions in a small amount, and when a crystal phase containing ZrO 2 is formed, As a result, the oxide inclusions remaining in the hot rolling and cold forgeability rolling processes are more reliably divided and refined than before, and the formation of coarse inclusions is suppressed. Is described.
  • Patent Document 3 is cited as a technique that focuses on the separation of the interface between the parent phase steel and the nonmetallic inclusion.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving rolling fatigue characteristics by controlling the difference between the Young's modulus of steel and the Young's modulus of inclusions to be small.
  • Patent Document 3 states that “the amount of Al in steel produced by the conventional Al deoxidation process is about 0.015 to 0.025%, and as a result, inclusions containing a large amount of Al are steel (matrix). ), The Young's modulus is very high, and cavities are likely to be formed at the interface between the parent phase and inclusions. After the formation of these cavities, tensile stress acts on the periphery of the cavities and cracks easily.
  • Patent Document 1 only evaluates that a good rolling fatigue life can be obtained when a thrust type rolling fatigue tester is used. Even if the rolling fatigue characteristics in the same direction as the body axis are improved, there is a concern that the rolling fatigue life may be reduced when a load in the radial direction (perpendicular to the axis of the rotating body) is applied. The As a result, there is a problem that the rolling fatigue characteristics cannot be stably improved depending on the direction in which the load is applied. Furthermore, with respect to the cavity at the interface between the steel and the oxide inclusions, it cannot be said that sufficient rolling fatigue characteristics are obtained because no attempt is made to suppress the cavity.
  • Patent Document 2 also has no description of cavities generated by the separation of the interface and cavities generated inside oxide inclusions. In the first place, this technique focuses only on the miniaturization of the entire non-metallic inclusion, and in the evaluation of the examples, it is only evaluated by the arithmetic average value of the C-based inclusion score of the ASTM E45 method. Therefore, the steel material manufactured in this way does not necessarily exhibit excellent rolling fatigue characteristics.
  • the oxide inclusions obtained by Si deoxidation are: It has been found that a part of the material is crystallized in a high temperature region such as hot working to become a polycrystal or a mixed phase containing a plurality of crystals and an amorphous phase. Oxide inclusions that have become polycrystalline bodies tend to generate cavities at the interface between the parent phase steel and oxide inclusions during hot working or cold working. In addition, inside the oxide oxide inclusions which are polycrystals, cavities are likely to be generated at the interface between the crystal and the crystal, and the interface between the crystal and the amorphous body. descend.
  • Patent Document 1 a method for controlling only the maximum thickness (so-called maximum minor axis) of nonmetallic inclusions (Patent Document 1) and a method for controlling the ratio of the amorphous phase of nonmetallic inclusions (Patent Document 2)
  • the rolling fatigue characteristics are not sufficiently improved.
  • the load in the radial direction is applied, the rolling fatigue characteristics are not sufficiently improved.
  • the maximum major axis of the nonmetallic inclusion is rather coarsened, and the rolling fatigue characteristics are improved. It was found that there is a risk of anisotropy.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a novel bearing steel material that is extremely excellent in rolling fatigue characteristics and can suppress early peeling.
  • Steel for bearings according to the present invention has C: 0.8 to 1.1% (% means mass%, hereinafter the same unless otherwise specified), Si: 0.15 to 0.8%, Mn: 0.1 to 1.0%, Cr: 1.3 to 1.8%, P: 0.05% or less (not including 0%), S: 0.015% or less (not including 0%), Al: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0002 to 0.0020%, Ti: 0.0005 to 0.010%, N: 0.0080% or less (excluding 0%), O: 0.0025% or less (not including 0%), the balance is made of iron and inevitable impurities, the average composition of oxide inclusions contained in the steel material is mass%, CaO: 20 to 50% , Al 2 O 3: 20 ⁇ 50%, SiO 2: 20 ⁇ 70%, TiO 2: contains 3-10%, the balance needed at consisting of impurities And it has a.
  • the average aspect ratio (major axis / minor axis) of the oxide inclusions present on the surface cut in parallel to the longitudinal direction of the steel material is suppressed to 3.0 or less. is there. In a preferred embodiment of the present invention, the average aspect ratio (major axis / minor axis) is 1.0 or more.
  • bearing parts obtained by using the above-described bearing steel are also included in the scope of the present invention.
  • the rolling fatigue characteristics are extremely excellent, and early peeling is suppressed. It was possible to provide a bearing steel material that can be used.
  • a steel material for bearings is not only useful as a material for bearing parts such as rollers, needles, balls, etc., in which radial loads are repeatedly applied, but is also repeatedly applied in struts, such as races. It is also useful as a material for bearing parts, and the rolling fatigue characteristics can be stably improved regardless of the direction in which the load is applied.
  • the present inventors can stably improve the rolling fatigue characteristics regardless of the direction in which the load is applied without performing the deoxidation treatment with Al, and remove Si for bearings that can suppress early peeling. In order to provide acid steel materials, studies have been repeated.
  • the oxide inclusions obtained by Si deoxidation are crystallized in a high temperature region such as hot working to become a polycrystalline body. Since deformation resistance is higher than steel as a phase, voids are likely to be generated at the interface between the steel (matrix phase) and oxide inclusions during hot working or cold working. Therefore, the present inventors diligently studied a method for suppressing crystallization by controlling the oxide inclusion composition obtained by Si deoxidation, and suppressing generation of voids by forming an amorphous body. . As a result, it became clear that crystallization can be suppressed by including TiO 2 that has not been conventionally contained in the oxide inclusions obtained by Si deoxidation. Specifically, if a Si deoxidized steel material containing Ti within a predetermined range as a component in steel and TiO 2 within a predetermined range as an oxide inclusion is used, the intended purpose can be achieved. The present invention has been completed.
  • SiO 2 -containing oxide inclusions obtained by Si deoxidation contain TiO 2, they are separated into two phases of TiO 2 concentrated phase (A phase) and SiO 2 concentrated phase (B phase). To do.
  • the reason for separating into two phases is considered that TiO 2 has a property of separating into two liquid phases with SiO 2 at the molten steel stage.
  • SiO 2 is SiO 2 concentration in the concentrated phase (B phase) increases, gehlenite was easy to occur in the Si-deoxidized steel (Gehlenite), spinel (Spinel, MgO ⁇ Al 2 O 3) crystalline, such as Is suppressed.
  • the TiO 2 concentrated phase (A phase)
  • the liquidus temperature also decreases, and the above-described crystallization of gehlenite, spinel, etc. is suppressed.
  • cavities generated at the interface between the parent phase steel and the oxide inclusions can be suppressed.
  • the SiO 2 concentrated phase (B phase) has a high SiO 2 concentration, it is amorphous but has high deformation resistance during hot working. Therefore, the extension of inclusions during hot working can be suppressed while maintaining an amorphous state. As a result, the aspect ratio (major axis / minor axis) can be kept low, so that the rolling fatigue characteristics can be stably improved regardless of the direction in which the load is applied, and early peeling can be suppressed. it can.
  • Patent Documents 1 to 3 described above do not disclose the technical idea of the present invention in which rolling fatigue characteristics are improved by addition of Ti and generation of TiO 2 as in the present invention.
  • the Ti content in the steel is small, and a predetermined TiO 2 concentration cannot be obtained in the oxide.
  • it occurs at the interface between the parent phase steel and oxide inclusions, at the interface between the crystal and crystal inside the oxide inclusion, or at the interface between the crystal and amorphous.
  • the cavity cannot be suppressed.
  • the bearing steel material having excellent rolling fatigue characteristics according to the present invention has C: 0.8 to 1.1% (% means mass%, hereinafter the same unless otherwise specified), Si: 0.15 to 0.8%, Mn: 0.1 to 1.0%, Cr: 1.3 to 1.8%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.0.
  • C 0.8 to 1.1%
  • C is an essential element for increasing the quenching hardness and maintaining the strength at room temperature and high temperature to impart wear resistance. In order to exert such effects, it is necessary to contain C at least 0.8% or more. However, if the C content exceeds 1.1% and becomes excessive, giant carbides are easily generated in the core of the bearing, which adversely affects rolling fatigue characteristics.
  • the C content is preferably 0.85% or more (more preferably 0.90% or more), and is preferably 1.05% or less (more preferably 1.0% or less).
  • Si 0.15 to 0.8%
  • Si has an effect of increasing hardness by increasing resistance to quenching and tempering.
  • the Si content needs to be 0.15% or more.
  • the Si content is preferably 0.20% or more (more preferably 0.25% or more), and preferably 0.7% or less (more preferably 0.6% or less).
  • Mn is an element that improves the solid solution strengthening and hardenability of the steel matrix. When the Mn content is less than 0.1%, the effect is not exhibited. When the Mn content is more than 1.0%, the content of MnO, which is a lower oxide, is increased and the rolling fatigue characteristics are deteriorated. Machinability is significantly reduced.
  • the Mn content is preferably 0.2% or more (more preferably 0.3% or more), and preferably 0.8% or less (more preferably 0.6% or less).
  • Cr 1.3-1.8%
  • Cr is an element effective in improving rolling fatigue characteristics by improving strength and wear resistance by improving hardenability and forming stable carbides.
  • the Cr content needs to be 1.3% or more.
  • the Cr content is preferably 1.4% or more (more preferably 1.5% or more), and is preferably 1.7% or less (more preferably 1.6% or less).
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an impurity element that segregates at the grain boundaries and adversely affects the rolling fatigue characteristics.
  • the P content exceeds 0.05%, the rolling fatigue characteristics are significantly deteriorated. Therefore, it is necessary to suppress the P content to 0.05% or less.
  • it is 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.
  • P is an impurity inevitably contained in the steel material, and it is difficult to make the amount 0% in industrial production.
  • S 0.015% or less (excluding 0%)
  • S is an element that forms sulfides. If the content exceeds 0.015%, coarse sulfides remain, and therefore rolling fatigue characteristics deteriorate. Therefore, it is necessary to suppress the S content to 0.015% or less. From the viewpoint of improving rolling fatigue characteristics, the lower the S content, the more desirable, preferably 0.007% or less, and more preferably 0.005% or less. In addition, S is an impurity inevitably contained in the steel material, and it is difficult to make the amount 0% in industrial production.
  • Al 0.0002 to 0.005%
  • Al is an undesirable element, and in the steel material of the present invention, it is necessary to reduce Al as much as possible. Therefore, deoxidation treatment by addition of Al after oxidative refining is not performed.
  • the Al content increases, especially when it exceeds 0.005%, the amount of hard oxides mainly composed of Al 2 O 3 increases, and even after being reduced, it remains as a coarse oxide. , Rolling fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the Al content is set to 0.005% or less. Note that the Al content is preferably 0.002% or less, and more preferably 0.0015% or less.
  • the Al content is less than 0.0002%, the Al 2 O 3 content in the oxide becomes too small, and a crystal phase containing a large amount of SiO 2 is generated. Further, in order to control the Al 2 O 3 content to less than 0.0002%, it is necessary to reduce not only the components in the steel but also the Al 2 O 3 content in the flux in order to suppress the mixing of Al. However, in a bearing steel which is a high carbon steel, a flux having a low Al 2 O 3 content is very expensive and not economical. Therefore, the Al content is 0.0002% or more (preferably 0.0005% or more).
  • Ca 0.0002 to 0.0020%
  • Ca is effective in controlling the CaO content in the oxide, suppressing crystallization of oxide inclusions, and improving rolling fatigue characteristics.
  • the Ca content is set to 0.0002% or more.
  • the Ca content is set to 0.0020% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more), and preferably 0.001% or less (more preferably 0.0008% or less).
  • Ti is an element that characterizes the present invention.
  • the predetermined amount of Ti effectively works to reduce the aspect ratio, and thereby rolling fatigue characteristics are further improved.
  • the Ti content needs to be 0.0005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.0008% or more (more preferably 0.0011% or more), and preferably 0.0050% or less (more preferably 0.0030% or less).
  • N 0.0080% or less (excluding 0%)
  • N generates TiN and deteriorates rolling fatigue characteristics. Therefore, it is recommended that N be reduced as much as possible, and the upper limit of N content is 0.0080% or less.
  • the N content is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • O is an undesirable impurity element.
  • the O content is preferably 0.0023% or less (more preferably 0.0020% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities, and the elements (for example, As, H, N) that are brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. as the inevitable impurities Etc.) can be allowed to be mixed.
  • the average composition of the oxides is the ratio (mass%) to the total oxides: CaO: 20 to 50%, Al 2 O 3 : 20 to 50 %, SiO 2 : 20 to 70%, TiO 2 : 3 to 10%, with the balance being made of impurities.
  • CaO 20-50%
  • Ca is a basic oxide, and when it is contained in SiO 2 that is an acidic oxide, the liquidus temperature of the oxide is lowered, and there is an effect of suppressing crystallization of the oxide. It plays an important role in reducing the aspect ratio of oxide inclusions. Such an effect is obtained by controlling the CaO content in the average composition of the oxide to 20% or more. However, if the CaO content is too high, the oxide will crystallize, so it is necessary to make it 50% or less.
  • the CaO content in the oxide is preferably 22% or more (more preferably 25% or more), and preferably 43% or less (more preferably 41% or less).
  • Al 2 O 3 is an amphoteric oxide, and when it is contained in SiO 2 that is an acidic oxide, the liquidus temperature of the oxide is lowered, and there is an effect of suppressing crystallization of the oxide. Such an effect can be obtained by controlling the Al 2 O 3 content in the average composition of the oxide to 20% or more. On the other hand, if the content of the oxide in the average composition exceeds 50%, an Al 2 O 3 (corundum) crystal phase is crystallized in the molten steel and in the solidification process, or MgO ⁇ Al 2 O 3 (spinel) crystal phase together with MgO. Crystallizes out. Alternatively, these crystal phases are generated in the rolling temperature range.
  • the Al 2 O 3 content in the average composition of the oxide needs to be 50% or less.
  • the Al 2 O 3 content in the oxide is preferably 22% or more (more preferably 25% or more), and preferably 43% or less (more preferably 41% or less).
  • SiO 2 is an acidic oxide and is an indispensable component for amorphizing oxide inclusions. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain 20% or more of SiO 2 in the oxide. However, if the SiO 2 content exceeds 70%, a crystal phase containing a large amount of SiO 2 is generated and cavities are formed, so that the rolling fatigue characteristics are deteriorated.
  • the SiO 2 content in the oxide is preferably 25% or more (more preferably 30% or more), and preferably 50% or less (more preferably 45% or less).
  • TiO 2 is an oxide component that characterizes the present invention.
  • SiO 2 that is an acidic oxide
  • TiO 2 is separated into a TiO 2 concentrated phase (A phase) and a SiO 2 concentrated phase (B phase). Both phases can suppress crystallization.
  • a phase TiO 2 concentrated phase
  • B phase SiO 2 concentrated phase
  • Both phases can suppress crystallization.
  • suppression of crystallization during hot working of SiO 2 -containing oxide inclusions obtained from Si deoxidized steel suppression of cavities generated at the interface between the parent phase steel and oxide inclusions, It is possible to suppress the cavities generated in the oxide inclusions that are the crystalline bodies, and the rolling fatigue characteristics are further improved.
  • the aspect ratio can be reduced. Such an effect can be obtained by controlling the TiO 2 content in the average composition of the oxide to 3% or more.
  • the TiO 2 content in the oxide is preferably 4% or more (more preferably 5% or more), and preferably 8% or less (more preferably 7% or less).
  • the oxide contained in the steel of the present invention is composed of CaO, Al 2 O 3 , SiO 2 , and TiO 2 , and the balance is impurities.
  • impurities include impurities inevitably included in the manufacturing process. Impurities do not adversely affect the crystallization state and aspect ratio of oxide inclusions and can be included as long as desired characteristics can be obtained.
  • the total impurities (total amount) are generally controlled to 20% or less. It is preferable that Specifically, for example, ZrO 2 can be contained in a range of about 1% or less, MgO is about 8% or less, Na 2 O is about 5% or less, and Cr 2 O 3 is contained in a range of about 5% or less. Further, MnO is an oxide having a relatively wide allowable width, and can be contained in a range of up to about 15%.
  • the average aspect ratio (major axis / minor axis) of oxide inclusions present in the longitudinal cross section of the steel material is controlled by appropriately controlling the steel components and oxide composition as described above. (Hereinafter, simply referred to as an aspect ratio) is reduced to 3.0 or less. As a result, the rolling fatigue characteristics can be stably improved regardless of the direction in which the load is applied.
  • the aspect ratio is preferably 2.5 or less, and more preferably 2.0 or less.
  • the aspect ratio is 1.0 or more, preferably 1.1 or more.
  • a preferable melting method for obtaining the oxide composition is as follows.
  • control method of TiO 2 is not particularly limited, and the Ti content contained in the steel at the time of melting is 0.0005 to 0.010% as described above based on a method usually used in the technical field. Ti may be added so as to be controlled within the range.
  • the method of adding Ti is not particularly limited, and for example, it may be adjusted by adding an iron-based alloy containing Ti, or the Ti concentration in the molten steel may be controlled by controlling the slag composition.
  • SiO 2 is obtained by controlling other oxides as described above.
  • the steel material controlled to the chemical composition as described above is subjected to hot working or cold working after rolling and spheroidizing annealing according to a conventional method.
  • the shape of the steel material stage includes both a linear shape and a rod shape applicable to such production, and the size can be appropriately determined according to the final product.
  • bearing parts examples include rollers, needles, balls, and races.
  • test steels having various chemical composition compositions shown in Table 1 below were melted to produce slabs ( ⁇ 245 mm ⁇ 480 mm).
  • Table 1 the balance is iron and inevitable impurities
  • Ti ⁇ Ca were added in this order to control Ti content and Ca content.
  • Ni—Ca alloy was used as Ca added to the molten steel
  • Fe—Ti alloy was used as the Ti source.
  • Table 1 The chemical composition of the slab thus obtained is shown in Table 1.
  • the obtained slab was heated to 1100 to 1300 ° C. in a heating furnace and then subjected to ingot rolling at 900 to 1200 ° C. Thereafter, it was rolled at 830 to 1100 ° C. and hot rolled to a predetermined diameter ( ⁇ 65 mm).
  • the above hot-rolled material is heated in the temperature range of 760 to 800 ° C. for 2 to 8 hours, then cooled to a temperature of (Ar 1 transformation point ⁇ 60 ° C.) at a cooling rate of 10 to 15 ° C./hour, and then released into the atmosphere.
  • a spheroidizing annealing material in which spheroidizing cementite was dispersed was obtained.
  • a test piece having a diameter of 60 mm and a thickness of 6 mm was cut out from the spheroidized annealing material, heated at 840 ° C. for 30 minutes, then oil-quenched, and tempered at 160 ° C. for 120 minutes. Finally, finish polishing was performed to prepare a thrust rolling fatigue test piece having a surface roughness of 0.04 ⁇ mRa or less.
  • test pieces were used for measuring the aspect ratio of the oxide composition (average composition), the base material (steel material), and the oxide inclusions.
  • a test piece having a diameter of 60 mm and a thickness of 30 mm was cut out from the spheroidized annealing material obtained as described above, heated at 840 ° C. for 30 minutes, and then oil-quenched, and tempered at 160 ° C. for 120 minutes.
  • One piece was cut out and the cross section was polished.
  • the average composition of the oxide inclusions was observed using an electron probe X-ray Micro Analyzer (EPMA trade name “JXA-8500F”) manufactured by JEOL Datum, and the minor axis was The component composition was quantitatively analyzed for oxide inclusions of 1 ⁇ m or more. At this time, the observation area was set to 100 mm 2 (polished surface), and the component composition at the center of the inclusion was quantitatively analyzed by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays.
  • the analysis target elements are Ca, Al, Si, Ti, Mn, Mg, Na, Cr, Zr, and O (oxygen), and the relationship between the X-ray intensity and the element concentration of each element using a known substance as a calibration curve in advance.
  • the average inclusion composition was determined by quantifying the amount of elements contained in each sample from the X-ray intensity obtained from the inclusions to be analyzed and the calibration curve, and arithmetically averaging the results. .
  • any oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more (analysis target elements are Ca, Al, Si, Ti, 100 Mn, Mg, Na, Cr, Zr, O (oxygen)) were selected, the major axis and the minor axis were measured, and the aspect ratio of each oxide inclusion was calculated.
  • the average aspect ratio of the oxide inclusions was obtained by arithmetically averaging the results.
  • L 10 As a rolling fatigue life scale, fatigue life L 10 (the number of stress repetitions until fatigue failure at a cumulative failure probability of 10%, hereinafter may be referred to as “L 10 ”) is usually used. Specifically, L 10 means the number of repetitions until fatigue failure with a cumulative failure probability of 10% obtained by plotting the test results on Weibull probability paper (“Bearing”, Iwanami Zensho and Nobunori Hamada reference).
  • life ratio is 2.5 times or more in L 10 life (L 10 life in those of the equivalent) to more than 30 million times and evaluated as "excellent rolling contact fatigue life”
  • Test No. in Table 2 Is steel No. in Table 1. Is used. In the column of L 10 life of Table 2, the "E + 07” means “ ⁇ 10 7". For example, test No. “1.8E + 07” described in the above column 1 means “1.8 ⁇ 10 7 ”.
  • test no. 8-12, 15-19, 22-24, 27-29, 31-37, 39 all satisfy the chemical composition (the chemical composition and oxide composition of the steel material) defined in the present invention. It can be seen that the aspect ratio of the oxide inclusions is also appropriately controlled, so that the rolling fatigue life is excellent.
  • the rolling fatigue characteristics in the thrust direction are measured.
  • the steel material of the present invention has a small aspect ratio, it is presumed that the rolling fatigue characteristics in the radial direction are also good.
  • Test No. No. 1 is steel No. 1 in Table 1 with a large amount of C in steel.
  • No. 1 example no. No. 2 shows the steel No. in Table 1 with a large amount of Mn in steel.
  • Example No. 2 shows the steel No. in Table 1 with a large amount of Mn in steel.
  • Example No. 3 is a steel No. of Table 1 with a large amount of Cr in the steel.
  • Example No. 3 is a steel No. of Table 1 with a large amount of Cr in the steel.
  • test no. No. 4 is a steel No. in Table 1 with a small amount of Cr in the steel.
  • Example No. 4 shows the steel No. in Table 1 with a large amount of P in steel.
  • Example No. 5 test no. No. 6 is a steel No. in Table 1 with a large amount of S in steel. No. 6 was used, and in all cases, the rolling fatigue characteristics decreased.
  • Test No. 7 is an example using a steel type having an excessive Al content (steel material No. 7 in Table 1), and the Al 2 O 3 content in the oxide was increased, and the rolling fatigue characteristics were lowered.
  • test no. 13 is an example using a steel type (steel material No. 13 in Table 1) in which the Al content is insufficient, and all the oxides are outside the range defined in the present invention, and the aspect of oxide inclusions The ratio also deviated and the rolling fatigue characteristics decreased.
  • Test No. No. 14 is an example using a steel type having a high Ca content (steel material No. 14 in Table 1), in which the CaO content in the oxide was high, and the rolling fatigue characteristics were reduced.
  • test no. No. 20 is an example using a steel type with a low Ca content (steel material No. 20 in Table 1), and the CaO content in the oxide was low, and the rolling fatigue characteristics were reduced.
  • Test No. No. 21 is an example using a steel type having a high Ti content (steel material No. 21 in Table 1), in which the TiO 2 content in the oxide was high and the rolling fatigue characteristics were lowered.
  • test no. 25 is an example using a steel type with a small Ti content (steel material No. 25 in Table 1), the TiO 2 content in the oxide is small, and the aspect ratio of the oxide inclusions is large, Rolling fatigue characteristics decreased.
  • Test No. No. 26 is an example using a steel type with a high N content (steel material No. 26 in Table 1), and the rolling fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. 30 is an example using a steel type (steel material No. 30 in Table 1) with a large O content, and the rolling fatigue characteristics were lowered.
  • Test No. No. 38 has a relatively high Al concentration and a long melting time. Therefore, the oxidation-reduction reaction of Al in the molten steel and SiO 2 in the oxide inclusions proceeds, and the SiO 2 content is insufficient. The dynamic fatigue characteristics decreased.
  • Test No. 40 is an example using a steel type obtained by Al deoxidation treatment (steel material No. 40: conventional aluminum killed steel in Table 1), and the Al content becomes excessive and the Al 2 O 3 content in the oxide is contained. Since the amount is very high and the desired TiO 2 or the like is not generated at all, the rolling fatigue characteristics are lowered.
  • the rolling fatigue characteristics are extremely excellent, and early peeling is suppressed. It was possible to provide a bearing steel material that can be used.
  • a steel material for bearings is not only useful as a material for bearing parts such as rollers, needles, balls, etc., in which radial loads are repeatedly applied, but is also repeatedly applied in struts, such as races. It is also useful as a material for bearing parts, and the rolling fatigue characteristics can be stably improved regardless of the direction in which the load is applied.

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Description

転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
　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、レース等）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。
　各種の産業機械や自動車等の分野に使用される軸受用の転動体（コロ、ニードル、玉、レース等）には、ラジアル方向（回転体の軸と垂直方向）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求められている。転動疲労特性への要求は、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。
　従来、転動疲労特性は、鋼中に生成する酸化物系介在物のなかでも、主にＡｌ脱酸鋼を用いたときに生成するＡｌ2Ｏ3等のような、硬質酸化物系介在物の個数密度と深く相関しており、上記硬質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いた。そのため、製鋼プロセスにおいて、鋼中の酸素含有量を低減して転動疲労特性を改善する試みがなされてきた。
　しかしながら近年では、転動疲労特性と、酸化物系介在物に代表される非金属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、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密接な相関関係があり、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明らかになっている。
　そこで、従来のようなＡｌ脱酸鋼を用いるのではなく、鋼中のＡｌ含有量を極力抑えると共に、Ｓｉ脱酸鋼にすることで、生成する酸化物の組成を、Ａｌ2Ｏ3主体ではなくＳｉＯ2、ＣａＯなどを主体とする組成に制御し、これにより、圧延工程で非金属系介在物を延伸、分断させて非金属系介在物のサイズを低減し、転動疲労特性を改善する方法が提案されている。
　例えば特許文献１には、酸化物の平均組成を質量％で、ＣａＯ：１０～６０％、Ａｌ2Ｏ3：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下で残部ＳｉＯ2及び不純物からなると共に、鋼材の長手方向縦断面の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以下であることを特徴とする軸受鋼材が提案されている。このような軸受鋼材を製造する方法として、二次製錬の過程におけるスラグの主要構成成分を厳密に制御し、酸化物を微細化すると共に、通常の圧下によって延伸、分断されることが困難な硫化物については、Ｓ量を低減し、且つ、圧下比や加工温度などの圧下条件を適切に制御することによって酸化物だけでなく硫化物をも延伸、分断させる方法が開示されている。
　また、特許文献２には、上記特許文献１に記載の酸化物系介在物に、従来にない酸化物成分としてＺｒＯ2を所定量含む高清浄度Ｓｉ脱酸鋼材が開示されている。上記特許文献２によれば、「このＺｒＯ2は、少量では上記酸化物系介在物の非晶質相の維持に寄与し、ＺｒＯ2を含む結晶相を形成した場合に、他の結晶相の形成を抑制する効果がある。そのため、熱間圧延および冷間鍛造性圧延工程で残留した酸化物系介在物が、従来よりも確実に分断され、微細化され、粗大介在物の生成が抑制される。」と記載されている。
　一方、母相の鋼と非金属系介在物の界面の剥離に着目した技術として、特許文献３が挙げられる。上記特許文献３には、鋼のヤング率と介在物のヤング率の差が小さくなるように制御することで転動疲労特性の向上を図る技術が提案されている。上記特許文献３は、「従来のＡｌ脱酸工程で製造された鋼中のＡｌ量は０．０１５～０．０２５％程度となり、その結果、Ａｌを多く含有する介在物は、鋼（母相）に比べてヤング率が非常に高くなるため、母相と介在物との界面に空洞が形成されやすく、この空洞の形成を経て、その空洞の周囲に引張応力が作用して容易にき裂が発生する。また鋼中に空洞に近いような軟質な非金属介在物が存在する場合には、その周囲に引張応力の作用で容易にき裂が発生する。」との知見に基づいて完成されたものであり、Ａｌが０．０１０％未満であり、鋼のヤング率をＥ1とし、かつ介在物の大きさを（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）1/2で定めるときの鋼中の検鏡面積３，０００ｍｍ2に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）1/2が１５μｍ以上の介在物の平均ヤング率をＥ2とするとき、それらのヤング率比Ｅ2／Ｅ1を、０．３＜Ｅ2／Ｅ1＜１．６なる範囲に制御した鋼を開示している。
　すなわち、上記特許文献３では、Ｅ2／Ｅ1が０．３以下の空洞に近い軟質な非金属介在物や、Ｅ2／Ｅ1が１．６以上の空洞を形成し易い非金属介在物に関しては、母相の鋼と非金属介在物の界面に引張応力が作用して容易にき裂が発生し、転動疲労特性が悪化するとの認識の下で、ヤング率比のＥ2／Ｅ1を、０．３＜Ｅ2／Ｅ1＜１．６の範囲に制御している。
日本国特開２００９－３０１４５号公報 日本国特開２０１０－２０２９０５号公報 日本国特開２００９－５２１１１号公報
　しかしながら、上記特許文献１では、スラスト型の転動疲労試験機を用いたときに良好な転動疲労寿命が得られることを評価しているのみであり、この方法によれば、ストラス方向（回転体の軸と同じ方向）の転動疲労特性は改善されたとしても、ラジアル方向（回転体の軸と垂直方向）の荷重が付与された場合には転動疲労寿命が低下することが懸念される。その結果、荷重の付与される方向によっては転動疲労特性を安定的に改善できるとはいえないという問題がある。更に、鋼と酸化物系介在物の界面の空洞に関して、空洞を抑制する取組みが行われていないため、充分な転動疲労特性が得られているとはいえない。
　特許文献２にも、上記界面の剥離によって生じる空洞や、酸化物系介在物内部に発生する空洞に関する記載は一切ない。そもそも非金属系介在物全体の微細化のみに主眼を置いた技術であり、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に過ぎない。従って、このようにし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。
　また、上記特許文献３のようにヤング率比を０．３＜Ｅ2／Ｅ1＜１．６の範囲に制御した場合であっても、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物は、熱間加工などの高温域で一部が結晶化して多結晶体となったり、或いは、複数の結晶体と非晶質相を含む混合相となることが判明した。多結晶体となった酸化物系介在物は、熱間加工や冷間加工の際、母相である鋼と酸化物系介在物との界面に空洞を発生し易い。また、多結晶体である酸化物系介在物の内部においても、結晶体と結晶体との界面や、結晶体と非晶質体との界面に空洞を発生し易いため、転動疲労寿命が低下する。
　このように、非金属系介在物の最大厚み（いわゆる最大短径）のみを制御する方法（特許文献１）、非金属系介在物の非晶質相の割合を制御する方法（特許文献２）、鋼と非金属介在物との界面の空洞を抑制する方法（特許文献３）では、転動疲労特性の改善が不十分である。更に、ラジアル方向の荷重が付与される場合における転動疲労特性の改善が不充分であり、例えば特許文献１の方法では、非金属系介在物の最大長径はむしろ粗大化し、転動疲労特性に異方性が生じる危険性があることが分かった。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することのできる新規な軸受用鋼材を提供することにある。
　本発明に係る軸受用鋼材は、Ｃ：０．８～１．１％（％は質量％の意味、以下、特に断らない限り、同じ）、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｃｒ：１．３～１．８％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０００２～０．００５％、Ｃａ：０．０００２～０．００２０％、Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：２０～５０％、Ａｌ2Ｏ3：２０～５０％、ＳｉＯ2：２０～７０％、ＴｉＯ2：３～１０％を含有し、残部は不純物からなるところに要旨を有するものである。
　本発明の好ましい実施形態において、上記鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する前記酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均は３．０以下に抑制されたものである。
　また、本発明の好ましい実施形態において、前記アスペクト比（長径／短径）の平均は１．０以上である。
　本発明には、上記の軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品も本発明の範囲内に包含される。
　本発明によれば、鋼材の化学成分組成および鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成が適切に制御されているため、転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することができる軸受用鋼材を提供することができた。このような軸受用鋼材は、コロ、ニードル、玉等、主に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であるのみならず、レース等、ストラス方向の荷重も繰り返し付与される軸受部品の素材としても有用であり、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができる。
　本発明者らは、Ａｌによる脱酸処理を行なわなくても、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができ、早期剥離を抑制できる軸受用のＳｉ脱酸鋼材を提供するため、検討を重ねてきた。
　前述したように、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物は、熱間加工などの高温域で結晶化し、多結晶体となるが、多結晶体となった酸化物系介在物は、母相である鋼に比べて変形抵抗が高いため、熱間加工や冷間加工時に鋼（母相）と酸化物系介在物の界面に空隙を発生し易い。そこで本発明者らは、Ｓｉ脱酸で得られる上記酸化物系介在物組成を制御することによって結晶化を抑制し、非晶質体とすることで空隙の発生を抑制する方法について鋭意検討した。その結果、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中に、従来含有されていなかったＴｉＯ2を含むことで結晶化を抑制できることが明らかになった。具体的には、鋼中成分としてＴｉを所定範囲内で含み、且つ、酸化物系介在物としてＴｉＯ2を所定範囲内で含むＳｉ脱酸鋼材を用いれば、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
　本発明において、酸化物系介在物について、ＴｉＯ2を含む組成とすることにより転動疲労特性が向上する理由は詳細には不明であるが、以下のように考えられる。
　すなわち、Ｓｉ脱酸で得られるＳｉＯ2含有酸化物系介在物にＴｉＯ2が含まれるようになると、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）とＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）の２相に分離する。２相に分離する理由は、溶鋼段階でＴｉＯ2は、ＳｉＯ2との２液相に分離する性質があるためと考えられる。その結果、ＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）中のＳｉＯ2濃度が上昇し、Ｓｉ脱酸鋼において発生し易かったゲーレナイト（Ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ）、スピネル（Ｓｐｉｎｅｌ、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3）などの結晶質化が抑制される。一方、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）も、酸化物系介在物中にＴｉＯ2が含まれることにより、液相線温度も低下し、上述したゲーレナイト、スピネルなどの結晶質化が抑制される。その結果、従来法では避けられなかった、上記ＳｉＯ2含有酸化物系介在物の熱間加工時における結晶化を抑制できる。その結果、母相の鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞を抑制することができる。更には、多結晶体である酸化物系介在物の内部に発生する空洞をも抑制することができる。その結果、転動疲労特性を著しく向上することができる。
　更に、ＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）はＳｉＯ2濃度が高いため、非晶質でありながら熱間加工時の変形抵抗が高い。そのため、非晶質を維持しながらも熱間加工時の介在物の延伸を抑制することができる。その結果、アスペクト比（長径／短径）を低く抑えることができるため、荷重の付与される方向にかかわらず、転動疲労特性を安定的に改善することができ、早期剥離を抑制することができる。
　これに対し、前述した特許文献１～３にはいずれも、本発明のように、Ｔｉ添加およびＴｉＯ2の生成によって転動疲労特性の向上を図るという本発明の技術的思想は開示されておらず、鋼中Ｔｉの含有量が少なく、酸化物中に所定のＴｉＯ2濃度が得られない。その結果、母相の鋼と酸化物系介在物の界面に発生する空洞や、酸化物系介在物内部の結晶体と結晶体の界面や、結晶体と非晶質体との界面に発生する空洞を抑制できない。更に、酸化物系介在物のアスペクト比が所定範囲を超え、所望とする転動疲労特性を確保できないことが判明した（後記する実施例を参照）。
　以下、本発明を詳しく説明する。
　前述したように本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、Ｃ：０．８～１．１％（％は質量％の意味、以下、特に断らない限り、同じ）、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｃｒ：１．３～１．８％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０００２～０．００５％、Ｃａ：０．０００２～０．００２０％、Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼中に含まれる酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：２０～５０％、Ａｌ2Ｏ3：２０～５０％、ＳｉＯ2：２０～７０％、ＴｉＯ2：３～１０％を含有し、残部は不純物からなるところに特徴がある。
　まず、鋼中成分について説明する。
　［Ｃ：０．８～１．１％］
　Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、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含有量は、好ましくは０．８５％以上（より好ましくは０．９０％以上）であり、また、好ましくは１．０５％以下（より好ましくは１．０％以下）である。
　［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含有量は、好ましくは０．２０％以上（より好ましくは０．２５％以上）であり、また、好ましくは０．７％以下（より好ましくは０．６％以下）である。
　［Ｍｎ：０．１～１．０％］
　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０．１％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含有量は、好ましくは０．２％以上（より好ましくは０．３％以上）であり、また、好ましくは０．８％以下（より好ましくは０．６％以下）である。
　［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含有量は、好ましくは１．４％以上（より好ましくは１．５％以上）であり、また、好ましくは１．７％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
　［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。従って、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。
　［Ｓ：０．０１５％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０．０１５％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。従って、Ｓの含有量は０．０１５％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。
　［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は極力少なくする必要がある。従って、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。従って、Ａｌの含有量を０．００５％以下とした。尚、Ａｌ含有量は、０．００２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以下である。但し、Ａｌ含有量を０．０００２％未満にすると、酸化物中のＡｌ2Ｏ3含有量が少なくなり過ぎ、ＳｉＯ2を多く含む結晶相が生成する。また、Ａｌ2Ｏ3含有量を０．０００２％未満に制御するためには、Ａｌの混入を抑制するために、鋼中成分のみならず、フラックス中のＡｌ2Ｏ3含有量も少なくする必要があるが、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であり、経済的でない。従って、Ａｌ含有量は０．０００２％以上（好ましくは０．０００５％以上）である。
　［Ｃａ：０．０００２～０．００２０％］
　Ｃａは、酸化物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物の結晶化を抑制して、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、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とする。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．００２０％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、酸化物が結晶化してしまう。従って、Ｃａ含有量は０．００２０％以下とした。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）であり、また、好ましくは０．００１％以下（より好ましくは０．０００８％以下）である。
　［Ｔｉ：０．０００５～０．０１０％］
　Ｔｉは、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＴｉを添加し、酸化物中のＴｉＯ2含有量を適切に制御することにより、これまで解決が困難であった問題（Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ2含有酸化物系介在物の熱間加工時における結晶化、母相の鋼と酸化物系介在物の界面に発生する空洞、多結晶体である酸化物系介在物内部に発生する空洞）を解決することができ、転動疲労特性が一層向上する。更に所定量のＴｉは、アスペクト比の低減化にも有効に作用し、これにより、転動疲労特性が更に向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が多くなり、０．０１０％を超えると、ＴｉＯ2系酸化物が結晶相として単独で生成してしまう。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とした。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０００８％以上（より好ましくは０．００１１％以上）であり、また、好ましくは０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）である。
　［Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、ＴｉＮを生成し、転動疲労特性を悪化させるため、できる限り低減することが推奨され、Ｎ含有量の上限を０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
　［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ため、０．００２５％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２３％以下（より好ましくは０．００２０％以下）である。
　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。
　次に、鋼材中に存在する酸化物系介在物について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる酸化物について、酸化物の平均組成が、全酸化物に対する比率（質量％）で、ＣａＯ：２０～５０％、Ａｌ2Ｏ3：２０～５０％、ＳｉＯ2：２０～７０％、ＴｉＯ2：３～１０％を含有し、残部は不純物からなるところに特徴がある。
　［ＣａＯ：２０～５０％］
　Ｃａは塩基性酸化物であり、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、酸化物の結晶化を抑制する効果がある。酸化物系介在物のアスペクト比低減に重要な役割を果たす。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ含有量を２０％以上に制御することによって得られる。しかしながら、ＣａＯ含有量が高すぎると、酸化物が結晶化してしまうため、５０％以下とする必要がある。酸化物中におけるＣａＯ含有量は、好ましくは２２％以上（より好ましくは２５％以上）であり、また、好ましくは４３％以下（より好ましくは４１％以下）である。
　［Ａｌ2Ｏ3：２０～５０％］
　Ａｌ2Ｏ3は両性酸化物であり、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、酸化物の結晶化を抑制する効果がある。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＡｌ2Ｏ3含有量を２０％以上に制御することによって得られる。一方、酸化物の平均組成における含有量が５０％を超えると、溶鋼中および凝固過程でＡｌ2Ｏ3（コランダム）結晶相が晶出したり、ＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）結晶相が晶出する。あるいは、圧延温度域でこれらの結晶相が生成する。これらの固相は硬質であり、粗大な介在物として存在し、加工中に空洞が生成しやすくなり、転動疲労特性を悪化させる。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５０％以下とする必要がある。酸化物におけるＡｌ2Ｏ3含有量は、好ましくは２２％以上（より好ましくは２５％以上）であり、また、好ましくは４３％以下（より好ましくは４１％以下）である。
　［ＳｉＯ2：２０～７０％］
　ＳｉＯ2は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を非晶質化させるために不可欠の成分である。このような効果を有効に発揮させるためには、酸化物中にＳｉＯ2を２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＳｉＯ2含有量が７０％を超えると、ＳｉＯ2を多く含む結晶相が生成し空洞が形成されるため、転動疲労特性が悪化する。酸化物中におけるＳｉＯ2含有量は、好ましくは２５％以上（より好ましくは３０％以上）であり、また、好ましくは５０％以下（より好ましくは４５％以下）である。
　［ＴｉＯ2：３～１０％］
　ＴｉＯ2は、本発明を特徴付ける酸化物成分であり、酸性酸化物であるＳｉＯ2に含まれると、ＴｉＯ2濃化相（Ａ相）とＳｉＯ2濃化相（Ｂ相）の２相に分離でき、両相とも結晶質化を抑制することができる。その結果、Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ2含有酸化物系介在物の熱間加工時の結晶化の抑制、母相の鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞の抑制、多結晶体である酸化物系介在物内部にも発生する空洞の抑制を実現でき、転動疲労特性が一層を向上する。更には、アスペクト比も低減することができる。このような効果は、酸化物の平均組成におけるＴｉＯ2含有量を３％以上に制御することによって得られる。しかしながら、ＴｉＯ2含有量が高すぎると、ＴｉＯ2系酸化物が結晶相として単独で生成し、空洞が形成され、転動疲労特性が低下するため、１０％以下とする。酸化物中におけるＴｉＯ2含有量は、好ましくは４％以上（より好ましくは５％以上）であり、また、好ましくは８％以下（より好ましくは７％以下）である。
　このように本発明鋼材に含まれる酸化物は、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、およびＴｉＯ2で構成され、残部は不純物である。不純物としては、製造過程などで不可避的に含まれる不純物が挙げられる。不純物は、酸化物系介在物の結晶化状態やアスペクト比などに悪影響を及ぼさず、所望の特性が得られる限度において含まれ得るが、不純物全体（合計量）として、おおむね、２０％以下に制御されていることが好ましい。具体的には、例えばＺｒＯ2は約１％以下、ＭｇＯは約８％以下、Ｎａ2Ｏは約５％以下、Ｃｒ2Ｏ3は約５％以下の範囲で含有することができる。また、ＭｎＯは比較的許容幅の広い酸化物であり、最大で約１５％以下の範囲で含有することができる。
　更に本発明では、上記のように鋼中成分および酸化物組成を適切に制御することによって、上記鋼材の長手方向縦断面に存在する酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均（以下、単にアスペクト比と呼ぶ場合がある。）が３．０以下に低減されたものとなる。これにより、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができる。上記アスペクト比は小さい程良く、おおむね、２．５以下であることが好ましく、２．０以下であることが更に好ましい。なお、アスペクト比は１．０以上であり、好ましくは１．１以上である。
　アスペクト比の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。
　次に、上記鋼材を製造する方法について説明する。本発明では、特に所定の酸化物組成が得られるように、特に溶製工程、更には熱間加工の各工程に留意して製造すれば良く、それ以外の工程は、軸受用鋼の製造に通常用いられる方法を適宜選択して用いることができる。
　上記酸化物組成を得るための好ましい溶製方法は以下のとおりである。
　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、およびＡｌ2Ｏ3の各含有量を制御するために、鋼中に含まれるＡｌ含有量を上記のとおり、０．０００２～０．００５％、Ｃａ含有量を上記のとおり０．０００２～０．００２０％に夫々制御する。
　また、ＴｉＯ2の制御方法としては特に限定されず、当該技術分野で通常用いられる方法に基づき、溶製時に、鋼中に含まれるＴｉ含有量が上記のとおり、０．０００５～０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉを添加すれば良い。Ｔｉの添加方法は特に限定されず、例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整しても良いし、あるいは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御してもかまわない。
　なお、ＳｉＯ2は、他の酸化物を上記のようにコントロールすることによって得られるものである。
　本発明では、上記のように化学成分組成に制御した鋼材に対して、常法に従い、圧延および球状化焼鈍を行った後、熱間加工または冷間加工を行う。
　このようにして本発明の鋼材を得た後、所定の部品形状にし、焼入れ・焼戻しすると、本発明の軸受部品が得られる。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。
　上記軸受部品としては、例えば、コロ、ニードル、玉、レース等が挙げられる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、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。
　小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／１ｃｈ）を用い、下記表１に示す各種化学成分組成の供試鋼（残部は鉄および不可避的不純物）を溶製し、鋳片（φ２４５ｍｍ×４８０ｍｍ）を作製した。溶製に当たっては、溶製時にＭｇＯ系耐火物の取鍋を用い、通常実施されるＡｌ脱酸処理を行わず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを用いて溶鋼の溶存酸素量を調整した後、Ｔｉ→Ｃａの順序で投入し、Ｔｉ含有量、Ｃａ含有量を制御した。なお、本実施例では、溶鋼に添加するＣａとしてＮｉ－Ｃａ合金を、Ｔｉ源としてＦｅ－Ｔｉ合金を、それぞれ用いた。このようにして得られた鋳片の化学成分を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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（φ６５ｍｍ）まで熱間圧延を実施した。
　上記熱間圧延材を、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。
　上記球状化焼鈍材からφ６０ｍｍ、厚さ６ｍｍ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。最後に仕上げ研磨を施して表面粗さ：０．０４μｍＲａ以下のスラスト転動疲労試験片を作製した。
　また、酸化物の組成（平均組成）、母材（鋼材）および酸化物系介在物のアスペクト比の測定に当たっては、以下の試験片を用いた。まず、上記のようにして得られた球状化焼鈍材からφ６０ｍｍ、厚さ３０ｍｍ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。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。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、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｏ（酸素）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。
　［酸化物系介在物のアスペクト比の測定］
　非金属介在物のアスペクト比を測定するため、上述した酸化物の平均組成測定方法において、短径が１μｍ以上の任意の酸化物系介在物（分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｏ（酸素））を１００個選び、各々の長径と短径を測定し、各々の酸化物系介在物のアスペクト比を算出した。その結果を算術平均することで酸化物系介在物の平均のアスペクト比を求めた。
　［転動疲労特性の評価方法］
　上記で得られたスラスト転動疲労試験片を用い、スラスト疲労試験機（スラスト型転動疲労試験機（ＦＪ－５Ｔ）、富士試験機製作所製）にて、負荷速度：１２００ｒｐｍ、鋼球数３個、面圧：５．２４ＧＰａ、中止回数：２億回の条件でスラスト転動疲労試験を実施した。
　転動疲労寿命の尺度として、通常、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」と呼ぶ場合がある。）が用いられる。詳細には、Ｌ10とは、試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの繰り返し数の意味である（「軸受」、岩波全書、曽田範宗著を参照）。各鋼材につき、１６個の試料を用いて上記の試験を行い、従来鋼（表１の鋼材Ｎｏ．４０）に対し、（Ｉ）Ｌ10寿命で寿命比が２．５倍以上（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」と評価し、（ＩＩ）３．０倍以上（Ｌ10寿命で３６００万回以上に相当）のものを「転動疲労寿命に特に優れる」と評価し、（ＩＩＩ）３．５倍以上（Ｌ10寿命で４２００万回以上に相当）のものを「転動疲労寿命に特段に優れる」と評価した。
　これらの結果を表２に記載する。表２の試験Ｎｏ．は、表１の鋼材Ｎｏ．を用いたものである。表２のＬ10寿命の欄において、「Ｅ＋０７」とは「×１０7」を意味する。例えば表２の試験Ｎｏ．１の上記欄に記載の「１．８Ｅ＋０７」は「１．８×１０7」を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果から、次のように考察することができる。
　まず、表２の試験Ｎｏ．８～１２、１５～１９、２２～２４、２７～２９、３１～３７、３９は、いずれも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組成）を満足するものであり、酸化物系介在物のアスペクト比も適切に制御されているため、転動疲労寿命に優れていることが分かる。
　なお、本実施例では、スラスト方向での転動疲労特性を測定しているが、本発明の鋼材はアスペクト比が小さいため、ラジアル方向の転動疲労特性も良好であると推察される。
　これに対し、以下の試験Ｎｏ．は、本発明のいずれかの要件を満足しないため、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１は鋼中Ｃ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．１を用いた例、Ｎｏ．２は鋼中Ｍｎ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．２を用いた例、試験Ｎｏ．３は鋼中Ｃｒ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．３を用いた例、試験Ｎｏ．４は鋼中Ｃｒ量が少ない表１の鋼材Ｎｏ．４を用いた例、試験Ｎｏ．５は鋼中Ｐ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．５を用いた例、試験Ｎｏ．６は鋼中Ｓ量が多い表１の鋼材Ｎｏ．６を用いた例であり、いずれも転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．７は、Ａｌ含有量が過剰の鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．７）を用いた例であり、酸化物中のＡｌ2Ｏ3含有量が高くなり、転動疲労特性が低下した。
　一方、試験Ｎｏ．１３は、Ａｌ含有量が不足した鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．１３）を用いた例であり、各酸化物が全て、本発明で規定する範囲を外れており、酸化物系介在物のアスペクト比も外れ、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１４は、Ｃａ含有量が多い鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．１４）を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が多く、転動疲労特性が低下した。
　一方、試験Ｎｏ．２０は、Ｃａ含有量が少ない鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．２０）を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｔｉ含有量が多い鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．２１）を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ2含有量が多く、転動疲労特性が低下した。
　一方、試験Ｎｏ．２５は、Ｔｉ含有量が少ない鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．２５）を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ2含有量が少なく、酸化物系介在物のアスペクト比も大きくなっており、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｎ含有量が多い鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．２６）を用いた例であり、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．３０は、Ｏ含有量が多い鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．３０）を用いた例であり、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．３８は、Ａｌ濃度が比較的高い状態で溶製時間が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、転動疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．４０は、Ａｌ脱酸処理によって得られた鋼種（表１の鋼材Ｎｏ．４０：従来のアルミキルド鋼）を用いた例であり、Ａｌ含有量が過剰になって酸化物中のＡｌ2Ｏ3含有量が非常に高くなっており、所望とするＴｉＯ2なども全く生成しないため、転動疲労特性が低下した。
　本出願を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、2012年7月24日出願の日本特許出願（特願2012－163623）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明によれば、鋼材の化学成分組成および鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成が適切に制御されているため、転動疲労特性に極めて優れており、早期剥離を抑制することができる軸受用鋼材を提供することができた。このような軸受用鋼材は、コロ、ニードル、玉等、主に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であるのみならず、レース等、ストラス方向の荷重も繰り返し付与される軸受部品の素材としても有用であり、荷重の付与される方向にかかわらず転動疲労特性を安定的に改善することができる。

Claims (6)

  1. 　Ｃ ：０．８～１．１質量％、
    　Ｓｉ：０．１５～０．８質量％、
    　Ｍｎ：０．１～１．０質量％、
    　Ｃｒ：１．３～１．８質量％、
    　Ｐ ：０質量％より大きく０．０５質量％以下、
    　Ｓ ：０質量％より大きく０．０１５質量％以下、
    　Ａｌ：０．０００２～０．００５質量％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．００２０質量％、
    　Ｔｉ：０．０００５～０．０１０質量％、
    　Ｎ ：０質量％より大きく０．００８０質量％以下、
    　Ｏ ：０質量％より大きく０．００２５質量％以下
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
    　鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
    　ＣａＯ：２０～５０％、Ａｌ2Ｏ3：２０～５０％、ＳｉＯ2：２０～７０％、ＴｉＯ2：３～１０％を含有し、残部は不純物からなることを特徴とする軸受用鋼材。
  2. 　前記鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する前記酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均が３．０以下に抑制されたものである請求項１に記載の軸受用鋼材。
  3. 　前記アスペクト比（長径／短径）の平均が１．０以上である請求項２に記載の軸受用鋼材。
  4. 　請求項１に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。
  5. 　請求項２に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。
  6. 　請求項３に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。
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