(57)【要約】【課題】鋼材中の介在物の存在をある程度許容しつつ、より厳しい使用環境における介在物起点型剥離の発生を抑制することを目的とする。【解決手段】内輪、外輪及び転動体の少なくとも１つが、特定組成の鋼材からなり、かつ、極値統計法で予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の面積の平方根が３０μｍ以下であり、被検面積３２０ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物の短径が５μｍ以下で、かつ、（アスペクト比／短径）の値が２．０以上であり、硫化物系介在物が、ＭｎＳ、ＭｎＳ＋ＣａＳ、ＭｎＳ＋ＭｇＳまたはＭｎＳ＋ＣａＳ＋ＭｇＳであり、かつ、Ｃａが１．０質量％以下で、Ｍｇが１．０質量％以下であり、焼入れ・焼戻し後の表面の残留オーステナイト量が１１〜２０体積％である転がり軸受。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
内輪と外輪との間に、保持器を介して配設される転動体を備える転がり軸受において、
内輪、外輪及び転動体の少なくとも１つが、
Ｃ  ：０．８５〜１．１２質量％
Ｓｉ：０．４５〜０．８１質量％
Ｍｎ：０．８１〜１．４９質量％
Ｃｒ：１．３〜１．９質量％
を必須成分として含み、任意成分として
Ｍｏ：０．１質量％以下（０質量％を含む）
Ｎｉ：０．３質量％以下（０質量％を含む）
Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）
Ｓ  ：０．０２５質量％以下（０質量％を含む）
Ｐ  ：０．０２０質量％以下（０質量％を含む）
Ｏ  ：１５質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼材組成を有するとともに、
極値統計法で予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の面積の平方根が３０μｍ以下であり、
被検面積３２０ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物の短径が５μｍ以下で、かつ、（アスペクト比／短径）の値が２．０以上であり、
硫化物系介在物が、ＭｎＳ、ＭｎＳ＋ＣａＳ、ＭｎＳ＋ＭｇＳまたはＭｎＳ＋ＣａＳ＋ＭｇＳであり、かつ、Ｃａが１．０質量％以下で、Ｍｇが１．０質量％以下であり、
焼入れ・焼戻し後の表面の残留オーステナイト量が１１〜２０体積％であることを特徴とする転がり軸受。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特定組成の鋼材からなり、介在物によるバタフライ型組織変化に起因する剥離を抑えた長寿命の転がり軸受に関する。
【背景技術】
【０００２】
転がり軸受では、荷重が負荷されて長時間使用されることにより金属疲労が生じ、軌道面表面が剥離することがある。剥離の種類には、内輪や外輪、転動体を形成する鋼材の内部の介在物を起点として生じる「介在物起点型剥離」、ゴミ等の異物を噛み込んだ圧痕を起点として生じる「表面起点型剥離」、水素が鋼材中に侵入して水素脆性を生じ、白色組織と呼ばれる組織変化を起点として生じる「白色組織剥離」に大別される。
【０００３】
その中で「介在物起点型剥離」は、鋼材内部の介在物周辺に応力集中し、バタフライと呼ばれる組織変化（以下「バタフライ型組織変化」）が生じ、その界面に沿って疲労亀裂が発生及び進展して剥離に至る現象である。そのため、この「介在物起点型剥離」を防止するには、鋼材内部の介在物をより小さくしたり、介在物の量をより少なくすることが効果的である。また、軸受の主応力方向への介在物の投影面積を小さくすることも効果的である。
【０００４】
例えば、特許文献１には、被検面積３２０ｍｍ２に存在する厚さ１μｍ以上の硫化物系介在物の個数と、酸化物系介在物の最大径を１０μｍ以下に制御することにより、長寿命化した軸受用鋼が開示されている。また、特許文献２には、被検面積３２０ｍｍ２に存在する酸化物系介在物の数を１００〜２００個に規定し、更に不純物元素であるＳｂ量を規定して長寿命化した軸受用鋼が開示されている。
【０００５】
また、特許文献３には、極値統計法を用いて予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の径を５μｍ以下に制御した軸受用鋼を用いることで長寿命化を図った転がり軸受が開示されている。また、特許文献４には、極値統計法を用いて予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物の径を４０μｍ以下、更に酸化物系介在物及び窒化物系介在の最大径をそれぞれ６０μｍ以下に制御することにより、優れた転動疲労寿命を持つ軸受用鋼が開示されている。
【０００６】
また、特許文献５には、硫化物系介在物の成分と、そのアスペクト比とを規定したＪＩＳ  Ｇ  ４８０５（２００８）のＳＵＪ２、ＳＵＪ３、ＳＵＪ４、ＳＵＪ５の合金成分を持つ圧延軸受鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第３３３８７６１号公報
【特許文献２】特許第３７７９０７８号公報
【特許文献３】特開２００３−２３２３６７号公報
【特許文献４】特開２００６−６３４０２号公報
【特許文献５】特開２０１２−６２５２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１、２のように鋼材の微小面積中の介在物の数や大きさを規定しても、実際の軸受においては、軸受の高応力部に含まれる最大の介在物を起点として剥離が生じるため、介在物を起点する剥離寿命が予想外に早まることがある。
【０００９】
また、特許文献３のように酸化物系介在物を微細に制御するには、極めて清浄度の高い鋼材を製造しなければならないが、鋼材中の酸素量や硫黄量の低減は現在の工業レベルでは既に限界に達しており、更なる酸素量や硫黄量を低減するためには設備や工程の改良が必要になる。その結果、鋼材価格の上昇を招き、工業上広く利用することが難しくなることが十分に予測される。特許文献４のようにある程度の大きさの介在物を許容しても、使用条件が厳しくなると介在物を起点としてバタフライ型組織変化が起こり、剥離に至る場合もある。
【００１０】
更に、特許文献５のようにＳＵＪ２、ＳＵＪ３、ＳＵＪ４またはＳＵＪ５に規定された合金成分では、介在物周辺に生じるバタフライ型組織変化の形成を遅延させる効果が小さい。
【００１１】
そこで本発明は、鋼材中の介在物の存在をある程度許容しつつ、より厳しい使用環境における介在物起点型剥離の発生を抑制することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために鋭意検討した結果、本発明者らは以下の知見を得た。
【００１３】
バタフライ型組織変化は、介在物周辺の応力集中によって生じる大きなせん断力が、基地のマルテンサイト組織に繰り返し負荷され、それによりマルテンサイト組織中の転位と固溶炭素が動かされ、徐々にマルテンサイト組織が壊れて超微細なフェライト組織に変化する現象である。しかし、鋼材の合金成分としてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏを最適な量添加することにより基地のマルテンサイト組織が安定化し、その結果、転位と固溶炭素が動き難くなってバタフライ型組織変化の形成が遅延され、長寿命化できることを見出した。
【００１４】
但し、介在物が大きすぎると、上記したＳｉ等の合金成分を添加してもバタフライ型組織変化の形成を遅延する効果が少なくなる。そこで、極値統計法を用いて予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の粒径を最適な範囲に規定した。基本的には、バタフライ型組織変化には酸化物系介在物が最も有害になるが、近年の製鋼技術の向上により酸化物系介在物の小径化が進んだ結果、相対的に硫化物系介在物の大きさも無視できなくなってきており、本発明では、硫化物系介在物の最大粒径の短径、アスペクト比と短径との比を最適な範囲に規定するとともに、硫化物系介在物の組織を規定した。
【００１５】
本発明はこのような知見に基づくものであり、本発明の転がり軸受は内輪、外輪及び転動体の少なくとも１つが、
Ｃ  ：０．８５〜１．１２質量％
Ｓｉ：０．４５〜０．８１質量％
Ｍｎ：０．８１〜１．４９質量％
Ｃｒ：１．３〜１．９質量％
を必須成分として含み、任意成分として
Ｍｏ：０．１質量％以下（０質量％を含む）
Ｎｉ：０．３質量％以下（０質量％を含む）
Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）
Ｓ  ：０．０２５質量％以下（０質量％を含む）
Ｐ  ：０．０２０質量％以下（０質量％を含む）
Ｏ  ：１５質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼材組成を有するとともに、
極値統計法で予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の面積の平方根が３０μｍ以下であり、
被検面積３２０ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物の短径が５μｍ以下で、かつ、（アスペクト比／短径）の値が２．０以上であり、
硫化物系介在物が、ＭｎＳ、ＭｎＳ＋ＣａＳ、ＭｎＳ＋ＭｇＳまたはＭｎＳ＋ＣａＳ＋ＭｇＳであり、かつ、Ｃａが１．０質量％以下で、Ｍｇが１．０質量％以下であり、
焼入れ・焼戻し後の表面の残留オーステナイト量が１１〜２０体積％であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の転がり軸受は、介在物の存在をある程度許容しているため、新たな設備や工程を必要とせず、これまでの設備や工程をそのまま使用でき、コスト増を招くことなく、より厳しい使用環境においても介在物起点型剥離を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】（アスペクト比／短径）の値と、寿命比との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
【００１９】
本発明において転がり軸受の種類や構成には制限はなく、内輪、外輪及び転動体の少なくとも１つを下記に示す鋼材で形成する。
【００２０】
先ず、鋼材の合金組成について説明するが、鋼材はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを必須成分として含む。
【００２１】
〔Ｃ：０．８５〜１．１２質量％〕
Ｃは焼入れによって基地に固溶し、硬さを向上させる元素であるが、鋼材中の含有量が０．８５質量％未満であると焼入れ後の硬さが低下して、耐摩耗性や転がり疲労寿命が低下する。安定的に耐摩耗性や転がり疲労寿命を得るためには、Ｃ含有量を０．９５質量％以上にすることが好ましい。但し、Ｃ含有量が１．１２質量％を超えると、研削性の低下や破壊靭性値の低下が生じる。安定的に研削性を得るためには、Ｃ含有量を１．１０質量％以下とすることが好ましい。
【００２２】
〔Ｓｉ：０．４５〜０．８１質量％〕
Ｓｉは基地に固溶して焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させる効果があり、更に本発明において重要な基地組織のマルテンサイトを安定化させる効果があるため、介在物周辺に生じるバタフライ型組織変化の形成を遅延させて寿命を延長させる。但し、Ｓｉ量が０．４５質量％未満ではこの効果が得られない。また、０．８１質量％を超えると球状化焼鈍後の硬さが上昇するため、旋削性及び冷間加工性が低下する。安定的に旋削性と冷間加工性を得るためには、Ｓｉ量の上限を０．７質量％とすることが好ましい。
【００２３】
〔Ｍｎ：０．８１〜１．４９質量％〕
Ｍｎは基地に固溶して焼入れ性を向上させる効果があり、更に本発明において重要な基地組織のマルテンサイトを安定化させる効果があるため、介在物周辺に生じるバタフライ型組織変化の形成を遅延させて寿命を延長させる。更に、熱処理後の残留オーステナイトを生成させる効果もある。残留オーステナイトは、表面起点型剥離に対して長寿命化する効果がある。但し、Ｍｎ量が０．８１質量％未満ではこの効果が得られない。また、１．４９質量％を超えると熱間鍛造時の変形抵抗が上昇して熱間鍛造性を低下させたり、残留オーステナイト量が過多になり、寸法安定性が低下する。安定的に熱間鍛造性と寸法安定性を得るために、Ｍｎ量の上限を１．３０質量％とすることが好ましい。
【００２４】
〔Ｃｒ：１．３〜１．９質量％〕
Ｃｒは基地のマルテンサイト中に固溶する分と、球状化炭化物中に固溶する分とに分配される。基地に固溶したＣｒは、焼入れ性を向上させる効果があり、本発明においては更に基地組織のマルテンサイトを安定化させる効果があるため、介在物周辺に生じるバタフライ型組織変化の形成を遅延させて寿命を延長させる。但し、Ｃｒ量が１．３質量％未満ではこの効果が得られない。また、１．９質量％を超えると球状化焼鈍後の硬さが上昇するため、旋削性及び冷間加工性が低下する。安定的に旋削性と冷間加工性を得るためには、Ｃｒ量の上限を１．７質量％とすることが好ましい。
【００２５】
また、鋼材は任意成分としてＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＯを含有する。
【００２６】
〔Ｍｏ：０．１質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｍｏは基地に固溶して焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させる効果があり、更に本発明に置いて重要な基地組織のマルテンサイトを安定化させる効果があるため、介在物周辺に生じるバタフライ型組織変化の形成を遅延させて寿命を延長させる。しかし、Ｍｏは高価な元素であるため、その含有量を０．１質量％以下とする。
【００２７】
〔Ｎｉ：０．３質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｎｉは焼入れ性と向上させる効果とオーステナイトを安定化させる効果と有し、多量に添加することにより靭性を向上させる。しかし、Ｎｉは非常に高価な元素であるため、鋼材コストを上昇させる。そのため、本発明ではＮｉを積極的に添加せず、０．３質量％以下とする。
【００２８】
〔Ｃｕ：０．２質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｃｕは焼入れ性と粒界強度を向上させる効果があるが、過多になると熱間鍛造性が低下する。そのため、本発明ではＣｕ量を０．２質量％以下とする。
【００２９】
〔Ｓ：０．０２５質量％以下（０質量％を含む）〕
ＳはＭｎＳを形成し、介在物として作用するため、鋼材中の添加量は少ない方が好ましい。しかし、Ｓ量を少なくするには鋼材の生産性が下がり、鋼材コストが上昇するため、工業上広く利用することが難しくなる。そのため、本発明ではＳ量を０．０２５質量％以下とする。
【００３０】
〔Ｐ：０．０２０質量％以下（０質量％を含む）〕
Ｐは結晶粒界に偏析して粒界強度や破壊靭性値を低下させるため、鋼材中の添加量は少ない方が好ましい。そのため、本発明ではＰ量を０．０２０質量％以下とする。
【００３１】
〔Ｏ：１５質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍを含む）〕
Ｏは、鋼材中でＡｌ２Ｏ３等の酸化物系の介在物を形成する。酸化物系介在物は剥離の起点となり、転動疲労寿命に影響を及ぼすのでＯ量は少ない方が好ましい。しかし、Ｏ量を少なくするには鋼材の生産性が下がり、鋼材コストが上昇するため、工業上広く利用することが難しくなる。そのため、本発明ではＯ量を１５質量ｐｐｍ以下とする。
【００３２】
鋼材の残部は鉄及び不可避的不純物であるが、更に下記の組織的特徴を備える。
【００３３】
〔極値統計法で予測したときの、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の面積の平方根が３０μｍ以下〕
極値統計法は、正規分布、指数分布、対数分布等に従う集合に対して最大値及び最小値等の極値を予測する手法であり、鋼材中に含まれる介在物の最大径を予測する手法として非常に有効であることが知られている（「金属疲労  微小欠陥と介在物の影響」村上敬宣著、養賢堂（１９９３））。また、転がり軸受の介在物起点型剥離においては、極値統計法で予測した最大介在物径と転動疲労寿命には良い相関が見られることが知られている（長尾ら、Sanyo Technical Report，Vol．12，No．1，pp38（2005））．
【００３４】
本発明では、この極値統計法により予測したときに、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物の面積の平方根を３０μｍ以下とする。最大の酸化物系介在物の面積の平方根が３０μｍを越えると転動疲労を受けた際に、バタフライ型組織変化が生じず、酸化物系介在物から直接疲労亀裂が発生するため、鋼材組成が上記を満足しても長寿命効果が得られない。
【００３５】
尚、酸化物系介在物の面積とは、近似的に酸化物系介在物を長方形と仮定して求め、その平方根を求めることで酸化物系介在物の粒径とする。また、極値統計を行う際には、日本トライボロジー学会の「軸受鋼における介在物の評価研究会」の提案に従う。即ち、鋼材断面の観察面積１００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物を求め、それを鋼材の３０箇所の断面にて実施して、それぞれの観察断面における最大の酸化物系介在物を求め、小さい介在物から順に極値統計グラフにプロットし、最小二乗法を用いて最大介在物分布直線を求める。そして、同直線から、面積３００００ｍｍ２に存在する最大の酸化物系介在物を求める。
【００３６】
また、鋼材中に酸化物系介在物と硫化物系介在物とが混在する場合もあるが、その場合は個別に取り扱う。即ち、酸化物系介在物の部分は酸化物系介在物の大きさとして測定し、硫化物系介在物の部分は硫化物系介在物の大きさとして測定する。
【００３７】
〔被検面積３２０ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物の短径が５μｍ以下で、かつ、その（アスペクト比／短径）の値が２．０以上であり、かつ、硫化物系介在物の組成がＭｎＳ、ＭｎＳ＋ＣａＳ、ＭｎＳ＋ＭｇＳまたはＭｎＳ＋ＣａＳ＋ＭｇＳからなり、Ｃａが１．０質量％以下で、Ｍｇが１．０質量％以下である〕
近年の製鋼技術の向上により酸化物系介在物が小径化した結果、相対的に硫化物系介在物の大きさも無視できなくなってきている。また、本発明者らは非金属介在物が基地と隙間を生じないことが寿命に有効であることを発見した。非金属介在物と基地との隙間が生じない場合、転がり疲労を受けても非金属介在物が応力集中源とならず、バタフライ型組織変化が発生しにくくなる。しかし、非金属介在物と基地との間に隙間が生じると、隙間が空洞と同じように作用するため転がり疲労強度が低下する。介在物が粗大な場合、また、介在物のアスペクト比が小さい場合には、酸化物系介在物と同様に圧延や鍛造時に基地との隙間が生じやすい。
【００３８】
本発明では、硫化物系介在物の短径が５μｍより大きい場合、または（アスペクト比／短径）の値が２より小さい場合は、基地との間に隙間が生じ、転がり疲労を受けた際に応力集中が生じてバタフライ型組織変化が生じやすくなり、転がり疲労寿命が低下する。尚、硫化物系介在物の短径が小さい場合は、硫化物系介在物のアスペクト比が小さくても基地との間に隙間が生じにくいため、（アスペクト比／短径）の値を２．０以上とした。
【００３９】
また、硫化物系介在物のアスペクト比を大きくするためには、硫化物系介在物の変形能が大きい方が良く、そのためには硫化物系介在物の変形能を小さくする介在物内のＣａ量、Ｍｇ量をそれぞれ１質量％以下とする。Ｃａ量またはＭｇ量が１質量％を超えると、硫化物系介在物の変形能が小さくなり、硫化物系介在物のアスペクト比が小さくなるため、基地と硫化物系介在物との間に隙間が生じやすくなる。
【００４０】
尚、本発明では、硫化物系介在物について、極値統計法による予測値ではなく、目視検査における被検面積３２０ｍｍ２で規定している。短径が大きな硫化物系介在物が寿命に影響を及ぼす可能性が最も大きいため、被検面積３２０ｍｍ２における短径が最大の硫化物系介在物について規定している。
【００４１】
好ましくは、被検面積３２０ｍｍ２に存在する短径が最大の硫化物系介在物の短径が３μｍ以下で、かつ、介在物組成においてＣａ量が０．８質量％以下、Ｍｇ量が０．８質量％以下である。
【００４２】
〔焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が１１〜２０体積％〕
鋼材中の残留オーステナイトは、基地組織であるマルテンサイトよりも軟質であるため、表面の圧痕縁への応力集中を緩和する。従って、圧痕縁を起点とした亀裂の発生を抑制できるので、表面起点型剥離寿命を延長する効果がある。残留オーステナイト量が１１体積％未満では、介在物起点型剥離よりも表面起点型剥離が先に生じる可能性が高い。しかし、残留オーステナイト量が２０体積％を超えると寸法安定性が低下する。従って、良好な寸法安定性と表面起点型剥離寿命を得るために、残留オーステナイト量を１１〜２０体積％とすることが好ましく、より好ましくは１１〜１５体積％とする。尚、残留オーステナイト量の測定は、軸受の軌道面の一部を切り出した後、軌道面表面を電解研磨してＸ線回折装置を用いて行うことができる。
【００４３】
但し、本発明の転がり軸受を高温条件下で使用する場合は、寸法安定性を重視して、残留オーステナイト量を１０体積％未満に調整することが好ましい。
【００４４】
更に、本発明においては、焼入れ焼戻し後の硬さがＨｖ６９７〜８００であることが好ましい。バタフライ型組織変化は、介在物周辺の応力集中によって生じる大きなせん断力が、基地のマルテンサイト組織に繰り返し負荷され、それによりマルテンサイト組織中の転位と固溶炭素が動かされ、超微細なフェライト組織に変化する現象である。基地組織の硬さを向上させることは、せん断応力に対して転位と固溶炭素を動き難くすることにより、バタフライ型組織変化が生じるのを遅延させることができる。硬さがＨｖ６９７未満では、この効果が十分ではなく、バタフライ型組織変化が生じやすくなり、転がり疲労寿命が低下する。しかし、Ｈｖ８００を超えると硬すぎて研削性と破壊靭性値が低下する。
【００４５】
尚、本発明の転がり軸受を作製するには、上記した組成の鋼材を用い、熱間加工及び旋削加工により内輪や外輪、転動体を完成形状に近づけた後、焼入れ焼戻し処理を行って規定の表面硬さにする。その後、研削加工を行い、完成形状に仕上げる。
【００４６】
焼入れ焼戻し条件は、前記した残留オーステナイト量や硬さに調整できれば制限はないが、設備や生産性を考慮すると従来から広く使用されているＳＵＪ２での処理条件に従うことが好ましい。即ち、焼入れは、８２０〜８６０℃で所定の時間保持した後、油冷する。安定的に残留オーステナイト量や硬さ、更には残存する球状化炭化物の割合を好適な範囲にするためには、保持温度を８３０〜８５０℃とする。また、焼戻しは、１６０〜２００℃で所定の時間保持した後、空冷あるいは徐冷する。焼戻し温度が１６０℃未満であると、残留オーステナイト量が過多になり寸法安定性が低下する。一方、焼戻し温度が２００℃を超えると、残留オーステナイト量が低下して表面起点型剥離の原因となる圧痕縁への応力集中を緩和する効果が得られなくなる。
【００４７】
但し、本発明の転がり軸受を高温条件下で使用する場合、寸法安定性を重視して残留オーステナイト量を１０体積％未満に調整するには、２００〜２９０℃で焼戻しを行う。
【００４８】
本発明において転がり軸受の種類に制限はなく、深溝玉軸受、アンギュラ玉軸受、スラスト玉軸受等の玉軸受、円筒ころ軸受や円錐ころ軸受、自動調心ころ軸受等のころ軸受、あるいはニードル軸受等に適用可能であるが、玉軸受の場合は、軌道輪の溝形状を以下のようにすると好適である。
【００４９】
転がり軸受では、寿命だけでなく、低トルクが求められる場合がある。玉軸受を低トルクにするためには、玉の直径に対する軌道溝の曲率半径の比を大きくして玉と軌道輪との接触面積を小さくすることが有効である。しかし、玉の直径に対する軌道溝の曲率半径の比を大きくして接触面積を小さくすると、接触面圧が大きくなる。そのため、材料内部の介在物を起点としてバタフライ型組織変化が発生しやすくなり、寿命が低下する。本発明の転がり軸受ではバタフライ型組織変化が起こり難いため、玉の直径に対する軌道溝の曲率半径の比を大きくしても寿命が低下し難い。従って、低トルクでの回転が求められる用途、例えば、モータ用軸受、自動車のトランスミッション用軸受や工作機械用軸受等に好適である。
【００５０】
具体的には、玉の直径に対する軌道溝の曲率半径の比は、通常の軸受鋼で形成された玉軸受では５１〜５３％である。しかし、本発明によればこの比を５３〜５４％に高めても、一般的な鋼で作製された玉の直径に対する軌道溝の曲率半径の比が５２％の玉軸受と同等以上の寿命が得られるので、低トルク化を実現できる。
【実施例】
【００５１】
以下に実施例及び比較例を挙げて本発明を更に説明するが、本発明はこれにより何ら制限されるものではない。
【００５２】
（１）旋削性評価試験
表１に示す合金組成の鋼材（残部は鉄及び不可避的不純物）を用いて球状化焼鈍を行った後、旋削試験を行った。この旋削試験では、各鋼材からなる棒の外周を、下記条件にて２０分間旋削し、そのときの切削工具の逃げ面摩耗量を測定した。
・切削工具：超硬（Ｐ２０）
・周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
・切り込み：１．０ｍｍ
・送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
・潤滑：乾式
【００５３】
また、鋼材断面を観察し、極値統計法を用いて３００００ｍｍ２に存在する最大酸化物系介在物の平方根を求めた。更に、３２０ｍｍ２に存在する最大の硫化物系介在物を抽出し、その短径及び（アスペクト比／短径）値を算出するとともに、化学分析によりＣａ量及びＭｇ量を測定した。結果を表２に示す。
【００５４】
旋削性評価試験の結果を、表２の旋削量に示す。比較例５はＪＩＳ−ＳＵＪ２と同成分の鋼材Ｏを使用しているが、実施例１〜１０の鋼材は本発明の組成範囲であり、品質（最大酸化物系介在物の面積の平方根、最大硫化物系介在物の短径及び（アスペクト比／短径）、硫化物系介在物の組成、残留オーステナイト量）も本発明の範囲内であり、球状化焼鈍後の旋削性は比較例５とほぼ同程度のレベルである。これに対し比較例１はＳｉ量が本発明で規定する量よりも多いため、旋削試験における工具の逃げ摩耗量が大きく、旋削性に劣る。また、比較例２はＣｒ量が本発明で規定する量より多いため、旋削試験における工具の逃げ摩耗量が大きく、旋削性に劣る。
【００５５】
（２）熱処理試験
表１に示す合金組成の鋼材を用いて球状化焼鈍を行った後、直径６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円板試験片を作製した。この円板試験片を表２に示す焼入れ温度及び焼戻し温度にて熱処理を行った、尚、焼入れ時の保持時間は４０分、焼戻し時の保持時間は２時間である。この熱処理条件は、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の熱処理条件とほぼ同条件である。
【００５６】
焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量を表２に示すが、実施例１〜１０では、ＪＩＳ−ＳＵＪ２と同等の条件で熱処理しても良好な残量オーステナイト量が得られている。これに対し比較例３及び比較例８は、合金組成が本発明の範囲外であり、残留オーステナイト量が本発明の範囲よりも大きくなっている。そのため、寸法安定性に劣り、転がり軸受として長時間使用することができないと考えられる。
【００５７】
（３）研削性試験
表１に示す合金組成の鋼材を用いて、深溝玉軸受６２０６（内径３０ｍｍ、外径６２ｍｍ、幅１６ｍｍ）の内輪及び外輪を作製した。その際、鋼材に球状化焼鈍を行った後、旋削加工及び焼入れ焼戻しを行い、最後に研削加工を行って最終形状とした。そして、研削加工後の溝の粗さを測定して研削性の評価とした。尚、溝粗さの測定では、算術平均粗さ（Ｒａ）を指標とし、内輪と外輪の溝を軸方向３ケ箇所について測定し、その平均値を算出した。
【００５８】
結果を表2の溝粗さに示すが、実施例１〜１０では、溝粗さがＪＩＳ−ＳＵＪ２と同成分の比較例５と同程度の値であり、研削性に優れている。一方、比較例７の鋼材は、Ｃ量が本発明で規定する量よりも多く、硬さが実施例よりも高いため、溝粗さが悪くなっており研削性に劣っている。そのため、転がり軸受として長時間使用することができないと考えられる。
【００５９】
（４）軸受寿命試験
表１に示す合金組成の鋼材を用いて、深溝玉軸受６２０６（内径３０ｍｍ、外径６２ｍｍ、幅１６ｍｍ）の内輪及び外輪を作製し、ＪＩＳ−ＳＵＪ２製の玉（玉径９．５２５ｍｍ）及び樹脂製保持器を組み合わせて試験軸受を作製した。そして、下記条件にて寿命試験を行い、累積破損確率が１０％となる寿命（Ｌ１０寿命）を求めた。尚、試験軸受の個数は実施例及び比較例とも４〜８個であり、その平均寿命を求めた。
・ラジアル荷重：１３．８ｋＮ
・回転数：３９００ｍｉｎ−１
・潤滑油：ＩＳＯ−ＶＧ６８相当の鉱油（強制循環方式）
【００６０】
但し、旋削性に劣る比較例１及び比較例２、寸法安定性に劣る比較例３及び比較例８、研削性に劣る比較例７については、他の試験による評価に劣るため、寿命試験を行っていない。
【００６１】
尚、この軸受寿命試験において剥離した試験軸受について、剥離部の表面を観察したところ、剥離を引き起こす圧痕は見られず、剥離部断面にも水素によって生じる白色組織も見られなかった。しかし、剥離部断面の近傍に、介在物を起点とするバタフライ型組織変化が見られた。これらのことから、試験軸受には、介在物を起点する剥離が生じたものと推定される。
【００６２】
結果を比較例５の寿命に対する相対値で示すが、実施例１〜１０では、合金組成及び品質が本発明の範囲であるため、介在物起点型剥離に対して長寿命である。中でも、実施例１〜４は、合金組成、最大硫化物系介在物の短径及び組成（Ｃａ量、Ｍｇ量）、残留オーステナイト量がより好ましい範囲であり、特に長寿命となっている。
【００６３】
これに対し比較例４、５、６では、合金組成が本発明の範囲外であるため、バタフライ型組織変化が起こり易く寿命も短い。また、比較例９及び比較例１４は、硬さが本発明で規定する値よりも低く、介在物周辺への応力集中によってバタフライ型組織変化が生じやすく、寿命が短くなっている。また、比較例１０は酸化物系介在物が本発明の範囲よりも大きく、比較例１１及び比較例１２は硫化物系介在物の短径が本発明の範囲よりも大きいため、何れも寿命が短くなっている。また、比較例１３は、硫化物系介在物の（アスペクト比／短径）及び組成が本発明の範囲外であり、寿命が短くなっている。
【００６４】
また、比較例５及び実施例３について剥離部の近傍を観察したところ、比較例５では硫化物系介在物の周辺にバタフライ型組織変化と見られる白い部分が見えたのに対し、実施例３で硫化物系介在物の粒径は同程度であるものの、白い部分が小さく、バタフライ型組織変化の形成が遅延していると推定される。
【００６５】
【表１】
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【００６６】
【表２】
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【００６７】
また、図１に（アスペクト比／短径）の値と寿命との関係を示すが、（アスペクト比／短径）の値が、２．０以上で長寿命になっている。
【００６８】
以上より、鋼材組成、極値統計法で予測される最大酸化物系介在物の大きさ（平方根）、最大硫化物系介在物の短径及び（アスペクト比／短径）、組成、残留オーステナイト量を本発明の範囲にすることにより、介在物周辺でのバタフライ型組織変化の形成を遅延させて、介在物起点型剥離に対して長寿命の転がり軸受を提供することができることがわかる。
【図１】
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