(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．９０を超え１．２０％以下、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、
Ｃｒ：１．０〜２．０％（但し、１．６０％超を除く）、
Ｃｕ：０．３０〜１．０％、
Ｎｉ：０．３０〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
不可避的不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下であり、
式（１）及び式（２）を満たす、軸受鋼。
Ｃｒ／Ｃ≦２・・・（１）
Ｎｉ≧０．４１×Ｃｕ＋０．１８・・・（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（質量％）が代入される。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｏ：０．２０％以下（但し、０．０１％以下を除く）、
を含有する、請求項１に記載の軸受鋼。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．１０％以下、及び、
Ｎｂ：０．１０％以下
の１種類以上を含有する、請求項１又は請求項２に記載の軸受鋼。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．００４％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｓｅ：０．００７％以下、
Ｔｅ：０．００６％以下、
Ｚｒ：０．００８％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、及び、
Ｂｉ：０．０４％以下
からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の軸受鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軸受鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
軸受は、自動車や産業機械等に広く用いられている。自動車や産業機械の軽量化、高出力化及び高効率化に伴い、近年、軸受にはより高い転動疲労特性が要求されている。
【０００３】
軸受は、鍛造及び切削により所定の形状に成形される。ハブや等速ジョイント等、特に自動車部品に用いられる軸受は、その構造が複雑である。そのため、軸受鋼には優れた鍛造性及び被削性が要求される。
【０００４】
軸受鋼の転動疲労特性の向上を目的とした技術が次のとおり提案されている。
【０００５】
特開平９−３２９１４７号公報（特許文献１）は、鋼中に侵入する水素量を低減することにより、軸受の転動疲労特性を高めることを目的とする。具体的には、特許文献１は、潤滑剤中に水が混入する環境下でも長寿命を有する転がり軸受を開示する。特許文献１に開示された転がり軸受では、内輪、外輪及び転動体の少なくとも一つがＣｕ：０．０５〜０．６０％、Ｃ：０．１０〜１．１０％を必須で含有し、Ｎｂ：０．２％以下及びＶ：０．２％以下のいずれかを選択的に含有する。このような化学組成を有することにより、鋼表面での水素発生量が減少し、さらに水素を透過しにくい被膜が形成される。そのため、鋼中に侵入する水素量が減少する。その結果、水素脆性フレーキングの発生が遅延すると特許文献１には記載されている。
【０００６】
特開平８−９２６８９号公報（特許文献２）は、繰り返し応力負荷による鋼材のミクロ組織が変化するのを抑制することにより、転動疲労特性を高めることを目的とする。具体的には、特許文献２に開示された軸受鋼は、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：１．０超〜２．５％、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、かつ、Ｍｏ：０．５超〜２．０％及びＮｉ：１．０超〜３．０％の少なくとも１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。このような化学組成を有することにより、繰り返し応力負荷によるミクロ組織の変化が少なく軸受寿命が長くなると特許文献２には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平９−３２９１４７号公報
【特許文献２】特開平８−９２６８９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１では、軸受の転がり寿命評価に、純グリースでの９０％残存寿命（以下、寿命Ａという）と、水混入グリースでの９０％残存寿命（以下、寿命Ｂという）を利用して、寿命減少率＝（寿命Ａ−寿命Ｂ）／寿命Ａに基づいて耐水素性が評価されている。しかしながら、寿命Ａ及び寿命Ｂがどの程度の数値であるは不明である。さらに、特許文献１では、鍛造性、被削性については検討されていない。
【０００９】
特許文献２の軸受鋼は、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉを多量に含有するため、鍛造性及び被削性が低いと考えられる。
【００１０】
本発明の目的は、優れた鍛造性及び被削性と、優れた転動疲労特性とを有する軸受鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の実施の形態による軸受鋼は、質量％で、Ｃ：０．９０を超え１．２０％以下、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％（但し、１．６０％超を除く）、Ｃｕ：０．３０〜１．０％、Ｎｉ：０．３０〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｏ：０．００２０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。
Ｃｒ／Ｃ≦２・・・（１）
Ｎｉ≧０．４１×Ｃｕ＋０．１８・・・（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（質量％）が代入される。
【００１２】
上述の軸受鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．２０％以下（但し、０．０１％以下を除く）を含有してもよい。
【００１３】
上述の軸受鋼はさらに、Ｖ：０．１０％以下及びＮｂ：０．１０％の１種以上を含有してもよい。
【００１４】
上述の軸受鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｓｅ：０．００７％以下、Ｔｅ：０．００６％以下、Ｚｒ：０．００８％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、及び、Ｂｉ：０．０４％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。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、良好な鍛造性及び被削性を有し、優れた転動疲労特性を有する軸受鋼が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、Ｃｒ含有量のＣ含有量に対する比と、球状化温度との関係を示す図である。
【図２】図２は、Ｃｕ及びＮｉ含有量と、シャルピー衝撃値との関係を示す図である。
【図３】図３は、本実施の形態で実施する球状化焼鈍のヒートパターンを示す図である。
【図４】図４は、本実施の形態で実施する焼入れ焼戻しのヒートパターンを示す図である。
【図５】図５は、ローラピッチング試験で使用される小ローラ試験片の正面図である。
【図６】図６（ａ）は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図６（ｂ）はその側面図である。
【図７】図７は、水素分析試験片の作製方法の第１工程を示す図である。
【図８】図８（ａ）は、水素分析試験片の作成方法の第２工程を示す図であり、図８（ｂ）は第３工程を示す図であり、図８（ｃ）は第４工程を示す図である。
【図９】図９は、実施例中の鋼Ｃのミクロ組織写真画像である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
【００１８】
本発明者らは、軸受鋼の鍛造性及び被削性と、転動疲労特性とについて検討し、以下の知見を得た。
【００１９】
（ａ）軸受鋼の鍛造性及び被削性を向上させるためには、球状化焼鈍を行って、軸受鋼中の炭化物を球状化させることが有効である。製造コストを低く抑えるためには、低い熱処理温度で、炭化物を球状化できることが好ましい。
【００２０】
本発明者らは、Ｃｒ含有量及びＣ含有量が式（１）を満たせば、熱処理温度が低くても、炭化物を球状化できることを見出した。
Ｃｒ／Ｃ≦２・・・（１）
【００２１】
図１は、Ｃｒ含有量のＣ含有量に対する比と、後で定義する球状化温度との関係を表したグラフである。図１は、次のようにして得られた。
【００２２】
表１に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。
【００２３】
【表１】
0005810867.tif 000002
【００２４】
表１中の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、及びＯ）には、各鋼の化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量（質量％）が記載されている。「Ｃｒ／Ｃ」欄には、Ｃｒ含有量（質量％）のＣ含有量（質量％）に対する比が記載されている。「球状化温度」の欄には、後述する球状化温度（℃）が記載されている。なお、表1の化学組成のうちＳｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量はＪＩＳ  Ｇ４８０５（２００８）に規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に準ずるものである。
【００２５】
鋼片を１２００℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して１０００〜１１００℃の温度域で熱間圧延を実施し、熱間圧延後放冷した。熱間圧延により、鋼中の組織は、セメンタイトが旧オーステナイト粒界に析出し、旧オーステナイト粒内がパーライト変態した組織になった。熱間圧延後の鋼に、加熱温度を変えながら球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍の条件は次の通りであった。鋼をまず、様々な加熱温度で５時間加熱した。加熱後の鋼を、６５０℃まで５〜１０℃／ｈで徐冷した。６５０℃まで徐冷後、鋼を室温まで放冷した。
【００２６】
球状化焼鈍を実施した鋼の一部を切り出して、断面の顕微鏡観察を行った。任意の一視野において、その視野における全炭化物の個数に対する、短径／長径の比が０．５以上である炭化物の個数の割合を球状化率（％）と定義した。そして、８０％以上の球状化率を確保できる、最低の加熱温度を球状化温度と定義した。各鋼の球状化温度を決定し、図１を得た。
【００２７】
図１に示すように、Ｃｒ含有量及びＣ含有量が式（１）を満たせば、球状化温度を８００℃未満に抑えられる。したがって、本実施の形態における軸受鋼において、式（１）を満たせば、熱処理温度が８００℃未満と低くても、炭化物が球状化され、鍛造性及び被削性が高まる。
【００２８】
（ｂ）転送面から鋼中に進入する水素は、軸受の転動疲労特性を著しく低下する。水素は、転動体と転送面の間で、潤滑剤及び外部から混入した水分から分解して発生する。
【００２９】
銅（Ｃｕ）は鋼中への水素の侵入を抑制する。したがって、水素の侵入を抑制することにより転動疲労特性を高めるために、Ｃｕは有効である。０．３％以上のＣｕを含有すれば、水素の侵入を有効に抑えることができる。しかしながら、Ｃｕは、鋼の靱性を低下する。鋼の靭性が低下すれば、軸受の転送面で割れが発生したり、転送面近傍で塑性変形して水素が侵入しやすくなったりすることにより、転動疲労特性が低下する。
【００３０】
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性を高める。Ｎｉはさらに、鋼中への水素の侵入を促進せず、むしろ、鋼中への水素の侵入を抑制する。したがって、Ｃｕ含有量を高める場合、Ｎｉ含有量も高めるのが好ましい。この場合、鋼中への水素の侵入が抑制され、かつ、高い靭性が得られる。そのため、優れた転動疲労特性が得られる。
【００３１】
Ｃｕ含有量に対する適切なＮｉ含有量を検討した結果、本発明者らは、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量が式（２）を満たせば、Ｃｕを含有しても、軸受の転送面の靱性の低下を抑えることができることを見出した。
Ｎｉ≧０．４１×Ｃｕ＋０．１８・・・（２）
【００３２】
図２は、種々の化学組成の鋼の、Ｃｕ及びＮｉ含有量（質量％）と、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）との関係を示す図である。図２は、次のようにして得られた。
【００３３】
表２に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。
【００３４】
【表２】
0005810867.tif 000003
【００３５】
表２中の「式（２）の右辺」、「式（２）の成否」及び「シャルピー衝撃値」の欄については後述する。表２の化学組成のうちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒの含有量はＳＵＪ２に準ずるものであった。また、鋼１４は、ＣｕとＮｉの化学組成もＳＵＪ２に準ずるものであり、鋼１５〜２２の靱性を評価するための基準とした。
【００３６】
鋼片を１２００℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して１０００〜１１００℃の温度域で熱間圧延を実施し、熱間圧延後放冷した。熱間圧延により、鋼中の組織は、セメンタイトが旧オーステナイト粒界に析出し、旧オーステナイト粒内がパーライト変態した組織になった。熱間圧延後の鋼に対して、図３に示す条件で球状化焼鈍を実施した。
【００３７】
球状化焼鈍後の鋼の一部を切り出して、図１を得るための試験と同様に、断面の顕微鏡観察を行った。その結果、球状化焼鈍を実施した全ての鋼が、８０％以上の球状化率を有することを確認した。
【００３８】
次に各鋼に対して、図４に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ処理では、焼入れ温度を８３０℃とし、焼入れ温度で６０分間加熱した後、油冷した。焼戻し処理では、焼戻し温度を１７０℃として、焼戻し温度で９０分間加熱した。加熱後、室温まで空冷した。
【００３９】
焼入れ及び焼戻しを実施した鋼の一部を切り出して、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００５）に基づいたＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片（Ｕノッチ）を作製した。この試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行った。表２の「シャルピー衝撃値」欄には、この試験によって得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を記載した。
【００４０】
図２において、「◇」マーカは、ＳＵＪ２に準ずる化学組成を持つ鋼１４を示している。「●」マーカは、シャルピー衝撃値が鋼１４のシャルピー衝撃値以上の鋼、すなわちＳＵＪ２以上の靱性を有する鋼を示している。「▲」マーカは、シャルピー衝撃値が鋼１４のシャルピー衝撃値未満の鋼、すなわちＳＵＪ２よりも靱性が低い鋼を示している。
【００４１】
図２に示すように、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量との関係が、図２中の点線よりも上側の領域にあれば、ＳＵＪ２と同等以上の靱性を得られることが分かった。点線を式で表すと、上述の式（２）となる。
【００４２】
表２中の「式（２）の右辺」欄には、式（２）の右辺の値が記載されている。表２の「式（２）の成否」欄には、式（２）を満たす場合には「○」が記載され、式（２）を満たさない場合には「×」が記載されている。表２を参照して、鋼１７，１８，２０，２１及び２２の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（２）を満たした。そのため、鋼１７，１８，２０，２１及び２２のシャルピー衝撃値は、鋼１４（ＳＵＪ２相当）のシャルピー衝撃値以上であった。一方、鋼１５，１６及び１９は式（２）を満たさなかった。特に、鋼１９の化学組成は本発明の範囲内であるものの、式（２）を満たさなかった。そのため、鋼１５，１６及び１９のシャルピー衝撃値は、鋼１４のシャルピー衝撃値未満であった。
【００４３】
以上より、式（２）を満たすことにより、Ｃｕ含有量が０．３０％以上であっても高い靭性が得られ、その結果、優れた転動疲労特性が得られる。
【００４４】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による軸受鋼を完成した。以下、本実施形態による軸受鋼について詳述する。
【００４５】
［化学組成］
本実施の形態による軸受鋼は、以下の化学組成を有する。
【００４６】
Ｃ：０．９０を超え１．２０％以下
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば粗大な炭化物が生成される。粗大な炭化物は、軸受の耐久性に悪影響を及ぼす。粗大な炭化物はまた、鋼の鍛造性及び被削性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．９０を超え１．２０％以下である。好ましいＣ含有量の下限は、０．９５％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、１．２０％未満であり、さらに好ましくは、１．１０％以下である。
【００４７】
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．３５％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは、０．２５％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．３５％未満である。
【００４８】
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度及び焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、鋼中のＳ含有量が低い場合、水素発生環境下における鋼の耐食性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、粒界に偏析して粒界割れを引き起こす。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．５０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は０．５０％未満である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．３０％以上である。
【００４９】
Ｃｒ：１．０〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒはさらに、鋼中への水素の侵入を抑制する。そのため、Ｃｒは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．０〜２．０％である。好ましいＣｒ含有量の下限は１．０％よりも高く、さらに好ましくは１．３％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．８％以下である。
【００５０】
Ｃｕ：０．３０〜１．０％
銅（Ｃｕ）は水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｃｕは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．３０〜１．０％である。好ましいＣｕ含有量の下限は０．３０％よりも高く、好ましいＣｕ含有量の上限は１．０％未満である。
【００５１】
Ｎｉ：０．３０〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）はＣｕ含有量が高い場合であっても、鋼の靭性を高める。Ｎｉはさらに、Ｃｕと同様に、水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Ｎｉは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．３０〜２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．３０％よりも高く、好ましいＮｉ含有量の上限は２．０％未満である。
【００５２】
Ｎ：０．００３〜０．０２０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、結晶粒粗大化を抑制する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、鋼中にブローホールが生成されやすくなる。ブローホールは、加工された鋼材（軸受等）に疵を発生する要因となる。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０２０％である。好ましいＮ含有量の下限は０．００３％よりも高く、好ましいＮ含有量の上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
【００５３】
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは上述のとおり、結晶粒粗大化を抑制する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、硬質な酸化物系介在物が多くなり、鋼の転動疲労特性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５０％である。
【００５４】
本実施の形態による軸受鋼の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。但し、本発明においては、不純物中のＰ、Ｓ、Ｔｉ及びＯは制限する必要がある。以下、これについて説明する。
【００５５】
Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界割れを引き起こしやすく、転動疲労特性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
【００５６】
Ｓ：０．０２５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、腐食により溶解するときに硫化水素を発生し、鋼中への水素侵入を促進する。Ｓが過剰に含有されればさらに、ＭｎＳが粗大化する。粗大なＭｎＳは転動疲労特性を低下し、スポーリング損傷を発生しやすくする。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＳ含有量は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
【００５７】
Ｔｉ：０．００３０％以下
チタン（Ｔｉ）は不純物である。Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは非金属介在物であり疲労破壊の起点となる。そのため、ＴｉＮは鋼の転動疲労特性を低下する。ＴｉＮはさらに、鋼の鍛造性及び被削性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｔｉ含有量は０．００３０％以下である。
【００５８】
Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。ＯはＡｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。この酸化物系介在物は鋼の転動疲労特性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００２０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００２０％未満であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【００５９】
本実施の形態による軸受鋼の化学組成はさらに、次の式（１）及び式（２）を満たす。
Ｃｒ／Ｃ≦２・・・（１）
Ｎｉ≧０．４１×Ｃｕ＋０．１８・・・（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（質量％）が代入される。
【００６０】
［式（１）について］
軸受鋼の鍛造性及び被削性を向上させるためには、球状化焼鈍を実施して、軸受鋼中の炭化物を球状化させることが有効である。さらに、製造コストを低く抑えるために、低い熱処理温度で、炭化物を球状化できることが好ましい。Ｃｒ含有量とＣ含有量の関係が式（１）を満たせば、球状化温度を８００℃未満にできる。つまり、８００℃未満の低い熱処理温度で球状化焼鈍を実施しても、鋼中の炭化物の８０％以上が球状化される。そのため、低い熱処理温度で優れた鍛造性及び被削性が得られ、かつ、製造コストも抑えることができる。
【００６１】
［式（２）について］
Ｃｕは鋼中への水素の侵入を抑制し、転動疲労特性を高める。一方、Ｃｕは、鋼の靱性を低下する。Ｎｉは、Ｃｕ含有量が高い場合であっても、鋼の靱性を高めることができ、さらに水素の侵入も抑制できる。Ｃｕ含有量とＮｉ含有量の関係が式（２）を満たせば、Ｃｕ含有量が０．３０％以上であっても、ＳＵＪ２と同等以上の靱性が得られる。本実施形態による軸受鋼は、式（２）を満たすことにより、鋼中の水素の侵入を抑制でき、かつ、優れた靭性も得られる。そのため、本実施形態による軸受鋼は、優れた転動疲労特性を有する。
【００６２】
本実施の形態による軸受鋼はさらに、Ｍｏを含有してもよい。
【００６３】
Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％以上である。
【００６４】
本実施の形態による軸受鋼はさらに、Ｖ及びＮｂの１種以上を含有してもよい。
【００６５】
Ｖ：０．５０％以下
Ｎｂ：０．１０％以下
バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）はいずれも、選択元素である。Ｖ及びＮｂはいずれも、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、鋼の靭性が高まる。Ｖ及びＮｂの少なくとも１種が少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、これらの元素が過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．５０％以下であり、Ｎｂ含有量は０．１０％以下である。好ましいＶ含有量の下限は０．０５％以上である。好ましいＮｂ含有量の下限は０．０２％以上である。
【００６６】
本実施の形態による軸受鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｚｒ、Ｐｂ及びＢｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの選択元素はいずれも、鋼の被削性を高める。
【００６７】
Ｃａ：０．０２０％以下
Ｍｇ：０．０２０％以下
カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）はいずれも選択元素である。これらの元素は介在物の形態を制御して鋼の被削性を高める。これらの元素の１種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａ及び／又はＭｇが過剰に含有されれば、Ｃａ及び／又はＭｇの酸化物が過剰に生成される。これらの酸化物は溶解しやすいため、孔食の起点となる。そのため、転動疲労破壊が発生しやすくなり、転動疲労特性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２０％以下である。Ｍｇ含有量は０．０２０％以下である。好ましいＣａ含有量の下限は０．００１％以上であり、Ｍｇ含有量の下限は０．００１％以上である。
【００６８】
Ｓｅ：０．０２０％以下
Ｔｅ：０．０２０％以下
Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｂｉ：０．３０％以下
セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、鉛（Ｐｂ）及びビスマス（Ｂｉ）はいずれも選択元素であり、鋼の被削性を高める。具体的には、Ｓｅ及びＴｅはＭｎと結合して介在物を形成し、鋼の被削性を高める。Ｚｒは酸化物を形成し、鋼の被削性を高める。Ｐｂ及びＢｉは切削時に溶融又は脆化して、鋼の被削性を高める。これらの元素の１種以上が少なくとも含有されれば、上記効果が得られる。一方、これらの元素が過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｓｅ含有量は０．０２０％以下であり、Ｔｅ含有量は０．０２０％以下であり、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下である。Ｐｂ含有量は０．３０％以下であり、Ｂｉ含有量は０．３０％以下である。好ましいＳｅ含有量の下限は０．０００１％以上である。好ましいＴｅ含有量の下限は０．０００１％以上である。好ましいＺｒ含有量の下限は０．０００１％以上である。好ましいＰｂ含有量の下限は０．０１％以上である。好ましいＢｉ含有量の下限は０．０１％以上である。
【００６９】
［製造方法］
上述の軸受鋼の製造方法及び当該軸受鋼から製造される軸受の製造方法の一例を説明する。
【００７０】
上述の化学組成を満たし、かつ、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。
【００７１】
製造された棒鋼を球状化焼鈍した後に熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。さらに、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
【００７２】
中間品に対して、焼入れ焼戻しを実施する。また、上記焼入れ焼戻しに代えて、高周波焼入れが行われても良い。そして、これらの処理が行われた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。以上の工程により軸受が製造される。
【００７３】
上述の実施の形態では、鋳片又はインゴットを熱間加工してビレットを製造し、ビレットから棒鋼を製造する。そして、棒鋼を利用して熱間鍛造して軸受を製造する。しかしながら、鋳片又はインゴットを熱間鍛造して軸受を製造してもよい。
【実施例１】
【００７４】
種々の化学組成を有する複数の軸受鋼を製造した。製造された軸受鋼に対して、鍛造性及び転動疲労特性を評価した。
【００７５】
表３に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１１、鋼Ｂ１〜Ｂ６及び鋼Ｃの溶鋼を製造した。溶鋼から鋳片（ブルーム）を製造し、鋳片から鋼片（ビレット）を製造した。
【００７６】
【表３】
0005810867.tif 000004
【００７７】
表３中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、及びＯ）には、各鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。「−」は、対応する元素の含有量が、不純物レベルであることを示す。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量（質量％）が記載されている。「式（１）の左辺」欄及び「式（２）の左辺」欄には、対応する式の値が記載されている。「式（１）の成否」欄及び「式（２）の成否」欄には、対応する式を満たす場合は「○」が、対応する式を満たさない場合は「×」が記載されている。
【００７８】
鋼Ａ１〜Ａ１１、鋼Ｂ１〜Ｂ６及び鋼Ｃの鋼片を１２００℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して１０００℃〜１１００℃の温度域で熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒を製造した。
【００７９】
丸棒に対して、図３に示す条件で球状化焼鈍を実施した。具体的には、７９０℃で５時間保持した。その後、５〜１０℃／ｈで徐冷した。６５０℃まで徐冷した後、室温まで放冷した。
【００８０】
表３を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１１、鋼Ｂ１〜Ｂ６及び鋼Ｃは、全て式（１）を満たした。各鋼に対して、図１を得るための試験と同様に、断面の顕微鏡観察を行った。その結果、全ての鋼において球状化率８０％以上を有していた。したがって、８００℃以下の処理温度で球状化焼鈍を実施したにもかかわらず、優れた鍛造性及び被削性が得られた。
【００８１】
［ローラピッチング試験］
球状化焼鈍を実施した各丸棒の中心部から、図５に示す小ローラ試験片１０を採取した。小ローラ試験片１０の長手方向は、丸棒の長手方向に一致した。図５に示すとおり、小ローラ試験片１０は、円柱状の試験部１と、試験部１と同軸に配置される円柱状の一対の掴み部２とを備えた。試験部１の直径Ｄ１は２６ｍｍであり、長さＬ１は２８ｍｍであった。小ローラ試験片１０の全長Ｌ０は１３０ｍｍであった。
【００８２】
小ローラ試験片１０に対して、図４に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼戻し後の小ローラ試験片１０を用いて、図６に示すローラピッチング試験を実施した。図６（ａ）は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図６（ｂ）はその側面図である。図６に示すとおり、ローラピッチング試験において、小ローラ試験片１０と大ローラ試験片２０とを準備した。大ローラ試験片２０は、図６に示すとおり円板状であり、直径Ｄ２０が１３０ｍｍ、円周面の幅Ｔ２０が１８ｍｍ、円周面のクラウニング曲率半径Ｒ２０が１５０ｍｍであった。
【００８３】
大ローラ試験片２０は、次の工程で製造された。鋼Ｃの鋼片に対して熱間鍛造を実施して直径１５０ｍｍの丸棒を製造した。丸棒に対して、図３に示す条件で球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍を実施した丸棒に対して、図４に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ及び焼戻しを実施した丸棒を機械加工して、図６に示す形状の大ローラ試験片２０を製造した。
【００８４】
大ローラ試験片２０の円周面を小ローラ試験片１０の試験部１の表面に接触し、ローラピッチング試験を実施した。試験条件を表４に示す。
【００８５】
【表４】
0005810867.tif 000005
【００８６】
表４に示すとおり、小ローラ試験片１０の回転数を１５００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触面圧を３５００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０７ｃｙｃｌｅとした。大ローラ試験片２０の回転速度をＶ１ｍ／ｓｅｃ、小ローラ試験片１０の回転速度をＶ２ｍ／ｓｅｃとしたとき（図６（ｂ）参照）、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００
【００８７】
試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション油）を油温９０℃、塗布量１．０リットル／ｍｉｎの条件で、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触部分に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、転動疲労特性（転動疲労寿命）を評価した。
【００８８】
［昇温離脱式水素分析試験］
ローラピッチング試験中、大ローラ試験片２０と小ローラ試験片１０との接触により潤滑剤が分解されて水素が発生する。そして、発生した水素が小ローラ試験片１０の試験部１の表層から内部に侵入する。そこで、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の吸蔵水素量を分析して、鋼の水素侵入抑制効果を評価した。
【００８９】
図７及び図８は、水素分析試験片の作製方法を説明するための模式図である。図７を参照して、はじめに、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片１０の試験部１の中央部１１を切り出した。図８（ａ）に示すとおり、中央部１１は円板であり、幅Ｗ１１は７ｍｍであった。さらに、図８（ｂ）に示すように、中央部１１対してくり貫き加工を実施し、１ｍｍの肉厚Ｔ１２を有する円環部材１２を製造した。円環部材１２を製造したのは、次の理由による。中央部１１は、ローラピッチング試験において試験部１が大ローラ試験片２０と接触する範囲に相当し、応力が負荷される範囲に相当する。上述のとおり、潤滑剤が分解されて発生する水素は、ローラピッチング試験中に試験部１の中央部１１の表面内に侵入する。水素は表面から侵入するため、表層１ｍｍの厚さ部分の水素濃度は、試験部１中心部の水素濃度よりも高い。したがって、円環部材１２内の水素濃度を測定すれば、各鋼における水素吸蔵量を比較しやすい。
【００９０】
さらに、円環部材１２を図８（ｃ）に示すとおり周方向で４分割し、そのうちの１つ（１／４周部材）を水素分析試験片１３とした。水素分析試験片１３の質量はいずれも１ｇであった。
【００９１】
次に、水素分析装置を準備した。水素分析装置は、石英チャンバと、赤外線加熱炉と、四重極質量分析計とを備えた。水素分析試験片１３を石英チャンバに収納した。その後、石英チャンバ内を１０−３Ｐａまで減圧した。赤外線加熱炉を用いて、減圧された石英チャンバを、昇温速度が一定になるように加熱した。加熱により、石英チャンバ内の水素分析試験片１３からガスが放出された。放出されたガスは四重極質量分析計に送られた。
【００９２】
四重極質量分析計は、イオン源部と、四重極部と、イオン検出部とを備えた。四重極質量分析計に送られたガスは、イオン源部でイオン化される。イオン化されたガスは四重極部を通過してイオン検出部に送られる。イオン検出部はイオン化されたガスをイオン化電流として検出し、ガスの定量分析を行う。四重極部では、印加により水素ガスイオンのみが通過できるように制御される。したがって、イオン化電流は水素分析試験片１３から放出された水素の放出速度と相関を持つ。検出されたイオン化電流を、予め水素放出速度が検出された標準リークにより得られたイオン化電流と比較することにより、水素分析試験片１３の水素放出速度が検量される。そして、縦軸を水素放出速度とし、横軸を温度とする水素放出曲線が得られる。
【００９３】
各温度における水素放出速度（ｐｐｍ／ｓｅｃ）は式（Ｉ）で示され、水素分析試験片１３中の水素濃度（ｐｐｍ）は式（ＩＩ）で示される。
【００９４】
水素放出速度＝Ｃ×Ｉ／Ｗ・・・（Ｉ）
水素濃度＝Ｔ×Σ（Ｃ×Ｉ／Ｗ）・・・（ＩＩ）
ここで、Ｃは換算係数である。Ｉはイオン化電流である。Ｗは水素分析試験片の質量である。Ｔはイオン化電流の測定間隔（ｓｅｃ）である。
【００９５】
本実施例では、赤外線加熱炉による昇温速度を１０℃／ｍｉｎとして、石英チャンバ内の水素分析試験片１３を室温から６００℃まで加熱した。そして、上記式（Ｉ）及び式（ＩＩ）に基づいて、水素濃度を検量した。
【００９６】
石英チャンバ内に残留した水素を試験前に除去するため、各鋼の試験前には、水素分析試験片１３をセットせずに上記昇温速度で石英チャンバを室温から６００℃まで加熱した。さらに、分析ノイズを減らすため、石英チャンバに水素分析試験片１３をセットせずにイオン化電流ＩＢを検量した。そして、その後水素分析試験片１３を石英チャンバに収納して、上記条件によりイオン化電流ＩＡを検量した。そして、式（Ｉ）及び（ＩＩ）におけるイオン化電流Ｉを式（ＩＩＩ）に示すとおり定義して、水素濃度を求めた。
【００９７】
イオン化電流Ｉ＝ＩＡ−ＩＢ・・・（ＩＩＩ）
なお、ローラピッチング試験を実施する前の水素濃度は、いずれの試験番号においても０．１５ｐｐｍ以下であった。
【００９８】
［試験結果］
表５に試験結果を示す。
【００９９】
【表５】
0005810867.tif 000006
【０１００】
表５を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１１から採取した小ローラ試験片１０はいずれも、ローラピッチング試験に耐久し、２．０×１０７ｃｙｃｌｅ後も破損しなかった。つまり、鋼Ａ１〜Ａ１１の丸棒は優れた転動疲労特性を有した。そして、ローラピッチング試験後の鋼Ａ１〜Ａ１１の水素濃度は、鋼Ｃ（Ｃｕ及びＮｉを含有せず、他の化学組成は本発明の範囲内）の水素濃度よりも低く、１．００ｐｐｍ以下であった。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１１では、水素の侵入が抑制された。
【０１０１】
鋼Ｂ１、Ｂ３、Ｂ５及びＢ６から採取した小ローラ試験片１０は、ローラピッチング試験中（２．０×１０７ｃｙｃｌｅ以前）に破損した。そのため、鋼Ｂ１、Ｂ３、Ｂ５及びＢ６の水素濃度を測定できなかった。鋼Ｂ１では、Ｎｉが含有されていなかった。鋼Ｂ３は、Ｃｕ含有量が高すぎた。鋼Ｂ５は、Ｃｒ含有量が低すぎた。鋼Ｂ６は、化学組成が本発明の範囲を満足していたが、式（２）を満足せずに鋼の靱性が低下した。そのため、鋼Ｂ１、Ｂ３、Ｂ５及びＢ６は転動疲労特性が低かったと考えられる。
【０１０２】
鋼Ｂ２から採取した小ローラ試験片１０は、ローラピッチング試験に耐久し、２．０×１０７ｃｙｃｌｅ後も破損しなかった。しかし、ローラピッチング試験後の鋼Ｂ２の水素濃度は、鋼Ｃの水素濃度よりも高く、１．００ｐｐｍよりも高かった。これは、鋼Ｂ２のＮｉ含有量が低すぎ、かつ式（２）を満たさなかったためと考えられる。すなわち、鋼Ｂ２から採取した小ローラ試験片１０は転送面の靱性が低く、転送面直下の塑性変形が増長して水素が侵入し易くなったためと考えられる。
【０１０３】
鋼Ｂ４から採取した小ローラ試験片１０は、ローラピッチング試験に耐久し、２．０×１０７ｃｙｃｌｅ後も破損しなかった。しかし、ローラピッチング試験後の鋼Ｂ４の水素濃度は、鋼Ｃの水素濃度と同程度で、１．００ｐｐｍよりも高かった。鋼Ｂ４のＣｕ含有量が低すぎたためと考えられる。
【実施例２】
【０１０４】
実施例１でローラピッチング試験に耐久した鋼Ａ１〜Ａ１１、Ｂ２、Ｂ４及びＣの各丸棒の中心部から、実施例１と同様に、図５に示す小ローラ試験片１０を新たに採取した。採取した小ローラ試験片１０に、実施例１と同様に、焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ及び焼戻しを実施した小ローラ試験片１０を用いて、ローラピッチング試験を実施した。このとき、繰り返し数を実施例１でのローラピッチング試験よりも多い、８．０×１０７ｃｙｃｌｅとした。その他の試験条件は実施例１におけるローラピッチング試験と同じとした。
【０１０５】
試験の結果、いずれの鋼から採取した小ローラ試験片１０も、ローラピッチング試験に耐久した。
【０１０６】
耐久した鋼Ａ１〜Ａ１１、Ｂ２、Ｂ４及びＣの小ローラ試験片１０のミクロ組織を観察した。小ローラ試験片１０の試験部１のうち、大ローラ試験片２０と接触した面直下の組織を観察できるように、試験部１から、観察面が試験部１横断面となるようにサンプルを切り出した。そして、切り出されたサンプルを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。その後、ナイタル腐食して試験部１の表面近傍のミクロ組織観察試験を実施した。ミクロ組織観察では、白色組織及び内部き裂の有無を調査した。調査結果を表６に示す。
【０１０７】
【表６】
0005810867.tif 000007
【０１０８】
表６を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１１では、白色組織及び内部き裂は観察されなかった。一方、鋼Ｂ２、Ｂ４及びＣでは、白色組織及び内部き裂が観察された。図９は鋼Ｃのミクロ組織写真画像である。図９に示すとおり、鋼Ｃのミクロ組織には、白色組織及び内部き裂が観察された。
【０１０９】
以上の試験結果から、鋼Ａ１〜Ａ１１では、２．０×１０７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後における高周波焼入れ層での水素濃度が１．００ｐｐｍ以下であった。さらに、８．０×１０７ｃｙｃｌｅでのローラピッチング試験後においても、白色組織及び内部き裂の発生が抑制された。したがって、鋼Ａ１〜Ａ１１は、優れた転動疲労特性を有した。
【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明による軸受鋼は、特に、「転がり接触」、「すべり接触」、「転がり−すべり接触」が起こる軸受の素材として好適である。
【符号の説明】
【０１１１】
１  試験部
１０  小ローラ試験片
２０  大ローラ試験片
【図１】
0005810867.tif 000008
【図２】
0005810867.tif 000009
【図３】
0005810867.tif 000010
【図４】
0005810867.tif 000011
【図５】
0005810867.tif 000012
【図６】
0005810867.tif 000013
【図７】
0005810867.tif 000014
【図８】
0005810867.tif 000015
【図９】
0005810867.tif 000016