(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、 Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる組成を有し、
かつ、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たすことを特徴とする軸受鋼。
（Ａ）介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ3中に予測される最大介在物径√ａｒｅａmaxが４５μｍ以下である
（Ｂ）介在物の総数に対して、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物の数の割合が５０％以上である
（Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下である
（Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にある
【請求項２】
請求項１に記載の組成となる鋼に精錬するための溶鋼の脱酸工程において、脱酸元素の添加順序をＣ、Ａｌ、Ｃａの順とすること、および、前記溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を５０℃／分以下とすることを特徴とする軸受鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、転動疲労寿命に優れた高炭素クロム軸受鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
軸受鋼は、「玉軸受」「コロ軸受」などの転がり軸受けに用いられている。自動車用途の軸受においては、近年、エンジンの高出力化や部品の軽量化のニーズによって、使用条件がますます高面圧化、高温化して過酷なものとなっており、このため、より一層長い転動疲労寿命が求められるようになってきた。
【０００３】
軸受鋼の転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物と硫化物により低下することが知られている。そのため、鋼中の酸化物量および硫化物量を低減することで、転動疲労寿命の向上を図ってきた。しかしながら、単に酸化物および硫化物の含有量を低減させるだけでは所望の良好な転動疲労寿命を確保することができず、さらに、鋼中の酸化物と硫化物のサイズを小さくして転動疲労寿命を改善することが提案されている。
【０００４】
特許文献１に、機械部品に使用される際に鋼材の表面硬さを５８ＨＲＣ以上として用いる機械構造用鋼、軸受鋼などの機械部品用の鋼において、光学顕微鏡を用いて非金属介在物径の測定を行い、極値統計処理を用いて算出される３００００ｍｍ2中における硫化物の最大介在物径の予測値√ａｒｅａmaxが４０μｍ以下であることを特徴とする「転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼」が開示されている。
【０００５】
本発明者らも、特許文献２で、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１２％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の［１］〜［３］式を満足する化学成分を有する軸受鋼を提案した。
０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０・・・［１］
Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０・・・［２］
２０≦Ｍｎ／Ｓ≦１７０・・・［３］
【０００６】
特許文献３には、質量％で、Ｏが０．００１０％以下であり、かつＳが０．００４％以下である高炭素クロム軸受鋼の鋼材であって、その鋼材の長手方向縦断面において、超音波疲労試験の破壊起点である介在物径の大きさ分布を極値統計処理した時、１４４ｍｍ3中に予測される最大介在物径√ＡＲＥＡが４５μｍ以下であり、かつ破壊起点である介在物の平均のアスペクト比が７以下であり、さらに破壊起点である介在物が酸化物の場合、あるいは硫化物の場合、それぞれにおける介在物組成について限定した「圧延軸受鋼鋼材」が開示されている。
【０００７】
これらの鋼の疲労破壊の起点になりうる粗大介在物のサイズを評価する方法としては、非特許文献１に、極値統計を利用したものが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−６３４０２号公報
【特許文献２】特開２０１４−１５６３２号公報
【特許文献３】特開２０１２−６２５２６号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】村上敬宜：金属疲労  微小欠陥と介在物の影響（１９９３）、［養賢堂］
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献１で開示された鋼は、３００００ｍｍ2中に予測される最大介在物の径を限定しているが、疲労破壊が生じうる、さらに大きな領域において、粗大介在物が存在する可能性については考慮されていない。
【００１１】
また、本発明者らが提案した特許文献２の軸受鋼は、溶鋼段階で起こるＡｌ2Ｏ3の凝集および粗大化を抑制するために、Ｃａ、ＯおよびＳ量を制御したものである。この発明鋼は、粗大なＡｌ2Ｏ3の生成を抑制することで転動疲労寿命を向上させている。ただし、転動疲労寿命に影響する介在物組成については詳細に検討していない。
【００１２】
特許文献３で開示されている鋼は、疲労破壊の起点となりうる酸化物系および硫化物系の介在物の組成を制御し、転動疲労特性を向上させたものである。しかし、実際の破壊起点となる介在物は必ずしも酸化物あるいは硫化物として別個に存在するものではないという問題がある。また、粗大介在物を転動疲労特性に対して無害化するために必要な、溶鋼段階および凝固段階での介在物組成・形態の制御については考慮されていない。
【００１３】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼中の非金属介在物、特に溶鋼段階および凝固後の鋼材に含まれる酸硫化物の組成および形態を適切に制御することにより、転動部材の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を確保できる軸受鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
一般に、転動疲労は、鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によってき裂が生じ、その後、繰返し荷重によってき裂が徐々に進展し、最終的に剥離に至る現象である、と理解されている。
そこで、本発明者らは、介在物の組成と形態に着目して検討を行い、下記の（ａ）〜（ｆ）の重要な知見を得た。
【００１５】
（ａ）Ｃａによって、硫化物の組成を制御することができる。具体的には溶鋼中にＣａを添加した際に、溶鋼中あるいは鋼の凝固段階でＣａがＳと結びつき、（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳを生成する。（Ｍｎ、Ｃａ）ＳおよびＣａＳの生成により、硫化物の径が小さくなり、分散するため、転動疲労の応力集中源となる粗大なＭｎＳ硫化物が低減する。
【００１６】
（ｂ）Ｏの含有量を低減させた場合でも、酸化物がＡｌ2Ｏ3を主体とするものである場合には、凝集、合体して粗大な介在物として存在することがあり、このときには良好な転動疲労寿命が得られない。
【００１７】
（ｃ）上述したＣａの添加を、アルミキルド鋼（以下、「Ａｌキルド鋼」という。）の溶鋼段階で行った場合には、脱酸生成物Ａｌ2Ｏ3はＣａと反応し、低融点組成酸化物の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化する。このとき、溶鋼中で酸化物は球状化し、凝集粗大化が抑制される。
【００１８】
（ｄ）Ｓを含む鋼が凝固する際に、未凝固の溶鋼にＳが濃縮し、同時に介在物が溶鋼中に押し出される傾向がある。Ｃａを添加したＡｌキルド鋼では、凝固が進み、Ｓが溶鋼に濃化するのに従い、球状（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに含まれるＣａＯが、鋼中のＡｌ、Ｍｇ、Ｓと
３ＣａＯ  ＋  ２Ａｌ  ＋  ３Ｓ  →  Ａｌ2Ｏ3  ＋  ３ＣａＳ
ＣａＯ  ＋  Ｍｇ  ＋  Ｓ  →  ＭｇＯ  ＋  ＣａＳ
の反応を起こす。そのため、Ｃａ、Ｓ、Ｍｇを含むＡｌキルド鋼が凝固する際には、酸化物の組成に占めるＣａＯの比率が減少し、Ａｌ2Ｏ3およびＭｇＯの比率が高くなる。特に、安定性の高いＡｌとＭｇの酸化物であるであるＡｌ2ＭｇＯ4が増加する。また、この反応により生ずるＣａＳは、酸化物の周囲に付着し、酸化物との複合介在物を形成する。
【００１９】
（ｅ）（ｄ）で示した反応により酸化物中のＣａＯの比率が低下し、ＣａＳとの複合介在物を形成したＣａ＋Ｓ添加鋼では、（ｄ）の反応を起こさず（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが低融点組成のまま残ったＣａ添加鋼に比べて、転動疲労寿命が向上する。
【００２０】
（ｆ）以上の知見により、転動疲労寿命を向上させるためには、溶鋼段階でＣａによりＡｌ2Ｏ3を（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化させ凝集を抑制した後、凝固段階でのＣａＳ生成により、（Ａｌ、Ｃａ）の多い酸化物をＡｌ2Ｏ3およびＭｇＯの多い酸化物に変化させ、ＣａＳとの複合介在物とするのが望ましい。
なお、酸化物としては、ＳｉＯ2、ＭｎＯなども生成するが、その酸化物全体に対する割合は低い。
【００２１】
本発明は、上記の技術的思想とそれに基づく知見によって完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）に示す軸受鋼および（２）に示す軸受鋼の製造方法にある。
【００２２】
（１）質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００３０％およびＴｉ：０〜０．１０％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる組成を有し、
かつ、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物が、以下の（Ａ）〜（Ｄ）を満たすことを特徴とする軸受鋼。
（Ａ）介在物径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ3中に予測される最大介在物径√ａｒｅａmaxが４５μｍ以下である
（Ｂ）介在物のうちの５０％以上が、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む、酸化物と硫化物の複合介在物である
（Ｃ）介在物中の酸化物をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下である
（Ｄ）介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲にある
【００２３】
（２）上記（１）に記載の組成の鋼の精錬における脱酸工程において、脱酸元素の添加順序をＣ、Ａｌ、Ｃａとすること、および、前記溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を５０℃／分以下とすることを特徴とする軸受鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の軸受鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命に優れ、各種の産業機械や自動車に使用される「球軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の実施例において、φ８０の丸棒から、板材の切り出しを行う位置および、板レーザ溶接を行う位置を示す図である。
【図２】本発明の実施例において、板材から超音波疲労試験片の粗加工品を切り出す位置を示す図である。
【図３】本発明の実施例における、超音波疲労試験片の粗加工品の形状を示す図である。
【図４】本発明の実施例における、超音波疲労試験片の仕上げ加工形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は、「質量％」を意味する。
【００２７】
（Ａ）軸受鋼の化学組成：
Ｃ：０．９５〜１．２％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．９５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が１．２％を超えると、耐摩耗性は向上するものの、棒鋼圧延工程における加熱段階で、粗大な初析セメンタイトが多く分散することになり、冷間鍛造性の悪化を招く。また硬さの上昇を招き、切削加工時の工具寿命の低下、焼割れの原因となる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．９７％である。好ましい上限は１．１％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高めて転動疲労寿命を向上させるのに必要な元素であり、０．１５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．３５％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下を招く。Ｓｉの好ましい下限は０．１８％である。好ましい上限は０．３０％である。
【００２９】
Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに必要な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．５％を超えてＭｎを含有させても上記の効果は飽和し、さらに母材が硬くなって、切削時の工具寿命の低下をきたしてしまう。さらには焼割れの原因ともなる。Ｍｎの好ましい下限は０．１０％である。また、好ましい上限は０．４５％である。
【００３０】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．０２５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。Ｐの含有量は、極力低くすることがよく、好ましくは０．０２０％以下である。
【００３１】
Ｓ：０．０００５％以上０．０１０％未満
Ｓは、本発明を特徴づける、重要な元素である。Ｓは、鋼の凝固時に球状酸化物中のＣａＯと反応し、ＣａＳを含む複合介在物を形成することによって、球状酸化物に占めるＡｌ2Ｏ3およびＭｇＯの比率を高める効果をもつ。そのため、Ｓの含有量は０．０００５％以上が必要である。しかし、Ｓが０．０１０％以上含まれている場合には、Ｃａに対して過剰となり、ＣａＳを形成せずに残ったＳは、凝固の最終段階で溶鋼中のＭｎとＭｎＳを形成する。これは粗大な介在物となりやすいため、転動疲労寿命の向上という観点からは避けるべきである。好ましいＳの含有量は０．００６％以下、さらに望ましくは０．００４％以下である。
【００３２】
Ｃｒ：０．８０〜１．８０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、セメンタイトを熱的に安定化させ、高温域におけるセメンタイトのマトリックス中への固溶を抑止する作用を有する。この効果はＣｒの含有量が０．８０％以上で発揮される。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．８０％を超えると、前記の効果が飽和するだけではなく、最終形状にした後に行う焼入れ処理の際に、焼割れを生じやすくなり、また、転動疲労寿命の低下を招く。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％である。また、好ましい上限は１．６０％である。
【００３３】
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。この効果を得るためには、Ａｌを０．００５％以上含有する必要がある。しかし、その含有量が０．０４０％を超えると粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命の低下が著しくなる。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０３８％である。
【００３４】
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
Ｃａは、酸化物として適量の（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが形成されれば、溶鋼と介在物の間の界面エネルギーが低下し、酸化物の凝集力が低下する。そのため、鋼中の酸化物の粗大化が抑制され、転動疲労寿命が高まる。また、Ｃａは鋼中のＳと結びつき、ＣａＳあるいは（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓを形成することによって、Ｓが最終凝固部に集まり、粗大なＭｎＳを形成することを抑制している。上述したＣａの各効果は、Ｃａの含有量が０．０００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００３０％を超えると、前記の効果が飽和するだけではなく、酸化物がＣａＯを多く含む粗大介在物を形成しやすい組成のものとなり、結果として転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％、さらに好ましくは０．００２０％である。
【００３５】
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００３０％以下
Ｍｇは、凝固段階で酸化物中のＯと結びつき、酸化物組成をＣａＯの多いものから（Ａｌ、Ｍｇ）Ｏの多いものに変化させる反応を促進する。このＭｇの効果は、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上で発揮される。しかしながら、Ｍｇが０．００３０％を超えると、ＭｇＯの単独組成の酸化物が多量に形成され、転動疲労寿命の低下を招く場合がある。Ｍｇ量の好ましい上限は０．００１０％、さらに好ましくは０．０００８％である。
【００３６】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、不純物として鋼中に含まれる。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００３０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物として残存し、転動疲労寿命の低下を招く。Ｏの含有量は、極力低くすることがよく、好ましい上限は０．００２０％、さらに好ましくは０．００１５％である。
【００３７】
Ｎ：０．００３〜０．０３０％
Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成し、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用を持つ。この効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００３％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０３０％を超えると粗大な窒化物を生成し、転動疲労寿命の低下を招くおそれがある。
【００３８】
なお、焼入れ部の結晶粒粗大化の抑制効果を得るため、後述するＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、これらの元素の窒化物を生成させる必要がある。そのため、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５０％である。
【００３９】
また、高周波焼入れ時の焼入れ性向上効果を得るため、後述するように、ＢおよびＴｉを含有する場合には、ＢとＮの結合を極力抑制する必要がある。そのため、ＢおよびＴｉを含有する場合には、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
【００４０】
なお、Ｃａが酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成し、酸化物の凝集および粗大化をより安定的に抑制するためには、Ｃａ量とＯ量の含有量のバランスが重要である。そのため、０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０となるように制御することが好ましい。
【００４１】
また、Ｓは凝固段階で酸化物（Ａｌ、Ｃａ）Ｏ中のＣａと反応することによって、酸化物中のＣａＯを低下させる。そのためＳは、溶鋼および酸化物内のＣａとＣａＳを形成するだけの量が存在することが好ましい。その一方で、Ｃａと反応する量を大きく超えてＳが存在すると、粗大なＭｎＳ生成の原因となる。以上のことから、Ｃａ量とＳ量の関係は、−０．００３０＜Ｃａ−１．２５Ｓ＜０．０００５を満たすのが好ましい。
【００４２】
本発明の軸受鋼は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４３】
本発明の軸受鋼鋼材には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選択される１種以上の元素ならびに／または、ＢおよびＴｉを現有させてもよい。
【００４４】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、ＣやＭｎと同様に、焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用を有する。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、疲労強度の低下を招き、また熱間加工性が低下する場合がある。
一方、前記したＣｕの効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。
【００４５】
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、ＣやＭｎと同様に、焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用を有する。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、疲労強度の低下を招く場合がある。
一方、前記したＮｉの効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。
【００４６】
Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏも、ＣやＭｎと同様に、焼入れ後に転動部に必要な硬さを確保させる作用がある。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、０．１５％を超えてＭｏを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。
一方、前記したＭｏの効果は、その含有量が０．０２％以上の場合に安定して得られる。
【００４７】
上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、最大４．１５％であってもよい。
【００４８】
本発明に係る軸受鋼は、焼入れ時に高温に加熱されるため、結晶粒粗大化抑制作用を有するＶとＮｂの１種以上を次に述べる範囲で含有させてもよい。
【００４９】
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｖには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｖを含有させてもよい。ただし、０．３０％を超えてＶを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて被削性が低下してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＶ含有量の上限は、好ましくは０．２０％である。
一方、前記したＶの効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。
【００５０】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｎと結合して窒化物を形成するため、焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。さらに、Ｎｂには、Ｃと結合することで母材の強度を上昇させる作用もある。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。ただし、０．１０％を超えてＮｂを含有させても焼入れ部の結晶粒粗大化を抑制する効果が飽和し、さらに母材の強度が高くなりすぎて被削性が低下してしまう場合がある。十分な被削性を確保するためのＮｂ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。
一方、前記したＮｂの効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。
【００５１】
上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．４０％であってもよい。
【００５２】
本発明に係る軸受鋼鋼材には、より良好な焼入れ性を確保するために、次に述べる量のＢとＴｉを複合して含有させてもよい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、微量の含有で鋼の焼入れ性を大きく向上させて、焼入れ後に転動部に必要な硬化層深さを一層大きくすることができる元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００３０％を超えてもその効果は飽和してしまう。
一方、前記したＢの効果は、その含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。
【００５３】
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｂを含有することによって焼入れ性が向上するのは、Ｂが化合物ではなく、固溶状態で存在する場合である。そのため、ＢがＮと結合してＢＮを形成した場合には、Ｂによる焼入れ性向上効果は期待できない。したがって、上記の量のＢを含有させる際、ＢよりもＮとの親和力が大きく窒化物形成能が強いＴｉを複合して含有させる。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させても、Ｎを固定する効果が飽和するばかりか、粗大なＴｉＮが多量に生成してしまうため、転動疲労特性が低下する場合がある。
一方、前記したＴｉの効果は、その含有量が０．００５％以上の場合に安定して得られる。
【００５４】
（Ｂ）非金属介在物：
（Ｂ−１）非金属介在物のサイズ
本発明においては、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を疲労破壊させた時、破壊起点に存在する介在物の径の分布を極値統計処理した時、被検体積１４４ｍｍ3中に予測される最大介在物径√ａｒｅａmaxが４５μｍ以下でなければならない。被検体積１４４ｍｍ3とは、以下に説明するように、転動疲労試験片の被検体積である。
【００５５】
以下に、非特許文献１に示されている極値統計処理によって、転動疲労試験片の被検体積中の最大介在物径√ａｒｅａmaxを予測する方法を説明する。
【００５６】
まず、鋼材の圧延方向と垂直方向に採取した超音波疲労試験片を用いた疲労試験を行い、疲労破壊後の破壊起点に存在する介在物の径である√ａｒｅａを、各鋼種ｎ本の試験片で評価する。ｎは１０以上の整数である。√ａｒｅａを評価する際には、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、介在物の長径と短径を測定し、√ａｒｅａ＝（長径×短径）1/2として、各試験片でそれぞれ起点介在物径√ａｒｅａを求める。複数の介在物が連なって存在している場合には、まとめて１つの介在物と見なし評価する。但し、連なった介在物のうち小さい方の√ａｒｅａより介在物間の隙間のほうが大きい場合には、両者を分断された介在物と見なし、隙間のほうが小さい場合には両者をまとめて１つの介在物とする。
【００５７】
予測体積である転動疲労試験の被検体積をＶ、検査基準体積である超音波疲労試験片の体積をＶ0とする。超音波疲労試験片ｎ本の破壊起点に存在する介在物の径√ａｒｅａを小さい方から並べ、それぞれ√ａｒｅａj（ｊ＝１〜ｎ）とする。これらに対して累積分布関数Ｆjおよび基準化変数ｙjを
Ｆj＝ｊ／（ｎ＋１）
ｙj＝−ｌｎ（−ｌｎ（Ｆj））
の式により計算する。√ａｒｅａjとｙjの間に直線関係が成り立つと見なし、最小二乗法で√ａｒｅａjとｙjの関係を求め、最大介在物径の分布直線
√ａｒｅａ＝ａ×ｙ＋ｂ  ・・・（１）
を計算する。
【００５８】
そして、予測体積と検査基準体積から再帰期間Ｔおよびそれに対応する基準化変数ｙを
Ｔ＝（Ｖ＋Ｖ0）／Ｖ0
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ［（Ｔ−１）／Ｔ］］
によって求め、ｙを上記（１）式の最大介在物分布直線に代入したときの√ａｒｅａを、転動疲労試験片の被検体積中の、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxとする。
【００５９】
転動疲労試験の被検体積（Ｖ）は、後述の実施例で用いる森式転動疲労試験の試験片１０枚分の被検体積とする。転動疲労特性をＬ10寿命によって評価しており、その際には転動疲労試験片１０枚で試験を行うためである。試験に用いる転動体の直径は９．５３ｍｍで、最大接触応力は５２３０ＭＰａであるため、ヘルツ応力がかかる軌道の幅は０．７ｍｍ、最大応力の９０％以上がかかる深さは０．１７ｍｍである。また、軌道の半径は１９．２５ｍｍであるため、試験片１枚分の被検体積は２π×１９．２５ｍｍ×０．７ｍｍ×０．１７ｍｍ＝１４．４ｍｍ3である。従って転動疲労試験の被検体積Ｖは、１４．４ｍｍ3×１０Ｐ＝１４４ｍｍ3である。
【００６０】
また、後述の実施例で用いた超音波疲労試験片は図３に示す形状であり、最大応力の９０％以上がかかる被検体積は４６．１ｍｍ3であるため、Ｖ0＝４６．１ｍｍ3である。ＶおよびＶ0から、本発明の実施例の再帰期間に対応する基準化変数yを求めると、ｙ＝１．２８となる。
【００６１】
（Ｂ−２）酸化物と硫化物の複合介在物の比率
以下では、各鋼種の、超音波疲労試験片に破壊起点に現れるｎ個の介在物のうちの、酸化物と硫化物をともに質量％で５％以上含む酸化物と硫化物の複合介在物の比率を、「複合介在物の比率」と呼ぶ。本発明の鋼においては、複合介在物の比率が５０％以上でなければならない。複合介在物の比率がこの範囲から外れることは、本発明を特徴づける介在物制御である、ＣａによるＡｌ2Ｏ3酸化物凝集の抑制あるいは、Ｓとの反応による組成変化が起こらず、粗大なクラスター状のＡｌ２Ｏ３や（Ａｌ、Ｃａ）Ｏのまま残存した介在物が存在することを意味する。これらの介在物は、ＣａおよびＳとの反応により酸化物組成が制御された、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxが同等の複合介在物に比べ、転動疲労特性に対し有害となるため、鋼材の転動疲労寿命が低下する。
【００６２】
（Ｂ−３）酸化物の平均組成
本発明においては、超音波疲労試験片の破壊起点に現れる介在物に含まれる酸化物をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯの３元系酸化物と見なしたときに、その平均組成における質量％での含有量がＣａＯ：０〜２０％、ＭｇＯ：１０％超４０％以下の範囲になければならない。
【００６３】
以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。
ＣａＯ：０〜２０％
Ａｌキルド鋼の介在物において、ＣａＯは、低融点の球状介在物である（Ａｌ、Ｃａ）Ｏを形成する。ＣａＯが２０％以上存在する場合には、酸化物に占める（Ａｌ、Ｃａ）Ｏの割合が半分以上と高くなるが、（Ａｌ、Ｃａ）Ｏは鋼材のマトリックスと比較してヤング率が低い介在物であるため、転動疲労時には介在物周囲で負荷応力が局所的に増大し、疲労き裂の発生および進展が促進され、結果として転動疲労特性が低下する。そのため、本発明の鋼において酸化物中に最終的に残存するＣａＯを、２０％以下とした。
【００６４】
ＭｇＯ：１０％超４０％以下
鋼の凝固段階で、濃化した溶存ＳとＣａＯが反応しＣａＳが生成して、ＣａＯが減少する方向に酸化物組成を変化させる。この反応は、酸化物Ａｌ2ＭｇＯ4が形成する条件において最も促進される。凝固後の段階で酸化物中のＭｇＯが１０％以下となる条件では、酸化物中のＣａＯの減少が十分に起こっておらず、転動疲労特性に有害な（Ａｌ、Ｃａ）Ｏが残存している。また、ＭｇＯの酸化物全体に占める割合が、Ａｌ2ＭｇＯ4に占めるＭｇＯの割合である２８％を大きく越える条件、特に４０％を超える場合には、単独のＭｇＯが生成しやすく、これらは凝集して粗大なクラスターとなりやすい。
【００６５】
（Ｂ−４）介在物中に占める硫化物の含有量
さらに、本発明においては、超音波疲労試験片の起点に現れる介在物全体の平均組成に占めるＣａＳ、ＭｎＳの質量％での含有量がそれぞれ１０〜６０％、０〜２０％の範囲になければならない。以下に、各硫化物の含有量の限定理由を示す。
【００６６】
ＣａＳ：１０〜６０％
本発明で規定する鋼は、溶鋼の段階でＡｌ2Ｏ3の凝集がＣａにより抑制され、酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏとなった後に、凝固の段階で酸化物中のＣａがＳと反応し、Ａｌ2Ｏ3，ＭｇＯの割合が高い酸化物とＣａＳの複合介在物となることを特徴とする鋼である。凝固段階で生成したＣａＳの一部は、酸化物に付着し、複合介在物となるため、介在物の組成および形態制御が適切に行われた際には、超音波疲労起点に現れる複合介在物にＣａＳが含まれる。最終的な酸化物の組成が（Ｂ−３）で規定する範囲に含まれていても、介在物全体に占めるＣａＳの含有量が１０％未満である場合には、溶鋼の段階から凝固終了後までの間、酸化物中に含まれるＣａが少ないままであり、Ａｌ2Ｏ3の凝集のＣａによる抑制が不十分であることが考えられる。また、ＣａＳの含有量が６０％を超える場合には、溶鋼の段階で酸化物中のＣａの含有量が高く、単独のＣａＯが存在していたため、酸化物の凝集の抑制が不十分となる。
【００６７】
ＭｎＳ：０〜２０％
溶鋼中のＳの中で、酸化物中のＣａとＣａＳを形成しなかったものは、凝固最終段階でＭｎＳを形成する。超音波疲労試験の破壊起点となった介在物の平均組成が、２０％以上のＭｎＳを含有している場合には、酸化物やＣａＳ、およびそれらの複合介在物だけではなく、ＭｎＳを主体とする介在物が粗大な介在物として存在する。これらのＭｎＳを主体とする粗大な介在物は、転動疲労特性に害を与えるものであり、よって、ＭｎＳ生成量を２０％以下に抑える必要がある。ＭｎＳは起点に現れる介在物中に全く含まれなくてもよい。
【００６８】
なお、（Ｂ−２）に示した複合介在物の判別や、（Ｂ−３）、（Ｂ−４）に示した酸化物組成および介在物中の硫化物の含有量の測定は、以下の（１）〜（７）に示す方法で介在物の各成分の量を求めることによって行う。
【００６９】
（１）超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得る。
（２）得られたスペクトルから介在物中のＭｇ、Ａｌ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｎのモル分率を求める。以下では各元素のモル分率を［Ｍｇ］、［Ａｌ］、［Ｓ］、［Ｃａ］、［Ｍｎ］とする。
（３）Ｍｎは優先的にＳと結びつくため、［Ｓ］、［Ｍｎ］のうち少ない方を、介在物全体に占めるＭｎＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＭｎＳ｝とする。
（４）残ったＳはＣａと結びつくため、［Ｓ］−｛ＭｎＳ｝、［Ｃａ］のうち少ない方をＣａＳのモル分率とする。以下ではこれを｛ＣａＳ｝とする。
（５）ＣａＳを形成しなかったＣａは酸化物を形成する。そのため［Ｃａ］−｛ＣａＳ｝を、ＣａＯのモル分率とする。
（６）Ｍｇ、Ａｌは超音波疲労起点の介在物では酸化物を形成するため、［Ｍｇ］、［Ａｌ］／２をそれぞれＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3のモル分率とする。
（７）各試験片の破壊起点の介在物について、（３）〜（６）で求めた各化合物のモル分率から各化合物の質量分率を求め、これを各試験片から得られた破壊起点介在物について平均することにより、酸化物の組成および介在物中に占めるＣａＳ、ＭｎＳの含有量を求める。
【００７０】
なお、上述の化学組成および介在物を持つ軸受鋼は、以下に示す精錬工程および鋳造工程で製造する。
【００７１】
［精錬工程］
精錬工程では、溶鋼を精錬する。精錬はたとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）を用いた真空脱ガス処理である。本実施形態に係る軸受鋼の製造方法では、溶鋼を精錬する際の脱酸剤の投入順序が重要となる。本発明では、脱酸時に加える元素であるＣ、Ａｌ、Ｃａの原料を、この順に加えることを特徴とする。
【００７２】
溶鋼をＣで脱酸し、生成するＣＯを系外に排出した後、溶鋼にＡｌを投入し、溶鋼をＡｌ脱酸する。好ましくは、Ａｌ脱酸後の溶鋼中のＯ含有量（全酸素量）を０．００３０％以下にする。そしてＡｌ脱酸後、Ｃａを溶鋼に投入して脱酸を行う。Ｃａによる脱酸にはたとえば、Ｃａ−Ｓｉ合金の添加や、ＣａＯ−ＣａＦ2フラックスを用いることができる。Ｃａによる脱酸後、真空脱ガス処理を含む精錬をさらに実施してもよい。以上の工程により、上記の化学成分および介在物組成をもつ溶鋼を製造する。
【００７３】
最初にＣ脱酸を行うのは、Ａｌ脱酸前に酸素をＣＯとして系外に排出することによって、Ａｌ脱酸で生成する酸化物の量を低減させるためである。
また、Ａｌ脱酸の後、Ｃａによる脱酸を行うのは、Ａｌ2Ｏ3酸化物が（Ａｌ、Ｃａ）Ｏに変化し、凝集が抑制されるためである。また、Ａｌより先にＣａ添加をすると、単独のＣａＯが生成し、粗大なクラスターとなり鋼材内に残りやすく、転動疲労特性に対し有害となるためでもある。
【００７４】
なお、ＭｇＯを形成する強脱酸元素である微量Ｍｇの添加の方法および順序については、特に規定しない。例えば、ＭｇＯを含む炉壁の一部が還元されてＭｇが溶鋼中に混入し、本発明の請求項で規定したＭｇ量の条件を満たしたものでもよい。
【００７５】
［鋳造工程］
精錬後の溶鋼を用いて、鋳片を製造する。
本実施形態では、鋳込み中の鋳片の冷却速度ＲＣを、５０℃／分以下とするのが好ましい。冷却速度とは、溶鋼を鋳型内で凝固させる際、鋳型短辺中央の内側面から鋳型中心までの距離の１／２部において、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度である。冷却速度ＲＣが５０℃／分を超えれば、鋳込み中において、生成した粗大酸化物系介在物が浮上する前にトラップされ、その結果、介在物径が粗大となりやすくなる。また、溶鋼中で未凝固部に濃化したＳとの反応が十分に起こらないまま周囲の鋼が凝固するため、酸化物がＣａＯを多く含んだまま残存する。
【００７６】
製造された鋳片や鋼塊を、熱間加工して、ビレットを製造する。ビレットを、熱間加工により棒鋼にする。この際には、圧下比が６以上の圧延を行うのが望ましい。圧下比が大きいほど比較的軟質な介在物は延伸する傾向があるが、圧下比が６以上であれば、圧延方向と平行な断面で測定した予測最大介在物径√ａｒｅａmaxに大きな差は生じない。圧下比は、鋳片の断面積を最終の圧下によって得られた圧延軸受鋼鋼材の断面積で除した値を示すものである。
【実施例１】
【００７７】
表１に示すＪＩＳ  Ｇ  ４８０５（２００８）に記載の高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２の化学組成を有する鋼１〜３５を、真空溶解炉を用いて溶製し、ＳｉＯ2製の坩堝に鋳込み、鋼塊を作製した。この鋼の脱酸時に添加した元素の順序および、その後の鋳込み時の冷却速度ＲＣを、表２に示す。鋼１〜２９、３２〜３５の溶製に際しては、Ｃ脱酸を行った後にＡｌで脱酸処理を施し、その後に、Ｃａ−Ｓｉ合金を加えてＣａ量を調整した。鋼３０は、Ｃ脱酸の後、先に脱酸元素としてＣａを添加してから、Ａｌの添加を実施した。鋼３１は、脱酸元素としてＡｌを添加した後、Ｃを添加し、その後Ｃａ処理を行った。
【００７８】
【表１】
0006515327.tif 000002
【００７９】
【表２】
0006515327.tif 000003
【００８０】
以上の工程で得られた鋳片を、一旦室温まで冷却した後、１２００〜１３００℃の温度域まで加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造して、直径８０ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中の放冷とした。
【００８１】
上記のようにして得た鋼１〜３５の丸棒の、長手方向横断面に対して表面と中心の中間位置であるＲ／２部の、図１に示す位置から厚さ（ｔ）が１４ｍｍの板材を切り出した後、板材の幅方向に電子ビームでＳＭ４９０の板材を溶接し、幅（Ｗ）を９０ｍｍとした。板材は、溶接時の影響をなくすために８６０℃で１時間焼ならしを実施した後、７９５℃まで加熱し１．５時間保持した後、４時間かけて６５０℃まで炉冷し、球状化焼なましを行った。その後、図２に示す、板材の試験部の中心が板材の幅方向中心に重なる位置から、図３に示す形状の粗加工の超音波疲労試験片を各鋼種１０Ｐずつ採取し、８３０℃で４０分間保持した後油焼入れし、１８０℃で１時間焼き戻しを行った。粗加工試験片を、図４に示す形状に仕上げ加工し、超音波疲労試験片を得た。
なお、図１〜３に示す図の寸法の単位はいずれもｍｍである。
【００８２】
上記の仕上げ加工を行った超音波疲労試験片で、超音波疲労試験を実施した。具体的には、周波数２０ｋＨｚ、応力振幅８００ＭＰａ、応力比−１の条件で破壊が起こるまで疲労試験を実施した。繰り返し数が１０7になるまで破断しなかった場合は、応力比を１００ＭＰａ上昇させて疲労試験を実施した。破断した試験片の起点介在物径である√ａｒｅａは、介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、前記の方法で求めた。
【００８３】
超音波疲労試験片の被検体積は、最大応力の９０％以上の応力がかかる４６ｍｍ3である。そして、非特許文献１を参考にして、転動疲労試験片１０Ｐに相当する１４４ｍｍ3中の、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxを極値統計によって求めた。
【００８４】
超音波疲労試験片の破壊起点に現れた介在物すべてを含むようにエネルギー分散型Ｘ線分光法の面分析を行い、介在物の平均組成に対応するスペクトルを得た。これらの介在物に含まれるＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を各起点において求め、この結果から各鋼種の複合介在物の比率を求めた。そして、各鋼種の起点介在物１０Ｐでこれらの値の算術平均をとり、鋼種毎のＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、酸化物の平均組成を求めた。
【００８５】
上記の介在物評価の結果を、表３に示す。鋼１〜１９は、表１に示す化学組成および表３に示す介在物の組成および形態が本発明で規定する範囲内にある鋼である。鋼２０〜２９は、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。また、鋼３０〜３２は、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲内にあるものの、表２に示す脱酸元素の添加順序あるいは冷却速度が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する範囲から外れている鋼である。鋼３３〜３５は、表１に示す化学組成が本発明で規定する範囲にあるものの、ＣａとＯ量の関係およびＣａとＳ量の関係が好ましい値ではないため、表３に示す介在物の組成もしくは形態が本発明で規定する条件から外れている鋼である。
【００８６】
【表３】
0006515327.tif 000004
【００８７】
また、鋼１〜３５の直径８０ｍｍの丸棒の中心部を切断し、７９５℃にて６時間保持した後、炉冷して球状化焼なましを行った。その後、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが６ｍｍの素形材をスライスして採取した。この素形材を８３０℃で３０分間加熱した後、油焼入れし、１８０℃で１時間焼戻しした。
【００８８】
この素形材のφ６０の円形面のうち片側を鏡面加工し、逆側の面を研削することによって、厚さ５ｍｍの転動疲労試験片を作製して、鏡面加工した面が試験面となるようにして、転動疲労試験に供した。
【００８９】
転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ  ｐｅｒ  ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。試験部は、試験片の中心から半径１９．２５ｍｍの環状領域とした。鋼球としては、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５に規定されたＳＵＪ２調質材を用いた。表４に、疲労試験の詳細条件を示す。
【００９０】
【表４】
0006515327.tif 000005
【００９１】
転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命を「転動疲労寿命」として評価した。なお、転動疲労寿命の長寿命化の判断については、Ｌ10寿命が５０×１０6以上を満足した場合を長寿命化として、これを目標とした。表５に、上記の方法で求めた転動疲労寿命を示した。
【００９２】
【表５】
0006515327.tif 000006
【００９３】
表１および表３に示すように、本発明で規定した化学組成および介在物を満足する鋼１〜１９を用いた試験番号１〜１９の場合は、転動疲労寿命（Ｌ10）はいずれも５１．４×１０6以上で、長い転動疲労寿命が得られている。
【００９４】
これに対して、試験番号２０〜３５の場合は、用いた鋼１１〜２６の化学組成あるいは介在物が本発明で規定する条件から外れている。このため、上記各試験番号の場合、転動疲労寿命が短く目標に達していない。
【００９５】
試験番号２０は、用いた鋼２０のＣａ含有量が０．００３２％と高く、本発明で規定する値を超えるため、凝固後の鋼においても酸化物中のＣａＯ分率および、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxが本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は１６．６×１０6と短い。
【００９６】
試験番号２１は、用いた鋼２１のＣａ含有量が０．０００２％と低く、本発明で規定する値を下回るため、Ａｌ2Ｏ3の凝集および粗大ＭｎＳの生成をＣａによって抑制することができず、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳ含有量および、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxは本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は１３．８×１０6と短い。
【００９７】
試験番号２２は、用いた鋼２２のＳ含有量が０．０１０５％と高く、本発明で規定する値を超えるため、粗大ＭｎＳが多量に生成し、超音波疲労起点に出現した。そのため、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳ、ＭｎＳの含有量および、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxは本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は６．５×１０6と短い。
【００９８】
試験番号２３は、用いた鋼２３のＳ含有量が０．０００３％と低く、本発明で規定する値を下回るため、鋼の凝固段階でＣａＯがＳと反応することによる組成変化が起こらず、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳ含有量および酸化物中のＣａＯ分率が本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は１２．５×１０6と短い。
【００９９】
試験番号２４は、用いた鋼２４のＯ含有量が０．００３２％と高く、本発明で規定する値を超えるため、酸化物が多量に発生して粗大化する。そのため、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxは本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は１０．１×１０6と短い。
【０１００】
試験番号２５は、用いた鋼２５のＭｇ含有量が０．００３３％と高く、本発明で規定する値を超えるため、ＭｇＯ単独の酸化物が多量に生成し、粗大な介在物を形成した。そのため、複合介在物の比率、酸化物中のＭｇＯの分率および、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxは本発明の規定する条件から外れ、Ｌ10寿命は１３．２×１０6と短い。
【０１０１】
試験番号２６は、用いた鋼２６にＭｇが１ｐｐｍも含まれておらず、本発明で規定する値を下回るため、鋼の凝固段階でＣａＯがＳと反応することによる組成変化が起こらず、複合介在物の比率、介在物中のＣａＳの含有量および酸化物中のＣａＯ、ＭｇＯの分率が本発明の規定する条件から外れ、結果としてＬ10寿命は１２．１×１０6と短い。
【０１０２】
試験番号２７は、用いた鋼２７のＣ含有量が１．２３％と高く、本発明で規定する値を超えるため、初析セメンタイトが焼割れの原因となり、結果としてＬ10寿命は２０．５×１０6と短い。
【０１０３】
試験番号２８は、用いた鋼２８のＣ含有量が０．９１％と低く、本発明で規定する値を下回るため、焼入れ後の鋼材の硬さが十分に得られず、結果としてＬ10寿命は１６．４×１０6と短い。
【０１０４】
試験番号２９は、用いた鋼２９のＣｒ含有量が１．８３％と高く、本発明で規定する値を超えるため、焼割れが起こりやすくなり、結果としてＬ10寿命は１９．１×１０6と短い。
【０１０５】
試験番号３０は、用いた鋼３０の化学成分については本発明で規定する値の範囲に含まれるものの、酸化物に占めるＣａＯの分率が本発明で規定する範囲を超える。これは、Ａｌ添加よりも先にＣａを添加したため、溶鋼の段階でＣａＯが生成、成長し、酸化物凝集の抑制がなされないまま粗大介在物となってしまったためである。この鋼では予測最大介在物径√ａｒｅａmaxも本発明の規定する条件から外れ、Ｌ10寿命は、８．８×１０6と短い。
【０１０６】
試験番号３１は、用いた鋼３１の化学成分については本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃ脱酸の前にＡｌ脱酸を行ったため、多量に生成し残存したＡｌ2Ｏ3に対してＣａが不足していたため、その後のＣａＯとＳの反応も十分に起こらず、複合介在物の比率および介在物に占めるＣａＳの含有量が本発明で規定する範囲を下回る。また、この鋼ではＡｌ2Ｏ3の凝集、粗大化がＣａによって十分に抑制されず、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxが本発明の規定する条件から外れたため、Ｌ10寿命は１２．３×１０6と短い。
【０１０７】
試験番号３２は、用いた鋼３２の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかしこの鋼では、冷却速度ＲＣが高いために、凝固段階で酸化物中のＣａＯがＳと反応せず残り、ＳはＭｎＳとして残った。そのため、複合介在物の比率、介在物中のＭｎＳ、ＣａＳの含有量および、酸化物に占めるＣａＯの分率が本発明で規定する条件から外れ、Ｌ10寿命は１９．３×１０6と短い。
【０１０８】
試験番号３３は、用いた鋼３３の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ／Ｏが好ましい範囲よりも高い値になったため、溶鋼段階でＣａＯが粗大化し、凝固後も介在物中のＣａＳの含有量、酸化物に占めるＣａＯの分率および、予測最大介在物径√ａｒｅａmaxは本発明の規定する条件から外れ、その結果Ｌ10寿命は８．４×１０6と短い。
【０１０９】
試験番号３４は、用いた鋼３４の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ／Ｏが好ましい範囲よりも低い値になったため、溶鋼段階でＡｌ2Ｏ3凝集のＣａによる抑制が十分に起こらず、複合介在物の比率および予測最大介在物径√ａｒｅａmaxが本発明の規定する条件から外れ、その結果Ｌ10寿命は９．２×１０6と短い。
【０１１０】
試験番号３５は、用いた鋼３５の化学成分は本発明で規定する値の範囲に含まれる。しかし、Ｃａ−１．２５Ｓが好ましい範囲よりも高い値になったため、凝固段階で酸化物中のＣａＯがＳと反応しても、酸化物中のＣａが残存した。そのため、酸化物中のＣａＯの分率は本発明の規定する条件から外れ、その結果Ｌ10寿命は１７．１×１０6と短い。
【産業上の利用可能性】
【０１１１】
本発明の軸受鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有志、転動疲労寿命が長いことから、「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として好適に用いることができる。
【図１】
0006515327.tif 000007
【図２】
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【図３】
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【図４】
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