(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間での高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法であって、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物中のＴｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．０８％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２％以下である化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して圧延を開始し、該圧延における仕上げ圧延の最終パスを、Ｚを下記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、下記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了した後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却し、該温度Ｔ１から（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
Ｚ＝｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）｝・・・（１）、
ｌｎＺ≧２５・・・（２）。
なお、（１）式において、
εドット：仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）、
Ｑ：活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、
Ｒ：気体定数で、８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）、
Ｔ：仕上げ圧延の最終パスにおける圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）、
である。
【請求項２】
連続圧延方式による熱間での高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法であって、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物中のＴｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．０８％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２％以下である化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して連続圧延を開始し、該連続圧延における仕上げ圧延の最終圧延機でのパスを、Ｚを下記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、下記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了した後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却し、該温度Ｔ１から（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
Ｚ＝｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）｝・・・（１）、
ｌｎＺ≧２５・・・（２）。
なお、（１）式において、
εドット：仕上げ圧延の最終圧延機でのパスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）、
Ｑ：活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、
Ｒ：気体定数で、８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）、
Ｔ：仕上げ圧延の最終圧延機でのパスにおける圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）、
である。
【請求項３】
高炭素クロム軸受鋼鋼材が棒または線材であることを特徴とする請求項２に記載の高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法に関し、詳しくは、熱間圧延のままで球状化組織を有し、球状化熱処理の時間を短縮することが可能な高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業機械などに用いられる軸受部品は、一般に、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５（１９９９）に規定されたＳＵＪ１〜５に代表される高炭素クロム軸受鋼鋼材を素材として熱間圧延した後、冷間鍛造、伸線加工などの冷間加工や、切削加工などの２次加工工程を経て、所望の形状に仕上げられている。
【０００３】
なお、熱間圧延ままの高炭素クロム軸受鋼鋼材は、通常そのミクロ組織がパーライトの単相組織あるいはベイナイトなど硬質相とパーライトの混合組織であって、硬さが高いものである。したがって、熱間圧延ままの高炭素クロム軸受鋼鋼材に切削加工や冷間鍛造などの２次加工を施すと、工具寿命が低下したり、冷間鍛造の際に割れが発生するなどの問題を避け難い。
【０００４】
このため、従来、２次加工工程の前処理として、冷間加工性や切削加工性を高めるために、「球状化焼鈍」と呼ばれる２０時間を超えるような長時間の球状化熱処理を施し、ミクロ組織をフェライトと球状セメンタイトの混合組織に変えることが行われてきた。
【０００５】
しかしながら、上記長時間の球状化熱処理は、高価な熱処理設備を必要とするうえに多大なエネルギーを消費し、しかも、生産性を低下させてしまうので、コスト上昇を招く処理である。
【０００６】
したがって、産業界からは、２次加工工程の前処理としての球状化熱処理を省略できないまでもその時間を大幅に短縮して、エネルギー消費を少なくするとともに設備コストも下げ、さらに、工程を簡略化して生産性を高めたいとの要望が大きくなっている。
【０００７】
そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１〜５に種々の技術が提案されている。
【０００８】
すなわち、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．８〜１．２％およびＣｒ：０．９〜１．８％を含有する高炭素クロム軸受鋼を、抽出から仕上げ圧延に至る間、全断面内において温度がＡ１点〜Ａｃｍ点の間にあるように制御して圧延することにより球状化組織を得、後続する球状化焼鈍工程を省略または短縮して棒鋼または線材を得る「軸受鋼圧延材の製造方法」が開示されている。
【０００９】
特許文献２には、特定の化学組成を有する鋼素材に対し、熱間圧延の仕上圧延を該鋼素材の（Ａｒ1−５０℃）〜（Ａｒ1＋５０℃）の温度域で減面率が２０％以上となるように行い、直ちに冷却速度０．５℃／ｓ以下で、５００℃以下まで冷却する「熱間圧延ままで球状化炭化物組織を有する軸受け用線材・棒鋼の製造方法」が開示されている。
【００１０】
特許文献３には、熱間圧延のうちの仕上圧延を、Ａｒ1−２００℃以上、Ａｒ1＋１００℃以下の温度域での仕上圧延減面率が１５％以上となるように施した後、一旦、仕上圧延後の鋼材をＡｒ1以下の温度域にまで冷却してから、引き続き、Ａｃ1以上、Ａｃ3またはＡｃｍ以下の温度域に再加熱し、しかる後、０．０５℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の冷停温度にまで冷却する「冷間鍛造性に優れた線・棒の製造方法」が開示されている。
【００１１】
特許文献４には、特定量のＣとＣｒを含有する低合金鋼鋼材に熱間圧延を最終仕上温度：９００〜１２００℃の条件で行って線材とし、次いで（Ａｒ1変態点−３０℃）以下の温度まで冷却した後、この線材を加熱、冷却して球状化焼なましを行うに当たり、上記線材の加熱の際に、最高加熱温度を（Ａｃ1変態点＋３０℃）〜（Ａｃ1変態点＋７０℃）の温度範囲とし、かつ、（Ａｒ1変態点−３０℃）の温度から当該最高加熱温度までの冷却速度を１．０℃／秒以下とし、上記最高加熱温度から（Ａｒ1変態点）以下の温度までを０．２〜５℃／秒の冷却速度で連続的に冷却する「低合金線材の直接球状化焼なまし方法」が開示されている。
【００１２】
特許文献５には、Ｃ：０．８〜１．３質量％を含有する鋼材を、熱間圧延における仕上圧延温度を８５０℃以下、冷却開始温度を８５０℃以下に制御し、且つ、該冷却開始温度から６００℃の範囲における平均冷却速度を０．１〜５℃／ｓで冷却する「伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた線状または棒状鋼の製造方法」が開示されている。
【００１３】
【特許文献１】特開平１１−２８６７２４号公報
【特許文献２】特開２００４−１９０１２７号公報
【特許文献３】特開２００５−１２０４３２号公報
【特許文献４】特開２０００−１９２１４７号公報
【特許文献５】特開２００３−１２９１７６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上記の特許文献１〜３で提案された技術はいずれも、低温での仕上げ圧延を必要とするものである。このため、通常の仕上げ圧延機では大きなミル負荷に堪えられず、パワーの大きな圧延機を設置する必要があって、多大の設備投資を要するので、製造コストが嵩んでしまう。
【００１５】
特許文献４で提案された技術の場合は、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が粗くなるためオーステナイト粒界面積が小さくなってしまう。このため、仕上げ圧延後の冷却過程における初析セメンタイトの析出サイトが少なくなるので、旧オーステナイト粒界に厚みの大きな初析セメンタイトが生成することを避けることができない。
【００１６】
特許文献５で提案された技術で得られる組織は、主としてパーライト組織である。このため、２次加工として、例えば、断面減少率や圧下量が小さいなど特殊な伸線加工や冷間鍛造の場合には適用することができても、２次加工工程の前処理としての球状化熱処理の省略あるいはその時間の大幅な短縮化を実現するには必ずしも十分とはいえないものである。
【００１７】
そこで、本発明の目的は、熱間圧延のままでは、そのミクロ組織がパーライトの単相組織あるいはベイナイトなど硬質相とパーライトの混合組織であるため冷間加工性や切削加工性が低く、２０時間を超えるような長時間の球状化熱処理が施されていた高炭素クロム軸受鋼鋼材、なかでも高炭素クロム軸受鋼棒または高炭素クロム軸受鋼線材に関して、熱間圧延後の球状化熱処理時間を短縮した場合であっても、従来の球状化熱処理した場合と遜色のないミクロ組織を確保することが可能な製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、球状化熱処理時間短縮のためのミクロ組織について検討を行った。その結果、下記（１）〜（３）の知見を得た。
【００１９】
（１）少なくとも球状化熱処理時間を短縮するためには、熱間圧延ままのミクロ組織において、可能な限り初析セメンタイトを抑制する、あるいは初析セメンタイトの形態を制御することが必要である。
【００２０】
（２）球状化熱処理時にセメンタイトを球状に成長させるためには、球状化熱処理前のミクロ組織中に、球状セメンタイトの生成核となる微細なセメンタイト、なかでもアスペクト比の小さい、すなわち球状に近い微細なセメンタイトをできるだけ多く存在させておく必要がある。
【００２１】
なお、前記の「アスペクト比」とは「長径／短径」のことを指す。以下の説明においては、長径を「Ｌ」、短径を「Ｗ」といい、さらに、アスペクト比を「Ｌ／Ｗ」ということがある。
【００２２】
（３）層状組織であるパーライトのミクロ組織に占める面積率が６０％以下であれば、球状化熱処理時間の短縮化効果が得られる。
【００２３】
次に、本発明者らは、通常の熱間圧延の場合と同様に圧延ミルに大きな負荷をかけなくても、熱間圧延のままで、初析セメンタイトの生成を抑制、あるいは初析セメンタイトの形態をアスペクト比の小さいものに制御でき、しかも、層状組織であるパーライトがミクロ組織に占める割合を制限することができる方法について種々検討を加えた。
【００２４】
その結果、下記（４）〜（７）の重要な知見を得るに至った。
【００２５】
（４）仕上げ圧延後の初析セメンタイトの析出サイトとなるオーステナイトの粒界面積を可能な限り増加させる、換言すれば、旧オーステナイト粒径を極力微細化する必要がある。
【００２６】
（５）仕上げ圧延後に、その仕上げ圧延を行った圧延機出側の温度からＡｒ1点までを特定の冷却速度で冷却することによって、旧オーステナイト粒界に沿ったフイルム状の初析セメンタイトの生成を抑制することができ、しかも、パーライト変態を完了させることができる。
【００２７】
（６）上記（５）の処理で一旦パーライト変態させた後、特定の温度域に再加熱して保持することで、球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトを極めて多く分散させることができる。
【００２８】
（７）上記（６）の微細なセメンタイトの分散効果は、再加熱処理処理後に特定の冷却速度で冷却を行うことによって確保できる。
【００２９】
そこで、本発明者らはさらに、オーステナイト粒界面積を増加させる、つまり、旧オーステナイト粒径を微細化させるための具体的な手段について検討を加えた。
【００３０】
すなわち、次の（１）式で示されるＺｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺとの関係について検討を行った。
【００３１】
Ｚ＝｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）｝・・・（１）。
なお、上記の（１）式において、
εドット：仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）、
Ｑ：活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、
Ｒ：気体定数で、８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）、
Ｔ：仕上げ圧延の最終パスにおける圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）、
である。
【００３２】
なお、「仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度」とは、仕上げ圧延の最終パスにおける「真ひずみ」を上記最終パスでの圧延加工に要した「時間（ｓ）」で除した値を指す。
【００３３】
いわゆる「タンデムミル」を用いた連続圧延方式の場合の「仕上げ圧延の最終パス」とは、仕上げ圧延機列の最終の圧延機でのパスを指す。したがって、以下の説明において、連続圧延方式の場合の仕上げ圧延機列の最終の圧延機でのパスについて「仕上げ圧延の最終パス」ということがある。
【００３４】
なお、難波が、「熱間圧延での組織微細化に及ぼす諸条件の影響」（再結晶・集合組織とその組織制御への応用、１９９９年３月、ｐ．２３５、（社）日本鉄鋼協会、材料の組織と特性部会、再結晶・集合組織研究会）において整理しているように、旧オーステナイト粒径ｄは、高温域で熱間圧延されて「動的再結晶」が生じる場合には、上記Ｚｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの指数関数として、すなわち、「ｄ＝ＡＺ-n」として表わすことができる。
【００３５】
つまり、「動的再結晶」が生じる場合には、旧オーステナイト粒径ｄは、加工温度とひずみ速度に影響を受ける。
【００３６】
そして、熱間圧延などのように連続的に加工がなされる場合には、「準動的再結晶」が生じ、その場合の旧オーステナイト粒径ｄも、上記「動的再結晶」の場合と同様に、Ｚｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺで整理できることが示されている。
【００３７】
また、梅本らが、「結晶粒径の測定法とそれに関する諸式」（熱処理、２４（１９８４）、ｐ．３３４）において解説しているように、単位体積あたりの粒界面積は、結晶粒径の逆数に比例する。このため、仕上げ圧延後の単位体積あたりのオーステナイト粒界面積は、旧オーステナイト粒径ｄの逆数に比例する。
【００３８】
上述した内容から、本発明者らは、先ず、旧オーステナイト粒径ｄの逆数「１／ｄ」を評価指標とすれば、「１／ｄ＝Ａ’Ｚn」と表現できると結論するに至った。
【００３９】
そこで次に、具体的な高炭素クロム軸受鋼として、表１に示す化学組成を有する鋼Ｊ１〜Ｊ７を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して、検討を行うこととした。
【００４０】
すなわち、上記の７鋼種を真空溶解炉で溶解し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを、１２５０℃で６０ｍｉｎ加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造し、直径３０ｍｍの丸棒を得た。
【００４１】
表１における鋼Ｊ５については、特にＴｉを添加して、その含有量を０．０２０質量％とした。なお、実炉溶製した高炭素クロム軸受鋼鋼材には、微量のＴｉが含まれている場合があるので、鋼Ｊ５を除いたその他の鋼のＴｉ含有量は、０．００１質量％または０．００８質量％となるように調整した。
【００４２】
【表１】
0005124847.tif 000002
【００４３】
上記のようにして得た直径が３０ｍｍの丸棒から、機械加工によって、直径が３ｍｍで長さが１０ｍｍの変態点測定用試験片および直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの熱間加工用円柱試験片を作製した。
【００４４】
次いで、上記の直径が３ｍｍで長さが１０ｍｍの試験片を用いて、フォーマスタ試験機によって、各鋼のＡｃ1点、Ａｃｍ点およびＡｒ1点を測定した。前記の表１に、各鋼のＡｃ1点、Ａｃｍ点およびＡｒ1点を併記して示す。
【００４５】
また、上記直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの円柱試験片を用いて、熱間圧縮加工試験機（加工フォーマスタ試験機）によって、表２に示す種々の条件で、熱間圧縮加工を行った。上記の熱間圧縮加工は、熱間圧延における「仕上げ圧延の最終パス」をシミュレートするために１パスで行った。
【００４６】
なお、表２中の「加工温度」は、℃単位での熱間圧縮加工終了後の試験片表面温度を指し、また、「ひずみ速度」は熱間圧縮加工における平均ひずみ速度を指す。ここで、表２における「ひずみ量」は、１００倍して「％」単位で示したものも併記している。
【００４７】
なお、表２に示すＺｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの値は、活性化エネルギーＱの値として「２７６ｋＪ／ｍｏｌ」を用い、また、気体定数Ｒの値として８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）を用いて計算したものである。
【００４８】
活性化エネルギーＱにおける上記２７６ｋＪ／ｍｏｌという値は、対象鋼である鋼Ｊ１〜Ｊ７が高炭素クロム鋼であるので、前述の「熱間圧延での組織微細化に及ぼす諸条件の影響」（再結晶・集合組織とその組織制御への応用、１９９９年３月、ｐ．２３５、（社）日本鉄鋼協会、材料の組織と特性部会、再結晶・集合組織研究会）において「Ｃａｒｂｏｎ  ｓｔｅｅｌ  ｌｏｗ  ａｌｌｏｙ  ｓｔｅｅｌ」のＱ値として整理されている２３０〜２８０ｋＪ／ｍｏｌの上限に近い値を用いたものである。
【００４９】
【表２】
0005124847.tif 000003
【００５０】
上記の熱間圧縮加工した直後に、冷却速度が５０℃／ｓとなるようにＨｅガスで急冷して組織を凍結し、各圧縮加工条件における旧オーステナイト粒径を調査した。
【００５１】
すなわち、圧縮加工した試験片の中心軸を通り、圧縮加工方向に平行に切り出したいわゆる「縦断面」が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、任意に４視野撮影した倍率４００倍の光学顕微鏡写真を用い、切断法によって「平均切片長さ」Ｌを求め、「１．１２８×Ｌ」のいわゆるＡＳＴＭ公称粒径をもって旧オーステナイト粒径とした。
【００５２】
表２に、上記のようにして求めた旧オーステナイト粒径を併せて示す。
【００５３】
また、図１に、Ｚｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの自然対数表記である「ｌｎＺ」と旧オーステナイト粒径ｄの逆数である（１／ｄ）の自然対数表記である「ｌｎ（１／ｄ）」との関係を整理して示す。
【００５４】
図１の各記号に付した（）中の表記は、例えば「０．７Ｃ」は、鋼Ｊ１のＣ含有量が「０．７質量％」であることを意味する。なお、図１においては、特にＴｉを添加して、その含有量を０．０２０質量％とした鋼Ｊ５に関してのみ「Ｔｉ添加鋼」と表記し、また、Ｔｉの含有量が０．０１％以下である鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６および鋼Ｊ７については、Ｔｉ含有量の記載を省略した。
【００５５】
図１から、特にＴｉを添加して、その含有量を０．０２０質量％とした鋼Ｊ５の場合を除いて、０．７〜１．２質量％のＣおよび０．８〜１．８質量％のＣｒを含有する鋼においては、前記「１／ｄ＝Ａ’Ｚn」における係数Ａ’と指数ｎは、ほぼ同じ値となり、次のように整理できることがわかった。
【００５６】
１／ｄ＝１．０１×１０-4×Ｚ0.28
＝１．０１×１０-4×［｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）］0.28。
【００５７】
一方、その析出物がピン止め作用を有するＴｉを０．０２０％含有する鋼Ｊ５の場合は、熱間圧縮加工後の旧オーステナイト粒径ｄと、加工温度およびひずみ速度との間に相関は認められるものの、「１／ｄ＝Ａ’Ｚn」における係数Ａ’と指数ｎは、Ｔｉの含有量が０．０１％以下の鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６および鋼Ｊ７とは異なるものであることがわかった。
【００５８】
そこで次に、本発明者らは、前述した鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６及び鋼Ｊ７について、前記の直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの円柱試験片を、加工フォーマスタ試験機を用いて、加熱温度が８８０〜１２００℃で保持時間が１０ｍｉｎの条件で加熱し、加工条件を熱間圧縮加工終了後の試験片表面温度（以下、「加工温度」ともいう。）が８８０〜１２００℃、％単位でのひずみ量が３０〜６０％で、ひずみ速度が０．５〜２５（１／ｓ）となるように種々変えて１パスで熱間圧縮加工を行い、さらに、加工温度からＡｒ1点までの冷却速度Ｖ（℃／ｓ）を０．０５〜５℃／ｓの範囲で変えてＡｒ1点以下の温度である５００℃まで冷却し、旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトの生成に及ぼす前述の冷却速度ＶおよびＺｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの影響について詳細に調査した。なお、上記０．０５〜５℃／ｓの冷却速度でＡｒ1点まで冷却した後、前記５００℃までの冷却は冷却媒体としてＨｅガスを用いて、Ｈｅガス流量の調整によって行い、さらにその後は自然放冷して室温（２５℃）まで冷却した。
【００５９】
図２に、上記の冷却速度ＶおよびＺｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの自然対数表記である「ｌｎＺ」が、旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトの生成に及ぼす影響を整理して示す。
【００６０】
図２において、「○」は微細な旧オーステナイトの粒界への初析セメンタイトの生成が抑制されたことを、「△」は微細な旧オーステナイトの粒界に初析セメンタイトが生成したものの、その「Ｌ／Ｗ」は小さく５．０以下であったことを、また、「×」は粗大な旧オーステナイトの粒界に「Ｌ／Ｗ」が５．０を超えるフィルム状の初析セメンタイトが生成したことを示す。
【００６１】
図２から、ｌｎＺ≧２５、かつ、加工温度からＡｒ1点までの冷却速度が０．５℃／ｓ以上の場合には、たとえオーステナイト単相域で加工を行っても、旧オーステナイト粒界への初析セメンタイトの析出を抑制できるか、または、旧オーステナイトの粒界に初析セメンタイトが生成したとしても、「Ｌ／Ｗ」が５．０以下の微細分散した状態の初析セメンタイトにすることができることが明らかである。
【００６２】
図３〜５にそれぞれ、上記図２における「○」、「△」および「×」の具体的な一例を示す。なお、これらの図３〜５は、いずれも、鋼Ｊ２の熱間圧縮加工した試験片について、圧縮加工した試験片の中心軸を通り、圧縮加工方向に平行に切り出した、いわゆる「縦断面」が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食して走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて撮影したものである。
【００６３】
そこでさらに、本発明者らは、鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６及び鋼Ｊ７について、前記の直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの円柱試験片を、加工フォーマスタ試験機を用いて、図２において旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトの評価が「○」および「△」となった条件での熱間圧縮加工と冷却を行って、Ａｒ1点以下の温度である５００℃まで冷却した後、さらに、（Ａｃ1点−５０℃）〜（Ａｃ1点＋１５０℃）の温度域に再加熱して該温度域で０〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、４００℃までの温度域は冷却ガス（Ｈｅガス）の流量を変化させて冷却速度を制御し、４００℃を下回る温度域は冷却制御は行わず、自然放冷して冷却し、旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトの生成状況を調査した。
【００６４】
その結果、一旦パーライト変態させた後、さらに（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度域に再加熱して該温度域で５ｍｉｎ以上保持すれば、球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトを極めて多く分散させることができ、その効果は、再加熱処理を行った後、４００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することによって確保できることが判明した。
【００６５】
そして、４００℃を下回る温度域の冷却速度は、球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトの分散には影響しないことも明らかになった。
【００６６】
また、本発明者らは、特にＴｉを添加して、その含有量を０．０２０質量％とした鋼Ｊ５に関しても同様の調査を行った。
【００６７】
その結果、前述したＴｉ含有量が少ない鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６及び鋼Ｊ７に比べて、高温域での加工時にオーステナイト粒径をより微細化できるため、旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトをより確実に抑制あるいは、より確実に「Ｌ／Ｗ」が５．０以下の微細分散した状態の初析セメンタイトにすることができることが判明した。
【００６８】
しかしながら、鋼Ｊ５においては、他の鋼と比較して、鋼中のＮと結合した硬質のＴｉＮの生成が多く認められた。そして、このＴｉＮは軸受鋼製品の「転動疲労寿命」を大きく低下させてしまうことが知られており、このため、Ｔｉの含有量は制限する必要があることが確認できた。
【００６９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法にある。
【００７０】
（１）熱間での高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法であって、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物中のＴｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．０８％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２％以下である化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して圧延を開始し、該圧延における仕上げ圧延の最終パスを、Ｚを下記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、下記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了した後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却し、該温度Ｔ１から（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
Ｚ＝｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）｝・・・（１）、
ｌｎＺ≧２５・・・（２）。
なお、（１）式において、
εドット：仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）、
Ｑ：活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、
Ｒ：気体定数で、８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）、
Ｔ：仕上げ圧延の最終パスにおける圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）、
である。
【００７１】
（２）連続圧延方式による熱間での高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法であって、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物中のＴｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．０８％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２％以下である化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して連続圧延を開始し、該連続圧延における仕上げ圧延の最終圧延機でのパスを、Ｚを下記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、下記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了した後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却し、該温度Ｔ１から（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
Ｚ＝｛εドット｝×｛ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）｝・・・（１）、
ｌｎＺ≧２５・・・（２）。
なお、（１）式において、
εドット：仕上げ圧延の最終圧延機でのパスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）、
Ｑ：活性化エネルギー（ｋＪ／ｍｏｌ）、
Ｒ：気体定数で、８．３１×１０-3ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）、
Ｔ：仕上げ圧延の最終圧延機でのパスにおける圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）、
である。
【００７２】
（３）高炭素クロム軸受鋼鋼材が棒または線材であることを特徴とする上記（２）に記載の高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法。
【００７３】
なお、「仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度」とは、仕上げ圧延の最終パスにおける「真ひずみ」を上記最終パスでの圧延加工に要した「時間（ｓ）」で除した値を指す。
【００７４】
また、「連続圧延方式」とは、例えば、「粗圧延機（列）−仕上げ圧延機（列）」や「粗圧延機（列）−中間圧延機（列）−仕上げ圧延機（列）」のような、タンデムミルを用いた圧延方式を指す。そして、「仕上げ圧延」とは、「仕上げ圧延機（列）」における圧延を指し、「最終仕上げ圧延機」とは、上記タンデムミルにおける仕上げ圧延機列の最終の圧延機を指す。
【００７５】
なお、連続圧延方式における「仕上げ圧延」を１台の「仕上げ圧延機」で行う場合の「最終仕上げ圧延機」とは、当の仕上げ圧延機を指す。
【００７６】
さらに、（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持するとは、（Ａｃ1点＋２０℃）〜Ｔ２の温度域での保持時間が合計５〜９０ｍｉｎであることを意味する。
【００７７】
「棒」とは、棒状に熱間圧延された鋼で所定の長さに切断された鋼材を指し、コイル状に巻かれたいわゆる「バーインコイル」を含む。また、「線材」とは、棒状に熱間圧延された鋼で、コイル状に巻かれた鋼材を指す。
【００７８】
以下、上記 （１）〜（３）の高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（３）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００７９】
本発明によれば、熱間圧延のままでは、そのミクロ組織がパーライトの単相組織あるいはベイナイトなど硬質相とパーライトの混合組織であるため冷間加工性や切削加工性が低く、２０時間を超えるような長時間の球状化熱処理が施されていた高炭素クロム軸受鋼鋼材、なかでも高炭素クロム軸受鋼棒または線材に関して、熱間圧延後の球状化熱処理の時間を短縮した場合であっても、従来の球状化熱処理した場合と遜色のないミクロ組織を確保することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００８０】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお。以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００８１】
（Ａ）高炭素クロム軸受鋼鋼材の化学組成：
Ｃ：０．７〜１．２％
Ｃは、鋼の強度を確保する作用を有する。軸受鋼鋼材の場合には、特に、最終製品段階での転動疲労寿命および耐摩耗性の向上の観点から、焼入れ条件を適正化させ、焼入れ・焼戻し処理後のミクロ組織をマルテンサイトとセメンタイトの混合組織とするのに必須の元素である。上記した最終製品段階でのセメンタイトの析出・分散による強化効果を得るためには、０．７％以上のＣを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が１．２％を超えると、製品段階での前記効果は得られるものの、仕上げ圧延後の冷却過程における初析セメンタイトの形態を制御することができないので、本発明の目的である球状化熱処理時間の短縮を実現することができない。したがって、Ｃの含有量を０．７〜１．２％とした。なお、Ｃの含有量は０．８〜１．１％とすることが好ましい。
【００８２】
Ｃｒ：０．８〜１．８％
Ｃｒは、セメンタイトを均一微細化させるとともに鋼の焼入れ性を向上させ、転動疲労寿命を向上させる作用を有する。この効果はＣｒの含有量が０．８％以上で発揮される。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．８％を超えると、前記したセメンタイトの均一微細化および焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、かえって、転動疲労寿命が低下し、さらに冷間加工性の低下をも招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．８〜１．８％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．９〜１．６％とすることが好ましい。
【００８３】
本発明においては、不純物中のＴｉ含有量を次のとおりに制限する。
【００８４】
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは、鋼中に存在するＮと結合して硬質のＴｉＮを形成し、このＴｉＮが軸受鋼製品の「転動疲労寿命」を大きく低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．０１％を超えると、ＴｉＮの形成が多くなって軸受鋼製品の転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＴｉ含有量を０．０１％以下とした。なお、不純物中のＴｉの含有量は低ければ低いほどよいので、０．００８％以下とすることが好ましい。
【００８５】
上記の理由から、本発明に係る高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法においては、Ｃ：０．７〜１．２％およびＣｒ：０．８〜１．８％を含有し、不純物中のＴｉが０．０１％以下である高炭素クロム軸受鋼鋼材を用いることとした。
【００８６】
高炭素クロム軸受鋼鋼材の好ましい化学組成としては、例えば、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．０１％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０２５％以下およびＭｏが０．０８％以下である高炭素クロム軸受鋼鋼材が挙げられる。
【００８７】
上記高炭素クロム軸受鋼鋼材のうちでもより好ましい化学組成としては、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．０１％以下、Ｐが０．０２％以下、Ｓが０．０２％以下およびＭｏが０．０８％以下である高炭素クロム軸受鋼鋼材が挙げられる。
【００９０】
上述した各高炭素クロム軸受鋼鋼材においては、その不純物のうち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｌ、ＮおよびＯのような炭化物を形成しない元素の量は、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２％以下程度であれば何ら球状化には影響しない。
【００９１】
（Ｂ）高炭素クロム軸受鋼鋼材の加熱条件
本発明（１）においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して圧延を開始する必要がある。
【００９２】
また、本発明（２）および本発明（３）においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して連続圧延を開始する必要がある。
【００９３】
これは、Ａｃｍ点を下回る加熱温度では、初析セメンタイトが残った状態となり、後工程である球状加熱処理の短縮効果を著しく阻害するからである。
【００９４】
したがって、本発明（１）においては、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して圧延を開始することとし、また、本発明（２）および本発明（３）においては、Ａｃｍ点以上の温度域に加熱して連続圧延を開始することとした。
【００９５】
なお、加熱コストの観点から、加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。
【００９６】
（Ｃ）高炭素クロム軸受鋼鋼材の熱間での圧延条件と圧延後の冷却条件
本発明（１）においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、前記（Ｂ）項に記載の条件で加熱して開始する熱間での圧延について、その仕上げ圧延の最終パスを、Ｚを前記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、前記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了し、その後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却する必要がある。
【００９７】
また、本発明（２）および本発明（３）においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する高炭素クロム軸受鋼鋼材を、前記（Ｂ）項に記載の条件で加熱して開始する熱間での連続圧延について、その仕上げ圧延の最終圧延機でのパス（仕上げ圧延の最終パス）を、Ｚを前記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、前記（２）式を満たす条件で行うとともに、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点〜１１５０℃となる条件で終了し、その後、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却する必要がある。
【００９８】
以下、その理由について説明する。
【００９９】
先ず、仕上げ圧延の最終パスにおいて、圧延機出側の被圧延材表面温度ＴがＡｃｍ点を下回る場合には、熱間圧延時の変形抵抗が増大するため、圧延機のミル負荷増大をきたし、一方、前記圧延機出側の被圧延材表面温度Ｔが１１５０℃を超えると、表層部のスケールが厚くなりすぎるなど表面性状の急激な劣化を招くからである。
【０１００】
次に、仕上げ圧延の最終パスを、Ｚを前記（１）式で表されるＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータとして、前記（２）式を満たす条件、つまり、「ｌｎＺ≧２５」とし、さらに、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのは、既に図２に示したとおり、この条件を満足しない場合には、仕上げ圧延の最終パス後の冷却過程において、旧オーステナイト粒界に沿ったフィルム状の初析セメンタイトが生成するため、後工程である球状化熱処理の短縮効果を著しく阻害してしまうからである。
【０１０１】
なお、前記（１）式のＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータにおける「εドット」と「Ｔ」はそれぞれ、仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度（１／ｓ）と圧延機出側の被圧延材表面温度（Ｋ）を意味する。
【０１０２】
そして、「仕上げ圧延の最終パスにおける平均ひずみ速度」とは、仕上げ圧延の最終パスにおける「真ひずみ」を上記最終パスでの圧延加工に要した「時間（ｓ）」で除した値を指す。
【０１０３】
また、前記温度ＴからＡｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してＡｒ1点以下の温度Ｔ１まで冷却するのは、Ａｒ1点より高い温度で冷却を停止した場合、パーライト変態せずオーステナイト状態から、続く特定の温度域に再加熱して保持することになるため、球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトを極めて多く分散させることができなくなるためである。したがって、層状組織であるパーライトがミクロ組織に占める割合を６０％以下に制限し、さらにアスペクト比の小さい微細なセメンタイトが極めて多く分散したミクロ組織が得られなくなる。
【０１０４】
Ａｒ1点までを０．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すれば、旧オーステナイト粒界に沿ったフイルム状の初析セメンタイトの生成を抑制することができ、しかも、パーライト変態を完了させることができるので、前記温度Ｔ１はＡｒ1点そのものであってもかまわない。また、Ａｒ1点以下の温度でありさえすれば温度Ｔ１は室温であってもよい。ただし、温度Ｔ１が低すぎると、後述する（Ｄ）の再加熱工程において、鋼材が所定の温度Ｔ２に達するまでの加熱処理時間が長時間になるため、生産性が低下するとともに製造コストも嵩んでしまう。したがって、再加熱工程における処理時間をできるだけ短時間にするために温度Ｔ１は（Ａｒ1点−２００℃）〜Ａｒ1点の範囲とすることが好ましい。
【０１０５】
なお、温度Ｔ１がＡｒ1点を下回る温度である場合には、Ａｒ1点から温度Ｔ１までの冷却速度は特に規定する必要はないので、生産性や設備的面を勘案して適宜その冷却方法を決定すればよい。
【０１０６】
（Ｄ）温度Ｔ１からの再加熱と冷却の条件
本発明においては、上記（Ｃ）の処理で一旦パーライト変態させた後は、温度Ｔ１から（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持し、次いで、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する必要がある。
【０１０７】
先ず、温度Ｔ１からの再加熱温度Ｔ２が（Ａｃ1点＋２０℃）を下回る場合には、パーライトが素地に十分に固溶することができないために、一方、Ｔ２が（Ａｃ1点＋８０℃）を超える場合には、パーライトが素地に固溶しすぎて、球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトの数量が激減するために、いずれの場合も所望のミクロ組織、すなわち、初析セメンタイトの生成を抑制、あるいは初析セメンタイトの形態をアスペクト比の小さいものに制御でき、しかも、層状組織であるパーライトがミクロ組織に占める割合を６０％以下に制限し、さらにアスペクト比の小さい微細なセメンタイトが極めて多く分散したミクロ組織が得られない。
【０１０８】
なお、温度Ｔ１からの再加熱温度Ｔ２が（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度であっても、その温度域での保持時間が５ｍｉｎ未満の場合には、層状組織であるパーライトが素地に固溶できないため、層状セメンタイトが残存してしまい、一方、９０ｍｉｎを超えて保持しても球状セメンタイトの生成核となるアスペクト比の小さい微細なセメンタイトの数量に変化が生じないので、コストの上昇と生産性の低下を招くばかりである。
【０１０９】
既に述べたように、（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持するとは、（Ａｃ1点＋２０℃）〜Ｔ２の温度域での保持時間が合計５〜９０ｍｉｎであることを意味する。
【０１１０】
次に、（Ａｃ1点＋２０℃）〜（Ａｃ1点＋８０℃）の温度Ｔ２に再加熱して該温度域で５〜９０ｍｉｎ保持してから、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するのは、冷却速度が５℃／ｓを超えると、冷却時にセメンタイトが球状に成長することが阻害されるとともに、オーステナイトが層状組織であるパーライトに変態するため層状セメンタイトが残存してしまうからである。
【０１１１】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【０１１２】
（実施例１）
表３に示す化学組成を有する鋼Ａを転炉溶製した後、真空脱ガス処理を施してから連続鋳造してブルームとし、さらにその後、分塊圧延を施して１６０ｍｍ角のビレットを作製した。
【０１１３】
なお、上記表３における鋼Ａは、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５（１９９９）に記載のＳＵＪ２鋼である。
【０１１４】
【表３】
0005124847.tif 000004
【０１１５】
次いで、上記１６０ｍｍ角のビレットの一部を用いて、１２５０℃で６０ｍｉｎ加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造し、直径３０ｍｍの丸棒を得た。この丸棒の断面の中心から直径Ｄの１／４の部位を基準にして、機械加工によって、直径が３ｍｍで長さが１０ｍｍの変態点測定用試験片を作製し、フォーマスタ試験機によって、加熱過程におけるＡｃｍ点とＡｃ1点および冷却過程におけるＡｒ1点を測定した。
【０１１６】
上記のようにして求めたＡｃｍ点、Ａｃ1点およびＡｒ1点を表４に示す。
【０１１７】
【表４】
0005124847.tif 000005
【０１１８】
また、上記の１６０ｍｍ角ビレットから機械加工によって、断面形状が４０ｍｍ×４０ｍｍで長さが１００ｍｍの熱間板圧延用試験片を切り出し、２ロール式のリバース圧延ミルを用いて、表５に示す圧延条件により厚さ１０ｍｍの板材に仕上げた。
【０１１９】
仕上げ圧延の最終パス後は、風冷や冷却媒体を変化させて冷却速度を制御し、表５に記載の温度Ｔ１まで冷却した。
【０１２０】
なお、温度Ｔ１がＡｒ1点を下回る試験番号１〜７、試験番号９および試験番号１０のうちで、試験番号１〜５、試験番号９および試験番号１０については、Ａｒ1点から温度Ｔ１までの冷却はいずれも、風冷の条件で行い、一方、試験番号６および試験番号７については、圧延材を断熱材でくるんで冷却を制御した。
【０１２１】
次いで、電気加熱炉を用いて前記の温度Ｔ１から表５に記載の温度Ｔ２まで再加熱して保持した後、１．０℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却した。
【０１２２】
なお、表５に記載の保持時間とは、既に述べたように、（Ａｃ1点＋２０℃）〜Ｔ２、すなわち、７４０℃〜Ｔ２の温度域での合計の保持時間を指す。なお、Ｔ２が７４０℃の場合は、７４０℃での保持時間を指す。
【０１２３】
【表５】
0005124847.tif 000006
【０１２４】
上記のようにして再加熱と冷却を行った厚さ１０ｍｍの板材に、図６に示す条件で大気雰囲気の箱型電気加熱炉装置を用いて、球状化熱処理を行った。
【０１２５】
なお、図６に示した熱処理パターンは、一般的な球状化熱処理として用いられている長時間処理の一例として示した図７の熱処理パターンに比べて、全在炉時間が半減したもので、球状化熱処理時間の短縮効果を調査するためのものである。
【０１２６】
次いで、上記球状化熱処理した厚さが１０ｍｍの各板材について、次に示す方法で、ミクロ組織を調査した。
【０１２７】
先ず、厚さが１０ｍｍの各板材の幅の中央を通り、圧延方向に平行に切り出したいわゆる「縦断面」が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて中心部１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。
【０１２８】
次に、上記のミクロ組織撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの割合を算出した。なお、以下の説明においては、上記のようにして求めたＬ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの割合を「球状化率」という。
【０１２９】
なお、図７に示すような、一般的な球状化熱処理として用いられている２０時間を超えるような長時間処理で得られる場合の球状化率は８５％程度であるため、８５％以上の球状化率が得られることを目標とし、また、球状化率８５％以上の場合に球状化熱処理時間の短縮が可能と判断した。
【０１３０】
表５に、上記の各試験結果を併せて示す。なお、表５の「評価」欄における「○」は「球状化率が目標の８５％に達していること」、すなわち球状化熱処理時間の短縮化の効果が得られることを示し、「×」は「球状化率が目標の８５％に未達であること」を意味する。
【０１３１】
表５から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜４の場合、その評価は「○」であって、球状化熱処理時間を短縮できることが明らかである。
【０１３２】
これに対して、製造条件が本発明で規定する条件から外れた試験番号５〜１０の場合、その評価は「×」であって、球状化熱処理時間の短縮化効果は認められない。
【０１３３】
（実施例２）
実施例１で用いた表３に示す化学組成を有する鋼Ａの１６０ｍｍ角ビレットを、１２５０℃で６０ｍｉｎ加熱し、仕上げ温度を１０００℃以上として熱間鍛造し、直径３０ｍｍの丸棒を得た。
【０１３４】
熱間鍛造によって作製した上記の直径３０ｍｍの丸棒から機械加工によって、直径が２０ｍｍで長さが１０００ｍｍの試験片を切り出し、連続式のモデルミルを用いて、表６に示す圧延条件により直径が１２ｍｍの丸棒に仕上げた。
【０１３５】
仕上げ圧延の最終パス後、つまり、仕上げ圧延機列の最終の圧延機でのパス後は、風冷や冷却媒体を変化させて冷却速度を制御し、表６に記載の温度Ｔ１まで冷却した。
【０１３６】
なお、温度Ｔ１がＡｒ1点を下回る試験番号１１〜１７、試験番号１９および試験番号２０のうちで、試験番号１１〜１５、試験番号１９および試験番号２０については、Ａｒ1点から温度Ｔ１までの冷却はいずれも、風冷の条件で行い、一方、試験番号１６および試験番号１７については、圧延材を断熱材でくるんで冷却を制御した。
【０１３７】
次いで、電気加熱炉を用いて前記の温度Ｔ１から表６に記載の温度Ｔ２まで再加熱して保持した後、１．０℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却した。
【０１３８】
なお、表６に記載の保持時間とは、（Ａｃ1点＋２０℃）〜Ｔ２、すなわち、７４０℃〜Ｔ２の温度域での合計の保持時間を指す。なお、Ｔ２が７４０℃の場合は、７４０℃での保持時間を指す。
【０１３９】
【表６】
0005124847.tif 000007
【０１４０】
上記のようにして再加熱と冷却を行った直径が１２ｍｍの丸棒に、図６に示す条件で大気雰囲気の箱型電気加熱炉装置を用いて、球状化熱処理を行った。
【０１４１】
なお、既に述べたように、図６に示した熱処理パターンは、一般的な球状化熱処理として用いられている長時間処理の一例として示した図７の熱処理パターンに比べて、全在炉時間が半減したもので、球状化熱処理時間の短縮効果を調査するためのものである。
【０１４２】
次いで、上記球状化熱処理した直径が１２ｍｍの各丸棒について、次に示す方法で、ミクロ組織を調査した。
【０１４３】
先ず、直径が１２ｍｍの各丸棒の中心軸を通り、圧延方向に平行に切り出したいわゆる「縦断面」が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて中心部１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。
【０１４４】
次に、上記のミクロ組織撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの割合、つまり「球状化率」を算出した。
【０１４５】
既に述べたように、図７に示すような、一般的な球状化熱処理として用いられている２０時間を超えるような長時間処理で得られる場合の球状化率は８５％程度である。このため、８５％以上の球状化率が得られることを目標とし、また、球状化率８５％以上の場合に球状化熱処理時間の短縮が可能と判断した。
【０１４６】
表６に、上記の各試験結果を併せて示す。なお、表６の「評価」欄における「○」は「球状化率が目標の８５％に達していること」、すなわち球状化熱処理時間の短縮化の効果が得られることを示し、「×」は「球状化率が目標の８５％に未達であること」を意味する。
【０１４７】
表６から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１１〜１４の場合、その評価は「○」であって、球状化熱処理時間を短縮できることが明らかである。
【０１４８】
これに対して、製造条件が本発明で規定する条件から外れた試験番号１５〜２０の場合、その評価は「×」であって、球状化熱処理時間の短縮化効果は認められない。
【産業上の利用可能性】
【０１４９】
本発明によれば、熱間圧延のままでは、そのミクロ組織がパーライトの単相組織あるいはベイナイトなど硬質相とパーライトの混合組織であるため冷間加工性や切削加工性が低く、２０時間を超えるような長時間の球状化熱処理が施されていた高炭素クロム軸受鋼鋼材、なかでも高炭素クロム軸受鋼棒または線材に関して、熱間圧延後の球状化熱処理の時間を短縮した場合であっても、従来の球状化熱処理した場合と遜色のないミクロ組織を確保することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１５０】
【図１】鋼Ｊ１〜Ｊ７について、Ｚｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの自然対数表記である「ｌｎＺ」と旧オーステナイト粒径ｄの逆数である（１／ｄ）の自然対数表記である「ｌｎ（１／ｄ）」との関係を整理して示す図である。
【図２】鋼Ｊ１〜Ｊ４、鋼Ｊ６及び鋼Ｊ７について、加工温度からＡｒ1点までの冷却速度ＶおよびＺｅｎｅｒ−ＨｏｌｌｏｍｏｎパラメータＺの自然対数表記である「ｌｎＺ」が、旧オーステナイト粒界に析出する初析セメンタイトの生成に及ぼす影響を整理して示す図である。
【図３】図２における「○」の具体的な一例で、鋼Ｊ２について微細な旧オーステナイトの粒界への初析セメンタイトの生成が抑制されたことを示す図である。
【図４】図２における「△」の具体的な一例で、鋼Ｊ２について微細な旧オーステナイトの粒界に初析セメンタイトが生成したものの、そのアスペクト比は小さく５．０以下であったことを示す図である。
【図５】図２における「×」の具体的な一例で、鋼Ｊ２について粗大な旧オーステナイトの粒界にアスペクト比が５．０を超えるフィルム状の初析セメンタイトが生成したことを示す図である。
【図６】実施例１および実施例２においてそれぞれ、厚さ１０ｍｍの板材および直径１２ｍｍの丸棒に、大気雰囲気の箱型電気加熱炉装置を用いて行った球状化熱処理パターンを説明する図である。
【図７】一般的な球状化熱処理として用いられている長時間熱処理パターンの一例を示す図である。
【図１】
0005124847.tif 000008
【図２】
0005124847.tif 000009
【図３】
0005124847.tif 000010
【図４】
0005124847.tif 000011
【図５】
0005124847.tif 000012
【図６】
0005124847.tif 000013
【図７】
0005124847.tif 000014