(57)【要約】【課題】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。【解決手段】本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、所定の鋼中成分を含み、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の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％、およびＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部は不可避不純物からなると共に、鋼中に含まれる円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３個／μｍ2以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．８〜１．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、
Ｍｎ：０．１〜１％、
Ｃｒ：１．１〜１．８％、
Ｐ：０％超０．０５％以下、
Ｓ：０％超０．０５％以下、
Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｎ：０％超０．０１％以下、および
Ｏ：０％超０．００５％以下を含有し、
更に、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．００５〜０．５％、およびＭｏ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択される１種以上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、
鋼中に含まれる短径１μｍ以上の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％、およびＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部は不可避不純物からなると共に、
鋼中に含まれる円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３個／μｍ2以上であることを特徴とする軸受用鋼材。
【請求項２】
Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の軸受用鋼材。
【請求項３】
Ｐｂ：０％超０．５％以下、Ｂｉ：０％超０．５％以下、およびＴｅ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１または２に記載の軸受用鋼材。
【請求項４】
Ｂ：０％超０．００５％以下を含む請求項１〜３のいずれかに記載の軸受用鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品に関する。詳細には本発明は、自動車や各種産業機械等に使用される軸受部品や機械構造用部品に適用される鋼材に関し、特にころ軸受、玉軸受等の転がり軸受の内・外輪や転動体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。
【背景技術】
【０００２】
各種産業機械や自動車等の分野に使用される軸受用のコロ、ニードル、玉、レース等の転動体には、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、年々厳しくなっており、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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
また、特許文献３は本出願人によって開示された技術である。詳細には上記特許文献３には、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中にＴｉＯ2を含むことで上記酸化物系介在物の結晶化を抑制でき、母相の鋼と酸化物系介在物との界面の空洞、並びに酸化物系介在物内部の空洞を抑制することで転動疲労特性に極めて優れた軸受用鋼材が得られることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００９−３０１４５号公報
【特許文献２】特開２０１０−２０２９０５号公報
【特許文献３】特開２０１４−２５０８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上記特許文献１では、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。
【００１１】
上記特許文献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。
【００１２】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決し得た本発明に係る軸受用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．１〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＯ：０％超０．００５％以下を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．００５〜０．５％、およびＭｏ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択される１種以上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の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％、およびＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部は不可避不純物からなると共に、鋼中に含まれる円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３個／μｍ2以上であるところに要旨を有するものである。
【００１４】
本発明の好ましい実施形態において、上記軸受用鋼材は、更にＣｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上を含む。
【００１５】
本発明の好ましい実施形態において、上記軸受用鋼材は、更にＰｂ：０％超０．５％以下、Ｂｉ：０％超０．５％以下、およびＴｅ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上を含む。
【００１６】
本発明の好ましい実施形態において、上記軸受用鋼材は、更にＢ：０％超０．００５％以下を含む。
【００１７】
本発明には、上記軸受用鋼材を用いて得られる軸受部品も包含される。
【発明の効果】
【００１８】
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平均組成を適正に制御すると共に、円相当直径が０．０１〜１．０μｍの微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が一定以上に制御されているため、転動疲労特性に極めて優れた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。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、前述した特許文献３を開示した後も、転動疲労特性に一層優れた軸受用鋼材を提供するため、更に検討を重ねてきた。その結果、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏを所定量の範囲内で添加し、円相当直径が０．０１〜１．０μｍの微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を所定の個数密度で分散させると、転動疲労特性がより一層改善することが判明した。更に、上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を分散させるためには、例えば分塊圧延、分塊鍛造、熱間圧延などの前に行われる加熱時の加熱温度を１０００℃以上とし、従来よりも高く制御すること；８００〜８５０℃の鍛圧比を２．５以上とし、従来より高く制御すること；熱間圧延または熱間鍛造の終了温度から５００℃までの平均冷却速度を１．０℃／ｓｅｃ以上とし、従来より速く制御することが有用である。なお、分塊条件等を考慮すると熱間圧延の前に行われる加熱時の加熱温度を上記のように高めに制御することが好ましい。
【００２０】
以下、本発明に到達した経緯を、特許文献３との関係で詳しく説明する。
【００２１】
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脱酸鋼材の提供を目的とし、転動疲労特性のレベルは、上記特許文献３よりも一層優れたＳｉ脱酸鋼材を提供するとの観点から検討を重ねてきた。
【００２２】
上記特許文献３では、母相の鋼と酸化物系介在物との界面の空洞、並びに酸化物系介在物内部の空洞を抑制しているが、き裂が発生・進展する母相の改善は行われていない。そのため、酸化物系介在物の周囲から一旦、き裂が発生すれば、その伸展速度は従来技術と同等であり、早期剥離は避けられない。
【００２３】
また、接触面圧が高く外力が変動するような過酷な環境下では、軟質化した酸化物系介在物自体が砕けて初期き裂となってしまうため、やはり早期剥離は避けられない。よって、上記特許文献３のように母相の鋼と酸化物系介在物との界面の空洞、並びに酸化物系介在物内部の空洞を抑制することによる転動疲労特性向上の効果には限界がある。
【００２４】
そこで、本発明者らは転動疲労特性の更なる向上には、き裂が発生・進展する母相を改善することが重要であると考えた。母相の強化のみを考慮するのであれば、従来より、鋼材の化学成分を最適化することが提案されている。しかし、上記酸化物系介在物の組成を制御することも考慮すると、鋼材の化学成分を大きく変更することは難しい。
【００２５】
このような事情に鑑み、本発明者らは、上記酸化物系介在物の組成を大きく変化することなしに母相を強化する観点から鋭意検討した。その結果、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏを所定量の範囲内で添加すると共に、微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を所定の個数密度で分散させれば、上記酸化物系介在物に影響を及ぼさずに母相を強化することができ、転動疲労特性を改善できることを見出した。
【００２６】
以下では、「円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物」を、単に「微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物」と呼ぶ場合がある。
【００２７】
以下、本発明の軸受用鋼材について詳しく説明する。上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、質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．１〜１．８％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＯ：０％超０．００５％以下を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．００５〜０．５％、およびＭｏ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択される１種以上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の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％、およびＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部は不可避不純物からなると共に、鋼中に含まれる円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３個／μｍ2以上であるところに特徴がある。
【００２８】
まず、本発明を最も特徴づける円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物について説明する。本発明は、上記の微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３個／μｍ2以上であるところに特徴がある。
【００２９】
上記「Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物」における炭窒化物とは、炭化物、窒化物、または炭窒化物を意味する。また、上記「Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物」における「Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系」とは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を意味する。よって、上記４種類の元素の一種または二種以上を含む炭化物、窒化物、または炭窒化物である限り、上記４種類の元素以外の元素が含まれていても良い。上記「Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物」は、後述する電解放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ））により同定することができる。
【００３０】
［円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度：３個／μｍ2以上］
円相当直径が０．０１〜１．０μｍの微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物は、母相のき裂の発生・進展を抑制する作用を有する。このような効果は、上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を３個／μｍ2以上に制御することで有効に発揮される。上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度の下限は、好ましくは３．５個／μｍ2以上、より好ましくは４．０個／μｍ2以上である。しかしながら、上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が３０．０個／μｍ2を超えると母相が強化され過ぎて、逆にき裂の伝搬速度を速めてしまうため、その上限を３０．０個／μｍ2以下にすることが好ましい。上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度の上限は、より好ましくは２０．０個／μｍ2以下である。
【００３１】
本発明は、微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を適切に制御したところに特徴があるが、そのためには、円相当直径が５μｍ以上の粗大なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の析出はなるべく抑制することが好ましい。上記粗大なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物は、き裂発生の起点となって寿命が悪化する。上記粗大なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度は少ない程良く、好ましい上限は１０．０個／ｃｍ2以下であり、より好ましくは９個／ｃｍ2以下、更に好ましくは８個／ｃｍ2以下であり、最も好ましくは０個／ｃｍ2である。
【００３２】
次に、鋼中成分について説明する。
【００３３】
［Ｃ：０．８〜１．２％］
Ｃは、基地に固溶して、マルテンサイト粒を強化するため、焼入れ焼戻し後の軸受部品の強度を確保するために有効な元素である。軸受部品において、所望の強度を得るためには、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１．２％を超えると、鋳造後に大型の炭化物を生成し、その後の圧延中に割れを生じやすくなる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％以上、より好ましくは０．９％以上である。また、Ｃ含有量の好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１％以下である。
【００３４】
［Ｓｉ：０．１〜０．８％］
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は、０．１％以上を含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．８％以下に抑える必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７％以下、より好ましくは０．６％以下である。
【００３５】
［Ｍｎ：０．１〜１％］
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％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含有量の好ましい下限は０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
【００３６】
［Ｃｒ：１．１〜１．８％］
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、さらにオーステナイト中の炭化物を安定化させて炭化物の球状化を促進するのに有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、１．１％以上含有させる必要がある。Ｃｒ含有量が１．８％を超えると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労特性を悪化させる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．７％以下、より好ましくは１．６％以下である。
【００３７】
［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であり、粒界に偏析して加工性を低下させるため、Ｐ含有量の上限を０．０５％以下に抑制する。Ｐ含有量は少ない程良く、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。尚、Ｐ含有量を０％にすることは、工業生産上、困難である。
【００３８】
［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であり、ＭｎＳとして析出して転動疲労寿命を低下させるため、Ｓ含有量の上限を０．０５％以下に抑制する。Ｓ含有量は少ない程良く、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。尚、Ｓ含有量を０％にすることは、工業生産上、困難である。
【００３９】
［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の含有量の上限を０．００５％以下とする。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、Ａｌ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含有量の下限は０．０００２％以上である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
【００４０】
［Ｃａ：０．０００２〜０．００２％］
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０．００２％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０．００２％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００１％以下であり、より好ましくは０．０００８％以下である。
【００４１】
［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、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の問題を解決することができ、転動疲労特性が向上する。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する。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とした。よって、Ｔｉ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００１１％以上である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
【００４２】
［Ｎ：０％超０．０１％以下］
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る。従って、Ｎ含有量の上限を０．０１％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
【００４３】
［Ｏ：０％超０．００５％以下］
Ｏは、好ましくない不純物元素である。不可避的に不純物として含有する元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００５％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。従って、Ｏの含有量の上限を０．００５％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下とする。
【００４４】
［Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．００５〜０．５％、およびＭｏ：０．０１〜２．０％よりなる群から選択される１種以上］
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏは、本発明を最も特徴付ける元素であり、転動疲労寿命を向上させる上で重要な元素である。詳細には、これらの元素は、ＣやＮと結合することによって、母相のき裂の発生・進展抑制に有用な上記Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の微細分散に寄与する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。具体的には、上記四種類の元素のうち少なくとも一つが上記範囲内で含まれていれば、上記効果を有効に発揮することができる。例えば、後記する試験Ｎｏ．５は、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、ＭｏのうちＶを除く三種類の元素を所定量含む例であり、微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数割合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。
【００４５】
［Ｎｂ：０．００５〜０．５％］
微細なＮｂ系炭窒化物を所定の個数密度で析出させるため、Ｎｂ含有量の下限は０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂの含有量が０．５％を超えると、Ｎｂ系炭窒化物が粗大になって破壊の起点となるため、かえって転動疲労寿命を悪化させる。よって、Ｎｂ含有量の上限は０．５％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。また、Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
【００４６】
［Ｖ：０．０１〜１．０％］
微細なＶ系炭窒化物を所定の個数密度で析出させるため、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上とする。しかし、Ｖの含有量が１．０％を超えると、Ｖ系炭窒化物が粗大になって破壊の起点となるため、かえって転動疲労寿命を悪化させる。よって、Ｖ含有量の上限は１．０％以下とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ｖ含有量の好ましい上限は０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。
【００４７】
［Ｗ：０．００５〜０．５％］
微細なＷ系炭窒化物を所定の個数密度で析出させるため、Ｗ含有量の下限は０．００５％以上とする。しかし、Ｗの含有量が０．５％を超えると、析出するＷ系炭窒化物が粗大になって破壊の起点となるため、かえって転動疲労寿命を悪化させる。よって、Ｗ含有量の上限は０．５％以下とする。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。また、Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
【００４８】
［Ｍｏ：０．０１〜２．０％］
微細なＭｏ系炭窒化物を所定の個数密度で析出させるため、Ｍｏ含有量の下限は０．０１％以上とする。しかし、Ｍｏの含有量が２．０％を超えると、析出するＭｏ系炭窒化物が粗大になって破壊の起点となるため、かえって転動疲労寿命を悪化させる。よって、Ｍｏ含有量の上限は２．０％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
【００４９】
本発明に含まれる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る。上記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が挙げられ、例えば、Ａｓ、Ｈ等の混入が許容され得る。
【００５０】
更に本発明では、以下の選択成分を含有しても良い。
【００５１】
［Ｃｕ：０％超１％以下、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｏ：０％超１％以下よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、いずれも母相の焼入れ性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるために、いずれも０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、いずれも１％を超えると加工性が劣化することになる。従って、いずれも１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８％以下である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。
【００５２】
［Ｐｂ：０％超０．５％以下、Ｂｉ：０％超０．５％以下、およびＴｅ：０％超０．１％以下よりなる群から選択される１種以上］
Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。これらの効果を有効に発揮させるために、Ｐｂ、Ｂｉはそれぞれ０．０１％以上、Ｔｅは０．００００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは、Ｐｂ、Ｂｉはそれぞれ０．０２％以上、Ｔｅは０．００００２％以上である。しかし、それぞれＰｂ、Ｂｉの含有量が０．５％を超えるか、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、圧延疵の発生等、製造上の問題が生じることになる。Ｐｂ、Ｂｉの含有量の好ましい上限は０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。
【００５３】
［Ｂ：０％超０．００５％以下］
Ｂは、Ｎと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒を整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。これらの効果は、Ｂで０．０００１％以上含有させることで有効に発揮される。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％以上、より好ましい下限は０．０００２％以上である。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、結晶粒が微細化し、不完全焼入れ相が生成しやすくなる。Ｂの含有量の好ましい上限は０．００５％以下、より好ましい上限は０．００３％以下であり、更に好ましくは０．００１％以下である。
【００５４】
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、鋼中に含まれる短径１μｍ以上の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％、およびＴｉＯ2：３〜１０％を含有し、残部は不可避不純物からなるところに特徴がある。
【００５５】
本発明において、特に短径１μｍ以上の酸化物系介在物に着目した理由は、以下のとおりである。すなわち、転動疲労特性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程、悪影響が大きいといわれている。そこで、転動疲労特性に悪影響を及ぼす可能性がある、寸法の大きな酸化物系介在物を評価するため、上記サイズの酸化物系介在物を制御することにした。
【００５６】
以下、順に説明する。
【００５７】
［ＣａＯ：２０〜５０％］
ＣａＯ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。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、ＣａＯ含有量を５０％以下とする必要がある。酸化物系介在物中に占めるＣａＯ含有量の好ましい下限は２２％以上であり、より好ましくは２５％以上である。また、ＣａＯ含有量の好ましい上限は４３％以下であり、より好ましくは４１％以下である。
【００５８】
［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。酸化物系介在物におけるＡｌ2Ｏ3含有量の好ましい下限は２２％以上であり、より好ましくは２５％以上である。また、Ａｌ2Ｏ3含有量の好ましい上限は４３％以下であり、より好ましくは４１％以下である。
【００５９】
［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。酸化物系介在物中におけるＳｉＯ2含有量の好ましい下限は２５％以上であり、より好ましくは３０％以上である。また、ＳｉＯ2含有量の好ましい上限は５０％以下であり、より好ましくは４５％以下である。
【００６０】
［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。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。酸化物系介在物中におけるＴｉＯ2含有量の好ましい下限は４％以上であり、より好ましくは５％以上である。また、ＴｉＯ2含有量の好ましい上限は８％以下であり、より好ましくは７％以下である。
【００６１】
本発明の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ＲＥＭ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＺｒＯ2、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏ、Ｃｒ2Ｏ3、ＮｂＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ2Ｏ3をそれぞれ約１０％以下の範囲で含有することができる。なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよびＣｅのうち少なくとも１種の元素を含有するのがよい。
【００６２】
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、特に所望とする微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物が所定の個数密度で得られるように、特に熱間圧延または熱間鍛造前に行われる加熱工程の加熱温度、熱間圧延または熱間鍛造工程の所定温度域における鍛圧比、次いで行われる冷却工程の所定温度域における平均冷却速度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。
【００６３】
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。
【００６４】
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０．０００２〜０．００２％に夫々制御する。
【００６５】
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濃度を制御しても良い。
【００６６】
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。
【００６７】
次に、所定個数密度の上記微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を得るための好ましい製造方法は以下のとおりである。
【００６８】
まず、後記する熱間圧延または熱間鍛造の前の加熱温度を、従来（おおむね、７００〜１３００℃程度）の下限よりも高くして、１０００℃以上で行う。通常の鋳造、分塊圧延後の鋼片において析出しているＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物は粗大で個数が少ないため、上記Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物をマトリックスに溶け込ませるためである。上記加熱温度の好ましい下限は１０５０℃以上である。しかしながら、上記加熱温度が高すぎると加熱のコストが増加するため、その上限を好ましくは１３００℃以下とする。
【００６９】
上記熱間圧延前または熱間鍛造前の加熱時における加熱時間は、上記作用を有効に発揮させるため、３０分以上行うことが好ましい。しかしながら、上記加熱時間が長すぎると製造性が悪くなるため、その上限を好ましくは１８０分以下とする。
【００７０】
上記のようにして加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する。本発明では、上記熱間圧延または熱間鍛造の工程において、特に８００〜８５０℃の範囲での鍛圧比を２．５以上とする。従来は、９００〜１０００℃の範囲での鍛圧比をおおむね２．７〜１０００として、主に該温度域で鍛圧を行っていた。これに対して本発明では、８００〜８５０℃の範囲での鍛圧比を２．５以上として、主に８００〜８５０℃の温度域で鍛圧を行う。即ち、本発明では８００〜８５０℃の温度域での鍛圧比を、従来より大きくすることにより、上記加熱工程で溶け込ませたＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏを微細に析出させることができ、所望とする微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を確保することができる。上記鍛圧比は、熱間圧延前後または熱間鍛造前後の断面積比を規定したものであり、以下の式で算出することができる。
鍛圧比＝熱間圧延または熱間鍛造前の鋼材の長手方向に垂直な断面積／熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材の長手方向に垂直な断面積
【００７１】
ここで、鍛圧比を制御すべき温度範囲を８００〜８５０℃に限定した理由は、８００℃未満では、熱間圧延または熱間鍛造を行うことができず、一方、８５０℃超では、熱間圧延または熱間鍛造で導入したひずみが消滅するため、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を微細に析出させることができないためである。好ましい鍛圧比は２．５以上である。なお、その上限は、上記観点からは特に限定されないが、製造性などを考慮すると、おおむね、５以下であることが好ましい。
【００７２】
その後、冷却する。本発明では、熱間圧延または熱間鍛造の終了温度（おおむね、８００〜９００℃程度）から５００℃までの平均冷却速度を１．０℃／ｓｅｃ以上とし、従来（おおむね、０．１〜０．５℃／ｓｅｃ）より速くしている。これにより、その後の冷却過程においても、所定個数密度の微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を確実に確保することができる。好ましい平均冷却速度は１．５℃／ｓｅｃ以上である。しかしながら、平均冷却速度が速すぎると、熱間圧延材または熱間鍛造材が割れるため、その上限を５．０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
【００７３】
ここで、平均冷却速度を制御すべき温度域を、熱間圧延または熱間鍛造の終了温度から５００℃までの範囲に限定した理由は、おおよそ５００℃でＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の析出が完了するからである。従って、５００℃未満以降の平均冷却速度は特に限定されず、例えば放冷などのように上記平均冷却速度よりも遅くして、室温まで冷却することができる。
【００７４】
その後の工程は特に限定されず、常法に従い、必要に応じて球状化焼鈍を行った後、熱間加工または冷間加工を行う。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
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。
【実施例】
【００７８】
（１）鋳片の製造
小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／１ｃｈ）を用い、下記表１、２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不純物）を溶製し、直径がφ２４５ｍｍ、高さが４８０ｍｍの鋳片を作製した。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、Ｓｉ脱酸処理を行った。
【００７９】
（２）Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度測定用試験片と酸化物系介在物の平均組成測定用試験片の作製
このようにして得られた鋳片を１２５０℃に加熱して１時間保持した後、１２００℃で分塊圧延し、室温まで冷却した。次いで表３、４に示す条件で加熱および熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度である９００℃から５００℃までの温度域を表３、４に示す平均冷却速度で冷却した後、放冷してφ６５ｍｍの丸棒鋼の熱間圧延材を作製した。なお、熱間圧延前の加熱は、表３、４に示す加熱温度で４５〜７５分間行った。このようにして得られた丸棒鋼について、その表面からＤ／２位置（Ｄは直径）で圧延方向断面が観察できるように上記丸棒鋼から２０ｍｍ×２０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を得た。この試験片を用いて、以下に示すＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度、および酸化物系介在物の平均組成を測定した。
【００８０】
（３）円相当直径が０．０１〜１．０μｍのＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度の測定
上記試験片の表面に金蒸着を行い、電解放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ、Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種、ＣおよびＮの少なくとも１種と、を含有する析出物を特定し、３００００倍の倍率で視野内を観察した。１視野は１６．８μｍ2とし、任意の３視野について合計５０．４μｍ2観察し、粒子解析ソフト［「粒子解析ＩＩＩ  ｆｏｒ  Ｗｉｎｄｏｗｓ．（登録商標）  Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００  ＳＵＭＩＴＯＭＯ  ＭＥＴＡＬ  ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用い、円相当直径が０．０１〜１．０μｍの微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ炭窒化物の個数密度を求めた。個数密度はμｍ2当たりに換算した。
【００８１】
（４）円相当直径が５μｍ以上のＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度の測定
上記試験片の表面を研磨した後、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」）により観察を実施した。この際、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、ＣおよびＮの少なくとも１種と、を含有する析出物を特定し、１視野を１ｃｍ2として任意の３視野について合計３ｃｍ2観察し、円相当直径が５μｍ以上の粗大なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を求めた。個数密度はｃｍ2当たりに換算した。
【００８２】
（５）酸化物系介在物の平均組成測定
上記試験片の断面を研磨した後、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、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、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介在物の平均組成を求めた。このようにして得られた定量結果のうち、酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とした。このとき、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。本発明では、上記単独酸化物として質量換算したものを平均して、酸化物の平均組成とした。なお、ＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ2Ｏ3、Ｍ3Ｏ5，ＭＯ2などの形態で存在するが、本実施例では、観測される全ての酸化物をＭ2Ｏ3に換算してＲＥＭ酸化物の平均組成を算出した。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。
【００８３】
（６）スラスト転動疲労試験片の製造と転動疲労試験
上記（２）で得られた丸棒鋼を７７０℃で６時間保持した後、１０℃／時の平均冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後、放冷して軟化させることにより球状化焼鈍材を得た。このようにして得られた球状化焼鈍材からφ６０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状のスラスト転動疲労試験用のテストピースを切り出し、８４０℃で３０分加熱後に油焼入れをし、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼き戻しを行った。最後に仕上げ研磨を施して、表面粗さＲａ０．１μｍのスラスト転動疲労試験片を作製した。このようにして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、繰り返し速度１５００ｒｐｍ、鋼球数３個、面圧５．３ＧＰａ、中止回数２×１０８回の条件でスラスト転動疲労試験を実施した。
【００８４】
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寿命」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ってＬ10寿命を決定した。
Ｌ10寿命５．０×１０７回以上を転動疲労特性に優れると評価した。
【００８５】
これらの結果を表３、４に記載する。なお、表３、４のＮｏ．は、同じ数字の表１、２の鋼材Ｎｏ．を用いたことを示す。
【００８６】
【表１】
2016108599.tif 000002
【００８７】
【表２】
2016108599.tif 000003
【００８８】
【表３】
2016108599.tif 000004
【００８９】
【表４】
2016108599.tif 000005
【００９０】
これらの結果から、次のように考察することができる。
【００９１】
まず、表３の試験Ｎｏ．１〜１９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）を満足する例であり、および微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数割合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。
【００９２】
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Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物を分散させ、き裂の伸展も抑制しているため、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。
【００９３】
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。
【００９４】
試験Ｎｏ．２０は鋼中にＮｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏを含まない表２の鋼材Ｎｏ．２０を用いた例、試験Ｎｏ．２１は鋼中にＮｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏの量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２１を用いた例、試験Ｎｏ．２５は鋼中Ａｌ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２５を用いた例、試験Ｎｏ．２６は鋼中Ａｌ量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２６を用いた例、試験Ｎｏ．２７は鋼中Ｃａ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２７を用いた例、試験Ｎｏ．２８は鋼中Ｃａ量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２８を用いた例、試験Ｎｏ．２９は鋼中Ｔｉ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２９を用いた例、試験Ｎｏ．３０は鋼中Ｔｉ量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．３０を用いた例、試験Ｎｏ．３１〜３４は鋼中にＮｂ、Ｖ、ＷおよびＭｏをすべて含む例であり、このうち試験Ｎｏ．３１は鋼中Ｎｂ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３１を用いた例、試験Ｎｏ．３２は鋼中Ｖ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３２を用いた例、試験Ｎｏ．３３は鋼中Ｗ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３３を用いた例、試験Ｎｏ．３４は鋼中Ｍｏ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３４を用いた例である。また、試験Ｎｏ．３５〜３８は鋼中にＮｂ、Ｖ、ＷおよびＭｏの１種を含む例であり、このうち試験Ｎｏ．３５は鋼中Ｎｂ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３５を用いた例、試験Ｎｏ．３６は鋼中Ｖ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３６を用いた例、試験Ｎｏ．３７は鋼中Ｗ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３７を用いた例、試験Ｎｏ．３８は鋼中Ｍｏ量が多い表２の鋼材Ｎｏ．３８を用いた例である。これらはいずれも転動疲労特性が低下した。
【００９５】
試験Ｎｏ．２０は、鋼中にＮｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏを含まない表２の鋼材Ｎｏ．２０を用いた例であり、本発明で規定する微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を満たさないため、転動疲労特性が低下した。
【００９６】
試験Ｎｏ．２１は、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＭｏの含有量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２１を用いた例であり、本発明で規定する微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度を満たさないため、転動疲労特性が低下した。
【００９７】
試験Ｎｏ．２２は、熱間圧延前の加熱温度が低い例であり、本発明で規定する微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が得られなかったため、転動疲労特性が低下した。
【００９８】
試験Ｎｏ．２３は、８００〜８５０℃での鍛圧比が低い例であり、本発明で規定する微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が得られなかったため、転動疲労特性が低下した。
【００９９】
試験Ｎｏ．２４は、熱間圧延の終了温度から５００℃までの冷却速度が低い例であり、本発明で規定する微細なＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ系炭窒化物の個数密度が得られなかったため、転動疲労特性が低下した。
【０１００】
試験Ｎｏ．２５は、Ａｌ含有量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２５を用いた例であり、酸化物中のＡｌ2Ｏ3含有量が高く、ＳｉＯ2含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。
【０１０１】
試験Ｎｏ．２６は、Ａｌ含有量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２６を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が少なく、Ａｌ2Ｏ3含有量が少なく、ＳｉＯ2含有量が高く転動疲労特性が低下した。
【０１０２】
試験Ｎｏ．２７は、Ｃａ含有量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２７を用いた例であり、酸化物中のＣａＯ含有量が高く、ＳｉＯ2含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。
【０１０３】
試験Ｎｏ．２８は、Ｃａ含有量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．２８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。
【０１０４】
試験Ｎｏ．２９は、Ｔｉ含有量が多い表２の鋼材Ｎｏ．２９を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ2含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。
【０１０５】
試験Ｎｏ．３０は、Ｔｉ含有量が少ない表２の鋼材Ｎｏ．３０を用いた例であり、酸化物中のＴｉＯ2含有量が少なく、転動疲労特性が低下した。