(57)【要約】【課題】転動疲労特性に優れた軸受用鋼材を提供する。【解決手段】所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である鋼成分からなる軸受用鋼材であって、鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、所定量のＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、Ａｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下であり、酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する複合介在物の個数の百分率が３０％以上である軸受用鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．８％以上１．１％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：１．３％以上１．８％以下、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００３０％以上０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である鋼成分からなる軸受用鋼材であって、
前記鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３：５％以上５０％以下、ＳｉＯ２：１０％以上７０％以下、ＴｉＯ２：３％以上５０％以下を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、前記Ａｌ２Ｏ３、前記ＳｉＯ２及び前記ＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、前記Ａｌ２Ｏ３及び前記ＳｉＯ２の合計質量に対する前記ＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下であり、
前記酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち前記鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する複合介在物の個数の百分率が３０％以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
【請求項２】
前記酸化物系介在物は、前記不可避的酸化物として、質量％で、ＣａＯ：０％超１０％未満を含有する請求項１に記載の転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の転動疲労特性に優れた軸受用鋼材を製造する方法であって、
Ｓｉ脱酸処理を行って前記鋼成分からなる鋼素材を得る溶製工程と、第１均熱工程と、分塊工程と、第２均熱工程と、熱間圧延工程とを有し、
前記第２均熱工程における保持温度が１２４０℃以下であり、
前記第１均熱工程及び前記第２均熱工程において、９００〜１２４０℃の温度下での保持時間が合計で６０分間以上である、軸受用鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記第１均熱工程における保持温度が９００〜１２４０℃であり、前記第２均熱工程における保持温度が９００℃未満であり、
前記第１均熱工程における保持時間が６０分間以上である請求項３に記載の軸受用鋼材の製造方法。
【請求項５】
前記第１均熱工程における保持温度が１２４０℃超であり、前記第２均熱工程における保持温度が９００〜１２４０℃であり、
前記第２均熱工程における保持時間が６０分間以上である請求項３に記載の軸受用鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記第１均熱工程における保持温度及び前記第２均熱工程における保持温度が９００〜１２４０℃であり、
前記第１均熱工程における保持時間と、前記第２均熱工程における保持時間の合計が、６０分間以上である請求項３に記載の軸受用鋼材の製造方法。
【請求項７】
請求項１又は２に記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。
【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、その製造方法及び転動疲労特性に優れた軸受部品に関する。詳細には本発明は、各種産業機械や自動車等に使用される軸受において、転動体や軌道輪等の部品として用いられたときに、優れた転動疲労特性を発揮する軸受用鋼材、当該軸受用鋼材の製造方法、及び当該軸受用鋼材から得られた軸受部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
軸受が各種産業機械や自動車等に使用されたときには、当該軸受中の転動体及び軌道輪に高い繰り返し応力が付与される。そのため、軸受の転動体及び軌道輪は長い転動疲労寿命が求められている。転動疲労寿命の向上要求は、産業機械類の高性能化、軽量化に対応して、年々厳しくなっている。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長い転動疲労寿命が求められている。
【０００３】
従来、転動疲労寿命は、鋼中に生成する酸化物系介在物のなかでも、主にＡｌ脱酸鋼において比較的多く生成する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、当該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寿命が延びると考えられていた。そのため、製鋼工程において、鋼中の酸素含有量を低減して転動疲労寿命を延ばす試みがなされてきた。
【０００４】
しかし、近年では、転動疲労寿命と、酸化物系介在物に代表される非金属介在物との関係についての研究が進み、酸化物系介在物の個数密度と転動疲労寿命とは必ずしも相関関係があるとは言えないことが判明している。そして、転動疲労寿命は、非金属介在物のサイズ、例えば非金属介在物の面積の平方根と密接な相関関係があり、転動疲労寿命を延ばすには、非金属介在物の個数密度を低減するよりも、非金属介在物のサイズを小さくする方が有効であることが明らかになっている。
【０００５】
一方、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ともに、Ｓｉ脱酸鋼を用いることで、生成する酸化物の組成を、Ａｌ２Ｏ３主体ではなくＳｉＯ２、ＣａＯ等を主体とする組成に制御し、これにより、圧延工程で非金属介在物を延伸、分断させて非金属介在物のサイズを低減し、転動疲労寿命を延ばす方法が提案されている（下記特許文献１、２）。
【０００６】
特許文献１には、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ２Ｏ３：２０％以下、ＭｎＯ：５０％以下及びＭｇＯ：１５％以下を含有し、残部はＳｉＯ２及び不可避的酸化物からなる酸化物系介在物が鋼材内部に存在し、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当該酸化物系介在物の最大厚さの算術平均値と硫化物系介在物の最大厚さの算術平均値が、それぞれ、８．５μｍ以下である軸受鋼材が提案されている。
【０００７】
特許文献２には、特許文献１に記載の酸化物系介在物に、酸化物成分として更にＺｒＯ２を所定量含む高清浄度Ｓｉ脱酸鋼材が提案されている。
【０００８】
他方、特許文献３には、ＲＥＭ介在物の生成を制御して、アルミナ、ＴｉＮ、及びＭｎＳを無害化させた、長い疲労寿命を有するばね用鋼とその製造方法が提案されている。詳細には、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物へと改質して粗大化を防止し、ＳをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、更に、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより疲労寿命に有害なＴｉＮの個数密度を減らす方法が提案されている。
【０００９】
特許文献４には、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中にＴｉＯ２を含むことで当該酸化物系介在物の結晶化を抑制し、これにより、鋼中の母相（基地相）と酸化物系介在物の界面に発生する空洞を抑制して転動疲労寿命を向上させた軸受用鋼材が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【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２０１３−１０８１７１号公報
【特許文献４】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】
【００１１】
しかしながら、特許文献１では、鋼中の母相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、充分な転動疲労寿命が得られているとはいえない。
【００１２】
特許文献２にも、前記界面での剥離によって生じる空洞に関する記載は一切ない。そもそも非金属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の転動疲労寿命が長いとは限らない。
【００１３】
特許文献３では、酸化物系介在物がＲＥＭやＡｌのような強脱酸元素から構成されており、Ｓｉのような弱脱酸元素を主体としていないため、鋼中における酸化物系介在物と母相の界面に生じる剥離を抑制することはできない。
【００１４】
特許文献４では、非晶質体となった酸化物系介在物と母相との界面における空洞発生が抑制されていることから、荷重の付与される方向にかかわらず、転動疲労寿命を向上させている。しかし、昨今の軸受部品に対する更なる耐久性向上要求から、転動疲労寿命が更に長い軸受用鋼材の開発が望まれている。
【００１５】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、その製造方法及び転動疲労特性に優れた軸受部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明の一局面は、質量％で、Ｃ：０．８％以上１．１％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：１．３％以上１．８％以下、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００３０％以上０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる軸受用鋼材であって、前記鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３：５％以上５０％以下、ＳｉＯ２：１０％以上７０％以下、ＴｉＯ２：３％以上５０％以下を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、前記Ａｌ２Ｏ３、前記ＳｉＯ２及び前記ＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、前記Ａｌ２Ｏ３及び前記ＳｉＯ２の合計質量に対する前記ＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下であり、前記酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち前記鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する複合介在物の個数の百分率が３０％以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材である。
【００１７】
本発明の他の一局面は、Ｓｉ脱酸処理を行って前記鋼成分からなる鋼素材を得る溶製工程と、第１均熱工程と、分塊工程と、第２均熱工程と、熱間圧延工程とを有し、前記第２均熱工程における保持温度が１２４０℃以下であり、前記第１均熱工程及び前記第２均熱工程において、９００〜１２４０℃の温度下での保持時間が、合計で６０分間以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００１８】
本発明の更に他の一局面は、前記軸受用鋼材からなる軸受部品である。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、その製造方法及び転動疲労特性に優れた軸受部品を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
《軸受用鋼材》
まず、本発明の一局面である転動疲労特性に優れた軸受用鋼材について説明する。本発明者らは、前述した特許文献４を開示した後も、転動疲労寿命を更に延ばした軸受用鋼材を提供するため、更に検討を重ねた。そして、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物に含まれるＣａＯの量が少ないときには、分塊圧延又は熱間圧延前の加熱工程における加熱保持温度の高低又は加熱保持時間の長短によって、軸受用鋼材の転動疲労寿命が大幅に変動することが明らかになった。
【００２１】
そこで、本発明者らは、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物として、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２を主成分とする酸化物系介在物を生成させ、更に、当該酸化物系介在物と鋼材の母相（鋼材の基地相）との界面にＴｉＮを存在させれば、転動疲労寿命が更に延びるのではないかと着想した。その具体的な手段として、酸化物系介在物の大きさ及び組成、並びに、当該酸化物系介在物に占める前記界面にＴｉＮが存在する介在物の個数比率を検討した。
【００２２】
その結果、下記要件（ａ）〜（ｃ）を満足すれば、所期の目的が達成されることを見出し、本発明の転動疲労特性に優れた軸受用鋼材に至った。
（ａ）鋼材が、質量％で、Ｃ：０．８％以上１．１％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：１．３％以上１．８％以下、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００３０％以上０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物である鋼成分からなること、
（ｂ）鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３：５％以上５０％以下、ＳｉＯ２：１０％以上７０％以下、ＴｉＯ２：３％以上５０％以下を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、Ａｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下であること、
（ｃ）前記酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する介在物（本明細書では、複合介在物と呼ぶ場合がある。）の個数の百分率が３０％以上であること。
【００２３】
本発明において、「転動疲労特性に優れた」とは、後記する実施例に記載のスラスト転動疲労試験における疲労寿命Ｌ１０が５．４×１０７回以上であることをいう。
【００２４】
以下、本発明に到達した経緯を、特許文献４、更には特許文献３との関係で詳しく説明する。
【００２５】
本発明者らは、特許文献４の鋼材よりも転動疲労寿命が長いＳｉ脱酸鋼材を提供すべく、種々検討を重ねてきた。
【００２６】
Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物は非晶質となり易く、熱間圧延で延伸し易いことが知られている。そのため、熱間圧延が施された鋼材では、酸化物系介在物に異方性が生じてしまう。その結果、鋼材の転動疲労寿命においても異方性が生じてしまうため、好ましくない。一方、酸化物系介在物の組成を制御することで熱間加工が施される高温域で結晶化し、多結晶体とすることも可能である。しかし、多結晶体となった酸化物系介在物は、鋼の母相に比べて変形抵抗が高いため、熱間加工や冷間加工時に鋼中の母相と酸化物系介在物の界面に空隙を発生し易い。界面に発生した空隙は、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすため、好ましくない。
【００２７】
そこで本発明者らは、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物の組成のみならずＴｉＮの生成状況を制御することによって空隙の発生を抑制する方法について鋭意検討した。その結果、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物と母相の界面に所定量のＴｉＮを生成させると当該界面での剥離を抑制でき、転動疲労寿命が著しく向上することを見出した。
【００２８】
ＴｉＮに関しては、特許文献３に示すように、疲労寿命に悪影響を及ぼすとの報告が多数行われている。しかし、上記報告は全て、特許文献３のようにＡｌ脱酸鋼において生成するＴｉＮに関するものである。つまり、Ａｌ脱酸鋼の場合、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、（Ｃａ，Ａｌ）系酸化物等の脱酸生成物が溶鋼中に固相で生成するため、当該脱酸生成物を生成核としてＴｉＮが生成し易い。又、Ａｌ２Ｏ３等は溶鋼中で凝集して粗大化し易いため、Ａｌ２Ｏ３等に生成したＴｉＮも粗大化する傾向にある。その結果、前記Ａｌ２Ｏ３等の脱酸生成物とＴｉＮの複合体は粗大化する傾向にあり、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすと考えられる。又、粗大化したＡｌ２Ｏ３等の大部分をＴｉＮで被覆するには、多量のＴｉＮを生成させる必要があり、却って前記複合体の粗大化を招き、転動疲労寿命に悪影響を及ぼすと考えられる。更に、ＴｉＮで被覆できなかったＡｌ２Ｏ３等の酸化物系介在物と母相との界面では、依然として剥離が生じるため、その剥離が原因となって鋼材の転動疲労寿命は向上しないと考えられる。
【００２９】
このように従来においても、酸化物系介在物と母相との界面に生成するＴｉＮに着目した技術は多数開示されている。しかし、特許文献３に示すように、いずれもＡｌ脱酸鋼を原料として用いた鋼材を対象としている。そして、解決方法として、疲労寿命に有害なＴｉＮの個数密度を低減して無害化する技術が開示されているに過ぎない。特許文献３に開示された解決方法では、酸化物系介在物と母相との界面に生じて、転動疲労寿命に悪影響を及ぼす剥離を抑制することはできない。
【００３０】
これに対して、本発明の鋼材はＳｉ脱酸鋼を用いており、Ｓｉ脱酸鋼の溶製段階ではＡｌ２Ｏ３等のような粗大化し易い脱酸生成物の生成は抑制される。そして、本発明の鋼材であるＳｉ脱酸鋼は、その溶製段階で、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２を脱酸生成物として生成し、脱酸生成物全体に占めるＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率は６０％以上である。Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２とＴｉＯ２からなる酸化物系介在物は、Ａｌ脱酸で生成する脱酸生成物（Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、（Ｃａ，Ａｌ）系酸化物等）に比べて低融点であり、溶鋼中で凝集し難く、粗大化し難い傾向にある。そのため、熱間加工（例えば、分塊圧延、分塊鍛造、熱間圧延）前の加熱段階にて、酸化物系介在物（Ｓｉ脱酸で生成した脱酸生成物）を生成核としてＴｉＮが生成して複合介在物が形成されても、当該複合介在物は比較的微細なままである。又、ＴｉＮは、結晶構造がｂｃｃであるα−Ｆｅとの格子整合性に優れていることはよく知られている。そのため、ＴｉＮにより、前記複合介在物と母相との密着性が良好となり、その結果、前記複合介在物と母相の界面に生じる剥離が抑制されると考えられる。その結果、転動疲労寿命が飛躍的に向上したと考えられる。
【００３１】
所定量の前記複合介在物を確保するためには、前述したように分塊圧延、分塊鍛造、熱間圧延等の前に行われる加熱時の保持温度と保持時間を、ＴｉＮを生成するのに適した温度で適した時間だけ保持する必要がある。この点、特許文献４では、転動疲労寿命を延ばすために、Ｓｉ脱酸で得られた酸化物系介在物を非晶質体に維持することに主眼を置き、前記加熱時の保持温度及び保持時間は従来のままであり、特段の配慮は全く行っていなかった。そして、特許文献４における転動疲労寿命を延ばすに当たって、本発明者らが検討した結果、これまで留意していなかった、前記加熱時の保持時間をＴｉＮが生成するのに適した温度で従来よりも長く行うことで、前記酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが生成し、酸化物系介在物と母相の界面の密着性が向上して空隙が抑制され、転動疲労寿命がより一層長くなることが判明した。例えば、分塊圧延、分塊鍛造、熱間圧延等の前に行われる加熱時の保持温度と保持時間を、ＴｉＮを生成するのに適した温度で長時間保持すれば、前記酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが生成し、酸化物系介在物と母相の界面の密着性が向上して空隙が抑制され、転動疲労寿命が向上することが判明し、本発明を完成した。
【００３２】
以下、本発明の軸受用鋼材の要件（ａ）〜（ｃ）について説明する。
（ａ）鋼材の化学組成（鋼成分）について
本発明の軸受用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．８％以上１．１％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：１．３％以上１．８％以下、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００３０％以上０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である鋼成分からなる鋼材である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
［Ｃ：０．８〜１．１％］
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐磨耗性を付与するための必須の元素である。こうした作用を発揮させるために、Ｃ含有量は０．８％以上、好ましくは０．８５％以上、より好ましくは０．９０％以上とする。しかし、Ｃ含有量が多過ぎると、軸受の芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。従って、Ｃ含有量は１．１％以下、好ましくは１．０５％以下、より好ましくは１．０％以下とする。
［Ｓｉ：０．１５〜０．８％］
Ｓｉは、脱酸元素として有効に作用する他、焼入れ・焼戻し軟化抵抗を高めて硬さを高める作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるために、Ｓｉ含有量は０．１５％以上、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、鍛造時に金型寿命が低下するばかりか、コスト増加を招くことになる。従って、Ｓｉ含有量は０．８％以下、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下とする。
［Ｍｎ：０．１〜１．０％］
Ｍｎは、鋼材母相の固溶強化及び焼入れ性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｎ含有量は０．１％以上、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、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、加工性や切削性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下とする。
［Ｃｒ：１．３〜１．８％］
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成によって、強度及び耐磨耗性を向上させ、これによって転動疲労特性の改善に有効な元素である。こうした作用を発揮させるために、Ｃｒ含有量は１．３％以上、好ましくは１．３５％以上、より好ましくは１．４％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物が粗大化して、転動疲労特性及び切削性を低下させる。従って、Ｃｒ含有量は１．８％以下、好ましくは１．７％以下、より好ましくは１．６％以下とする。
［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐは、鋼材に不可避的に含まれる元素である。Ｐ含有量が過剰になると、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下とする。Ｐ含有量はできるだけ少ない方がよい。Ｐ含有量の下限値は特に定めないが、工業的には０．００２％である。
［Ｓ：０％超０．０１５％以下］
Ｓは、鋼材に不可避的に含まれる元素であり、硫化物を形成する元素でもある。Ｓ含有量が過剰になると、粗大な硫化物が鋼材中に残存するため、転動疲労特性が劣化する。従って、Ｓの含有量は０．０１５％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよい。Ｓ含有量の下限値は特に定めないが、工業的には０．０００５％である。
［Ａｌ：０．０００２〜０．００５％］
Ａｌは脱酸元素であり、その含有量の多寡によって酸化物系介在物の組成を変動させる元素でもある。Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも熱間圧延後も粗大な酸化物として残存するので、転動疲労特性が悪化する。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。本発明ではＳｉによる脱酸を行うため、Ａｌ脱酸鋼のように酸化精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わない。しかし、Ａｌ含有量が過少な場合には、酸化物中のＡｌ２Ｏ３含有量が少なくなり過ぎ、ＳｉＯ２を多く含む酸化物系介在物が生成して転動疲労特性が劣化する。又、Ａｌ含有量を極力減らすには、Ａｌの混入を抑制する必要がある。そのために、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。しかし、Ａｌ２Ｏ３含有量の少ないフラックスは非常に高価であり、高炭素鋼である軸受鋼では経済的でない。従って、Ａｌ含有量は０．０００２％以上、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。
［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を添加することで、酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが生成され、当該界面に生じる剥離が抑制される。その結果、転動疲労特性が改善する。更に、酸化物系介在物中のＴｉＯ２濃度を制御することができ、アスペクト比の低減化（詳細は後述する。）にも有効に作用し、転動疲労特性が一層向上する。こうした作用を発揮させるために、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１１％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化するとともに、ＴｉＯ２系酸化物の粗大化を招き、転動疲労特性が悪化する。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下、好ましく０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。
［Ｎ：０．００３０〜０．０１０％］
Ｎも前記Ｔｉと同様、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＮを添加することで、酸化物系介在物と母相との界面にＴｉＮが生成され、当該界面に生じる剥離を抑制できる。その結果、転動疲労特性が改善する。こうした作用を発揮させるために、Ｎ含有量は０．００３０％以上、好ましくは０．００３５％以上、より好ましくは０．００４０％以上とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化するため、転動疲労特性が悪化する。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下とする。
［Ｏ：０％超０．００３０％以下］
Ｏは、鋼材に不可避的に含まれ元素である。Ｏ含有量が過剰になると、粗大な酸化物が生成し易くなり、熱間圧延及び冷間圧延後においても酸化物系介在物が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含有量は０．００３０％以下、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。転動疲労特性を改善するために、Ｏ含有量はできるだけ少ない方がよい。Ｏ含有量の下限値は、転動疲労特性改善の観点からは特に限定されないが、経済性等を考慮すると、好ましくは０．０００４％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上である。Ｏ含有量を０．０００４％未満に制御するためには溶鋼からのＯ除去を厳密に行う必要があり、溶鋼処理時間が長くなる等経済的でないからである。
［その他の成分］
本発明の軸受用鋼材は前記各成分を満足するものであり、残部成分は鉄並びに前記Ｐ、Ｓ及びＯ以外の不可避不純物である。前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（例えば、Ｈ、Ｎｉ等）が挙げられる。
（ｂ）短径１μｍ以上の酸化物系介在物の組成について
本発明の軸受用鋼材は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物を有し、その組成は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３：５％以上５０％以下、ＳｉＯ２：１０％以上７０％以下、ＴｉＯ２：３％以上５０％以下を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、Ａｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
［酸化物系介在物の短径：１μｍ以上］
転動疲労特性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程、悪影響度が大きいと言われている。そこで、本発明では、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に、前記サイズ（短径１μｍ以上）の酸化物系介在物を制御することにした。
［Ａｌ２Ｏ３：５〜５０％］
Ａｌ２Ｏ３は、ＳｉＯ２を主体とした酸化物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物鋼と母相との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。又、Ａｌ２Ｏ３には、酸化物系介在物の結晶化を促進する効果がある。そのため、酸化物系介在物のアスペクト比低減に重要な役割を果たす。このような効果を有効に発揮させるために、酸化物系介在物の組成におけるＡｌ２Ｏ３含有量は５％以上、好ましくは８％以上、より好ましくは１２％以上とする。しかし、酸化物系介在物の組成におけるＡｌ２Ｏ３含有量が過剰になると、溶鋼中及び凝固過程で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。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易くなり、転動疲労特性を悪化させる。従って、酸化物系介在物の組成におけるＡｌ２Ｏ３含有量は５０％以下、好ましくは４０％以下、より好ましくは３０％以下とする。
［ＳｉＯ２：１０〜７０％］
ＳｉＯ２は、酸化物系介在物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物と母相との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。このような効果を有効に発揮させるために、酸化物系介在物の組成におけるＳｉＯ２含有量は１０％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは２５％以上、更に好ましくは３０％以上とする。しかし、酸化物系介在物の組成におけるＳｉＯ２含有量が過剰になると、酸化物が粗大化して転動疲労特性が悪化する。又、酸化物が延伸してアスペクト比が大きくなるため、転動疲労特性が悪化する。従って、酸化物系介在物の組成におけるＳｉＯ２含有量は７０％以下、好ましくは６０％以下、より好ましくは４５％以下とする。
［ＴｉＯ２：３〜５０％］
ＴｉＯ２は、ＳｉＯ２を主体とした酸化物の液相線温度を下げる効果がある。そのため、酸化物の粗大化を抑制して、酸化物系介在物と母相との界面にＴｉＮを生成させる効果がある。その結果、転動疲労特性が改善する。又、ＴｉＯ２には、酸化物系介在物の結晶化を促進する効果がある。そのため、酸化物系介在物のアスペクト比低減に重要な役割を果たす。このような効果を有効に発揮させるために、酸化物系介在物の組成におけるＴｉＯ２含有量は３％以上、好ましくは５％以上、より好ましくは１０％以上、更に好ましくは２０％以上とする。しかし、酸化物系介在物の組成におけるＴｉＯ２含有量が過剰になると、酸化物が粗大化して転動疲労特性が悪化してしまう。従って、酸化物系介在物の組成におけるＴｉＯ２含有量は５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。
［不可避的酸化物］
前記酸化物系介在物は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、及びＴｉＯ２を含有し、残部成分は不可避的酸化物である。不可避的酸化物とは、製造過程等で不可避的に含まれる酸化物であり、例えば、ＣａＯ、ＲＥＭ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＺｒＯ２、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ、Ｃｒ２Ｏ３、ＮｂＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３が挙げられる。不可避的酸化物は、前記酸化物系介在物の結晶化状態やアスペクト比等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てもよい。前記酸化物系介在物の全質量に対する不可避的酸化物の合計質量百分率は、おおむね、３０％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましい。例えば、ＣａＯは、前記酸化物系介在物の全質量に対する質量百分率が２０％以下の範囲で、含有することができる。又、ＲＥＭ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＺｒＯ２、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ、Ｃｒ２Ｏ３、ＮｂＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３は、それぞれ前記酸化物系介在物の全質量に対する質量百分率が１０％未満の範囲で、含有することができる。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（周期表第６周期第３族に属するＬａからＬｕまでの１５種の元素）、Ｓｃ（スカンジウム）及びＹ（イットリウム）の１７種の元素をいう。これらの元素のなかでも、Ｌａ、Ｃｅ及び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、Ｌａ及び／又はＣｅを含有することがより好ましい。
［Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率：６０％以上（Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＴｉＯ２≧６０％）］
上述したようにＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２は、本発明における酸化物系介在物の主要成分であり、それぞれの含有量が制御されているが、本発明では、更にＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計含有量も適切に制御される必要がある。これにより、酸化物系介在物と母相との界面にＴｉＮを生成させて界面での剥離を抑制し、転動疲労特性を改善することができる。Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計含有量が過少であると、酸化物が粗大化してしまい、ＴｉＮによる前記界面制御が十分に得られず、転動疲労特性は向上しない。このような観点から、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計含有量は６０％以上とする。Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計含有量は多い程よく、６５％以上であることが好ましく、７０％以上であることがより好ましい。一方、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計含有量の上限値は特に限定されず、例えば１００％であってもよい。
［Ａｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比：０．１０以上１．５０以下（１．５０≧ＴｉＯ２／（Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２）≧０．１０）］
上述したようにＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２は、本発明における酸化物系介在物の主要成分である。Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が、所定の範囲内にある場合、酸化物系介在物と母相との界面にＴｉＮを生成させて界面での剥離を抑制することができる。Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過小な場合、酸化物系介在物の中に占めるＴｉＯ２の割合が少なくなり、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２が主体となる。その結果、酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮを生成させることができず、転動疲労特性は向上しない。又、酸化物系介在物のアスペクト比が大きくなる。このような観点から、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比は０．１０以上、好ましくは０．１５以上、より好ましくは０．２５以上とする。しかし、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過大な場合、酸化物系介在物の中にＴｉＯ２の割合が大きくなり過ぎ、酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮを生成させることができず、転動疲労特性は向上しない。従って、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比は１．５０以下、好ましくは１．３０以下、より好ましくは１．００以下とする。
（ｃ）短径１μｍ以上の酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する複合介在物の個数の百分率について
本発明の軸受用鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、その全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち鋼材の母相（基地相）との界面にＴｉＮが存在する介在物の個数の百分率（以下、ＴｉＮ個数割合と呼ぶ場合がある。）が３０％以上である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
【００３３】
前記界面に存在するＴｉＮとは、後記する実施例の欄に示すように、前記酸化物系介在物（と鋼材の母相（基地相）との界面）上に生成したＴｉＮを意味する。このＴｉＮは転動疲労寿命の向上に極めて重要であり、前記界面にＴｉＮが存在することで、複合介在物と母相との界面に生じる剥離が抑制される。転動疲労寿命に悪影響を及ぼす界面剥離が抑制される結果、転動疲労寿命が向上する。このような効果が生じるＴｉＮ個数割合は３０％以上である。ＴｉＮ個数割合は多い程よく、４０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。一方、ＴｉＮ個数割合の上限は特に限定されず、例えば、１００％であってもよい。
【００３４】
ＴｉＮ個数割合の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。
【００３５】
本発明の軸受用鋼材では、上記のように鋼成分及び酸化物組成を適切に制御することによって、鋼材の長手方向に平行に切断した面に存在する酸化物系介在物のアスペクト比（長径／短径）の平均値（以下、単にアスペクト比と呼ぶ場合がある。）は３．０以下に低減される。これにより、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。前記アスペクト比は小さい程よく、おおむね、２．５以下であることが好ましく、２．０以下であることが更に好ましい。
【００３６】
アスペクト比の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。
【００３７】
《軸受用鋼材の製造方法》
次に、本発明の他の一局面である転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法について説明する。
【００３８】
本発明の軸受用鋼材は、Ｓｉ脱酸処理を行って前記鋼成分からなる鋼素材を得る溶製工程と、第１均熱工程と、分塊工程と、第２均熱工程と、熱間圧延工程とを経るとともに、前記第２均熱工程における保持温度を１２４０℃以下に設定し、前記第１均熱工程及び前記第２均熱工程における９００〜１２４０℃の温度下での保持時間を合計で６０分間以上にすることによって、製造することができる。
【００３９】
本発明の軸受用鋼材の製造に際しては、所定の酸化物組成とＴｉＮ個数割合とが得られるように、溶製工程、第１均熱工程及び第２均熱工程に留意する。これら以外の工程では、軸受用鋼の製造に通常用いられる方法が適宜選択される。
【００４０】
以下、溶製工程、第１均熱工程及び第２均熱工程について説明する。
［溶製工程］
前記鋼成分からなる鋼を溶製して鋳造することにより、鋳片である鋼素材を得る。鋼を溶製する際に、通常実施されるＡｌ添加による脱酸処理を行なわずに、Ｓｉ添加による脱酸処理（Ｓｉ脱酸処理）を実施する。
【００４１】
前記酸化物組成を得るための好ましい溶製方法は以下の通りである。
【００４２】
溶製時には、Ａｌ２Ｏ３の含有量を制御するために、鋼中に含まれるＡｌ含有量を前記の通り、０．０００２〜０．００５％に制御する。
【００４３】
ＴｉＯ２の制御方法は特に限定されない。当該技術分野で通常用いられる方法に基づいて、溶製時に、鋼中に含まれるＴｉ含有量が前記の通り、０．０００５〜０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉを添加すればよい。この場合のＴｉの添加方法は特に限定されない。例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整してもよいし、或いは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御してもよい。
【００４４】
ＳｉＯ２の含有量は、他の酸化物を前記のように制御することによって、間接的に制御される。
【００４５】
前記ＴｉＮ個数割合を得るための好ましい制御方法は以下の通りである。
【００４６】
常法に従って鋼の溶製時に、鋼中に含まれるＴｉ含有量が前記の通り０．０００５〜０．０１０％、Ｎ含有量が前記の通り０．００３〜０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉ、Ｎを添加する。Ｔｉの添加方法は特に限定されない。例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整してもよいし、或いは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御してもよい。Ｎの添加方法も特に限定されない。例えば、Ｎを含有する合金を添加して調整してもよいし、溶鋼をガス攪拌する際に窒素ガスを用いて制御してもよいし、或いは、溶鋼と接触するガス相中の窒素分圧を制御してもよい。
［第１均熱工程及び第２均熱工程］
熱間圧延後にＴｉＮが前記酸化物系介在物と鋼材の母相（鋼材の基地相）との界面に存在するように、分塊圧延又は分塊鍛造の前に行われる加熱及び熱間圧延の前に行われる加熱の際に、前記酸化物系介在物と鋼の界面にＴｉＮが生成しやすい保持温度（９００〜１２４０℃）で保持時間を一定以上（６０分間以上）に制御する。
【００４７】
以下、詳しく説明する。
【００４８】
分塊圧延又は分塊鍛造の前に行われる加熱には、鋼素材が指定温度に昇温した後に、当該指定温度（第１指定温度）下で指定時間（第１指定時間）だけ保持される工程（第１均熱工程）が含まれる。一方、熱間圧延の前に行われる加熱には、鋼素材に分塊圧延又は分塊鍛造を行って得られた圧延素材が他の指定温度に昇温した後に、当該他の指定温度（第２指定温度）下で他の指定時間（第２指定時間）だけ保持される工程（第２均熱工程）が含まれる。熱間圧延の前に行われる加熱の際にして、前記酸化物系介在物と鋼の界面に生成したＴｉＮが消失しないように、第２指定温度を１２４０℃以下に設定する。そして、鋼素材及び圧延素材の第１均熱工程及び第２均熱工程における９００〜１２４０℃の温度下での保持時間を、合計で６０分間以上となるように制御する。
【００４９】
具体的には、第１均熱工程及び第２均熱工程における第１指定温度、第２指定温度、第１指定時間及び第２指定時間を次の条件１〜条件３のいずれかを満たすように制御する。
【００５０】
条件１：第１指定温度が９００〜１２４０℃であり、第２指定温度が９００℃未満であり、第１均熱工程における鋼素材の第１指定温度で保持する時間（第１指定時間）が６０分間以上であること、
条件２：第１指定温度が１２４０℃超であり、第２指定温度が９００〜１２４０℃であり、第２均熱工程における圧延素材の第２指定温度で保持する時間（第２指定時間）が６０分間以上であること、
条件３：第１指定温度及び第２指定温度の両方が９００〜１２４０℃であり、第１均熱工程における鋼素材の第１指定温度で保持する時間（第１指定時間）と、第２均熱工程における圧延素材を第２指定温度で保持する時間（第２指定時間）の合計が、６０分間以上であること。
【００５１】
例えば、（１）第１均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で鋼素材を保持する時間が６０分間以上となるように、且つ、第２均熱工程においてＴｉＮが生成し難い温度（９００℃未満）で圧延素材を保持するように制御してもよい。（２）第１均熱工程においてＴｉＮが生成しても消失しやすい温度（１２４０℃超）で鋼素材を保持し、且つ、第２均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で圧延素材を保持する時間が６０分間以上となるように制御してもよい。（３）第１均熱工程においてＴｉＮが生成し難い温度（９００℃未満）で鋼素材を保持し、且つ、第２均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で圧延素材を保持する時間が６０分間以上となるように制御してもよい。（４）第１均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で保持する時間と、第２均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で保持する時間のいずれか一方又は双方が、６０分間以上となるように制御してもよい。（５）第１均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で保持する時間と、第２均熱工程においてＴｉＮが生成しやすい温度（９００〜１２４０℃）で保持する時間とが、合計で６０分間以上となるように制御してもよい。
【００５２】
前記条件１における第１指定温度の下限値は９５０℃であることが好ましい。前記条件１における第１指定温度の上限値は１２００℃であることが好ましく、１１５０℃であることがより好ましい。前記条件１における第１指定時間は長い程よい。例えば、８０分間以上であることが好ましく、１００分間以上であることがより好ましく、１５０分間以上であることが更に好ましい。一方、前記条件１における第１指定時間の上限値は特に限定されないが、製造効率等を考慮すると、おおむね、２０時間以下であることが好ましい。前記条件１における第２指定温度の下限値は７００℃であることが好ましい。
【００５３】
前記条件２における第２指定温度の下限値は９５０℃であることが好ましい。前記条件２における第２指定温度の上限値は１２００℃であることが好ましく、１１５０℃であることがより好ましい。前記条件２における第２指定時間は長い程よい。例えば、８０分間以上であることが好ましく、１００分間以上であることがより好ましく、１５０分間以上であることが更に好ましい。一方、前記条件２における第２指定時間の上限値は特に限定されないが、製造効率等を考慮すると、おおむね、２０時間以下であることが好ましい。前記条件２における第１指定温度の上限値は１３００℃であることが好ましい。
【００５４】
前記条件３における第１指定温度及び第２指定温度の下限値は、それぞれ９５０℃であることが好ましい。前記条件３における第１指定温度及び第２指定温度の上限値は、それぞれ、１２００℃であることが好ましく、１１５０℃であることがより好ましい。前記条件３における第１指定時間と第２指定時間の合計値は長い程よい。例えば、第１指定時間と第２指定時間の合計で、８０分間以上であることが好ましく、１００分間以上であることがより好ましく、１５０分間以上であることが更に好ましい。一方、前記条件３における第１指定時間と第２指定時間を合計した上限値は特に限定されないが、製造効率等を考慮すると、おおむね、２０時間以下であることが好ましい。
【００５５】
前記条件１〜３において、第１指定時間及び第２指定時間の各範囲は、第１均熱工程と第２均熱工程とで、第１指定温度及び第２指定温度が相違するため、第１指定温度に応じた好ましい第１指定時間と、第２指定温度に応じた好ましい第２指定時間とを設定することが推奨される。
【００５６】
尚、第１均熱工程における保持とは、鋼素材を第１指定温度に維持することをいい、設備の制約から目標とする第１指定温度に対して、鋼素材の温度が高温又は低温に変動する場合を含む。第１指定温度として所定の温度域を指定した場合には、鋼素材を当該所定の温度域内に維持することをいう。例えば、第１指定温度が９００〜１２４０℃である場合には、鋼素材を９００〜１２４０℃の範囲内に維持すればよく、９００〜１２４０℃の範囲内の特定の温度（例えば１２００℃）に維持してもよい。
【００５７】
又、第２均熱工程における保持とは、圧延素材を第２指定温度に維持することをいい、設備の制約から目標とする第２指定温度に対して、鋼素材の温度が高温又は低温に変動する場合を含む。第２指定温度として所定の温度域を指定した場合には、圧延素材を当該所定の温度域内に維持することをいう。例えば、第２指定温度が９００〜１２４０℃である場合には、圧延素材を９００〜１２４０℃の範囲内に維持すればよく、９００〜１２４０℃の範囲内の特定の温度（例えば１０００℃）に維持してもよい。
【００５８】
そして、第１均熱工程において、第１指定温度下で第１指定時間だけ保持された鋼素材に対して、常法に従い、分塊圧延又は分塊鍛造を行う。又、第２均熱工程において、第２指定温度下で第２指定時間だけ保持された圧延素材に対して、常法に従い、熱間圧延を行い、更に球状化焼鈍を行った後に、熱間加工又は冷間加工を行う。このようにして、本発明の軸受用鋼材が得られる。尚、分塊圧延又は分塊鍛造を行った圧延素材は、一旦冷却した後に加熱してもよいし、冷却せずに加熱してもよい。
【００５９】
《軸受部品》
このようにして得られた本発明の軸受用鋼材を、所定の部品形状に切削し、更に焼入れ・焼戻し処理を施すことで、本発明の更に他の一局面である軸受部品が得られる。鋼材を製造する段階の形状は、上述した製造に適用できるような線状及び棒状のいずれも含まれる。鋼材を製造する段階における中間品のサイズは、最終製品に応じて適宜決められる。
【００６０】
前記軸受部品としては、例えば、コロ、ニードル、玉等の転動体と、アウターレース、インナーレース等の軌道輪とが挙げられる。
【００６１】
上述したように、本発明の一局面は、質量％で、Ｃ：０．８％以上１．１％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：１．３％以上１．８％以下、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０１５％以下、Ａｌ：０．０００２％以上０．００５％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｎ：０．００３０％以上０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる軸受用鋼材であって、前記鋼材中に存在する短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３：５％以上５０％以下、ＳｉＯ２：１０％以上７０％以下、ＴｉＯ２：３％以上５０％以下を含有し、残部は不可避的酸化物からなり、前記Ａｌ２Ｏ３、前記ＳｉＯ２及び前記ＴｉＯ２の合計質量百分率が６０％以上であり、前記Ａｌ２Ｏ３及び前記ＳｉＯ２の合計質量に対する前記ＴｉＯ２の質量の比が０．１０以上１．５０以下であり、前記酸化物系介在物の全個数に占める、当該酸化物系介在物のうち前記鋼材の母相との界面にＴｉＮが存在する複合介在物の個数の百分率が３０％以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材である。
【００６２】
このような構成によれば、鋼成分及び鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成が適切に制御されているため、優れた転動疲労特性を示す。特に、母相と酸化物系介在物の界面に存在するＴｉＮが両者を密着させるので、転動疲労によって生じる早期剥離が抑制される。
【００６３】
従って、本発明の軸受用鋼材は、アウターレース、インナーレース等の、スラスト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。又、母相と酸化物系介在物の界面に存在するＴｉＮの密着力に、スラスト方向とラジアル方向の異方性は殆どないので、本発明の軸受用鋼材はコロ、ニードル、玉等の、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も有用である。
【００６４】
本発明の軸受用鋼材は、前記酸化物系介在物が、前記不可避的酸化物として、質量％で、ＣａＯ：０％超１０％未満を含有することが好ましい。このような構成により、酸化物系介在物と母相の界面により一層ＴｉＮを生成させることができるようになり、優れた転動疲労特性を得ることができる。  本発明の他の一局面は、Ｓｉ脱酸処理を行って前記鋼成分からなる鋼素材を得る溶製工程と、第１均熱工程と、分塊工程と、第２均熱工程と、熱間圧延工程とを有し、前記第２均熱工程における保持温度が１２４０℃以下であり、前記第１均熱工程及び前記第２均熱工程において、９００〜１２４０℃の温度下での保持時間が、合計で６０分間以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００６５】
より具体的には、溶鋼に対してＳｉ脱酸処理を行い、鋳造することにより前記鋼成分からなる鋼素材を得る溶製工程と、前記鋼素材を第１指定温度で保持する第１均熱工程と、前記第１均熱工程にて前記第１指定温度で保持された前記鋼素材に分塊圧延又は分塊鍛造を行うことにより圧延素材を得る分塊工程と、前記圧延素材を第２指定温度で保持する第２均熱工程と、前記第２均熱工程にて前記第２指定温度で保持された前記圧延素材に熱間圧延を行う熱間圧延工程とを有し、前記第２指定温度が１２４０℃以下であり、前記鋼素材及び前記圧延素材の少なくとも一方を前記第１均熱工程と前記第２均熱工程において９００〜１２４０℃の温度下で保持する時間が、合計で６０分間以上である、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００６６】
このような構成によれば、本発明の軸受用鋼材を好適に製造することができる。
【００６７】
本発明の軸受用鋼材の製造方法は、例えば、（１）前記第１均熱工程における保持温度（第１指定温度）を９００〜１２４０℃に、前記第２均熱工程における保持温度（第２指定温度）を９００℃未満にそれぞれ設定し、前記第１均熱工程における保持時間を６０分間以上にしてもよいし、（２）前記第１均熱工程における保持温度（第１指定温度）を１２４０℃超に、前記第２均熱工程における保持温度（第２指定温度）を９００〜１２４０℃にそれぞれ設定し、前記第２均熱工程における保持時間を６０分間以上にしてもよいし、（３）前記第１均熱工程における保持温度（第１指定温度）及び前記第２均熱工程における保持温度（第２指定温度）の双方を９００〜１２４０℃に設定し、前記第１均熱工程における保持時間と、前記第２均熱工程における保持時間の合計を、６０分間以上にしてもよい。
【００６８】
本発明の更に他の一局面は、前記軸受用鋼材からなる軸受部品である。このような構成によれば、軸受部品の素材として本発明の軸受用鋼材を用いているので、荷重の付与される方向にかかわらず、軸受部品の転動疲労特性を安定的に改善することができる。
【００６９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。尚、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】
【００７０】
＜１＞鋳片の作製
１チャージの容量が１７０ｋｇである小型溶解炉を用いて、下記表１に示す鋼成分の鋼（残部は鉄及び不可避的不純物）が溶製された。この溶鋼から、表１に示す鋼材Ｎｏ．１〜４７の鋳片が作製された。各鋳片の寸法は、上部の直径が２４５ｍｍで、下部の直径が２１０ｍｍで、高さ（長さ）が４８０ｍｍであった。
【００７１】
前記溶製時には、ＭｇＯ系耐火物の取鍋が用いられた。鋼材Ｎｏ．１〜４６の鋼については、溶製時にＳｉ脱酸処理が行われ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを用いて溶鋼の溶存酸素量が調整された後、Ｔｉ源が投入されて、Ｔｉ含有量が制御された。前記Ｔｉ源としてＦｅ−Ｔｉ合金が用いられた。Ｎ含有量は、雰囲気中の窒素分圧を制御するとともに、Ｔｉ源添加前に窒化マンガンを添加することで調整された。一方、鋼材Ｎｏ．４７の鋼については、溶製時にＡｌ添加による脱酸処理が行われた。
＜２＞熱間圧延材の作製
鋼材Ｎｏ．１〜４７の鋳片に対して分塊圧延及び熱間圧延が施されて、直径６５ｍｍの熱間圧延材（丸棒鋼）が得られた。前記鋳片は、分塊圧延前に、下記表２に示す分塊前加熱炉保持温度（前記第１均熱工程における保持温度、即ち、前記第１指定温度）まで加熱され、その温度にて同表に示す分塊前加熱炉保持時間（前記第１均熱工程における保持時間、即ち、前記第１指定時間）だけ保持された後に、９００〜１２００℃の温度にて分塊圧延が施され、室温まで冷却された。その後、分塊圧延が施された鋳片は、表２に示す熱間圧延前加熱炉保持温度（前記第２均熱工程における保持温度、即ち、前記第２指定温度）まで加熱され、その温度にて同表に示す熱間圧延前加熱炉保持時間（前記第２均熱工程における保持時間、即ち、前記第２指定時間）だけ保持された後に、８３０〜１１００℃の温度にて熱間圧延が施された。
＜３＞酸化物系介在物の組成測定用試験片の作製と組成の測定
鋼材Ｎｏ．１〜４７の熱間圧延材は、７６０〜８００℃の温度で２〜８時間加熱された後に、１０〜１５℃／時の平均冷却速度で（Ａｒ１変態点−６０℃）の温度まで冷却されてから大気放冷された（球状化焼鈍）。これにより、球状化セメンタイトを分散させた球状化焼鈍材が得られた。この球状化焼鈍材から直径（Ｄ）が６０ｍｍで、高さ（熱間圧延材の圧延方向長さ）が３０ｍｍである円柱状の試験片が切り出された。切り出された試験片を、８４０℃の温度で３０分間加熱した後、油焼入れし、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼戻しを行うことによって、酸化物系介在物の組成測定用試験片が作製された。
【００７２】
このようにして作製された鋼材Ｎｏ．１〜４７の組成測定用試験片から、その直径Ｄ（６０ｍｍ）の１／４の位置において圧延方向を含む断面の寸法が圧延方向長さで２０ｍｍ且つ圧延方向に垂直な方向の長さで２０ｍｍとなるように、ミクロ試料が１個切り出された。そして、ミクロ試料の前記断面が研磨された。
【００７３】
鋼材Ｎｏ．１〜４７のミクロ試料の研磨面は、日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析装置（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｍｉｃｒｏ    Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、商品名「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）を用いて観察され、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の組成が定量分析された。詳細には次の通りである。ミクロ試料の研磨面での観察面積を１００ｍｍ２として、介在物の中央部の組成が特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析された。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、分析対象とする前記介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から、各介在物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、介在物の組成が求められた。このようにして定量分析された介在物のうち、酸素（Ｏ）含量が５質量％以上の介在物を酸化物系介在物とした。このとき、一つの酸化物系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が算出された。本発明では、前記単独酸化物として質量換算したものを平均して、酸化物の組成とした。前記定量分析の結果を表３に示す。同表中の組成は、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の組成（残部は不可避的酸化物）を表す。Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量百分率（Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＴｉＯ２）、及びＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比（ＴｉＯ２／（Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））も同表に示す。
＜４＞酸化物系介在物のアスペクト比の測定
鋼材Ｎｏ．１〜４７の酸化物系介在物の組成測定用試験片を用いて、短径が１μｍ以上の任意の酸化物系介在物（分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素））１００個が選ばれ、各々の長径と短径が測定され、各々の酸化物系介在物のアスペクト比（＝長径／短径）が算出された。その結果を算術平均することで、酸化物系介在物の平均のアスペクト比が得られた。得られたアスペクト比を表３に示す。
＜５＞ＴｉＮ個数割合の測定
まず、鋼材Ｎｏ．１〜４７の酸化物系介在物の組成測定用試験片の前記研磨面における観察面積１００ｍｍ２に対して、まず、電子線マイクロプローブＸ線分析装置を用いて、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物（分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）で、酸素含量が５質量％以上の介在物）が５個選ばれた。５個の酸化物系介在物の選定基準は、観察面積１００ｍｍ２の中に存在する酸化物系介在物のうち、そのサイズが最も大きいものから順番に選ばれる５個である。酸化物系介在物のサイズが最も大きいものを選定した理由は、転動疲労特性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程、悪影響度が大きいと言われているからである。尚、酸化物系介在物のサイズは、前記観察面に現れている酸化物系介在物の「長径×短径」の値で大小を比較した。
【００７４】
次に、対象の酸化物系介在物は、ＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ、集束イオンビーム加工法）により酸化物系介在物がＴＥＭ観察可能な厚さまで薄片化された。薄片化に用いられた装置は、日立製作所製の集束イオンビーム加工観察装置ＦＢ２０００Ａであり、加速電圧は３０ｋＶで、イオン源としてＧａが用いられた。そして、薄片化した酸化物系介在物がＴＥＭ観察された。ＴＥＭ観察に用いられた装置は、日本電子製の電界放出形透過電子顕微鏡ＪＥＭ−２０１０Ｆであり、Ｎｏｒａｎ製ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析装置Ｖａｎｔａｇｅにて、酸化物系介在物と母相の界面に対してＥＤＸ分析が実施された。分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒとし、Ｔｉ濃度が３０％以上の相が選定され、その相に対して電子線回折による同定解析が行われ、立方晶の結晶構造を示すものがＴｉＮと判断された。このとき、対象の酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが存在している場合（つまり、ＴｉＮとして判断する前記方法でＴｉＮが存在すると認められた場合）、酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが存在している酸化物系介在物があると判断され、測定した５個の酸化物系介在物中に存在する、前記ＴｉＮが存在している酸化物系介在物の個数の割合が測定された。得られた割合（ＴｉＮ個数割合）を表３に示す。
＜６＞スラスト転動疲労試験片の作製と転動疲労特性の評価
前記＜３＞で得られた球状化焼鈍材から直径が６０ｍｍで、厚さが６ｍｍである試験片が切り出された。切り出された試験片に対して、８４０℃の温度で３０分間の加熱が行われた後、油焼入れが行われ、次いで１６０℃の温度で１２０分間焼戻しが行われた。焼戻された試験片に対して仕上げ研磨が施こされて、表面粗さＲａ０．０４μｍ以下のスラスト転動疲労試験片が作製された。このようにして得られた鋼材Ｎｏ．１〜４７のスラスト転動疲労試験片に対して、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）用いて、負荷速度１２００ｒｐｍ、鋼球数３個、面圧５．２４ＧＰａ、中止回数２億回の条件でスラスト転動疲労試験が実施された。
【００７５】
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を意味する（「軸受」、岩波全書、曽田範宗著を参照）。鋼材Ｎｏ．１〜４７の各鋼材につき、１６個の試料を用いて前記スラスト転動疲労試験が行われてＬ１０寿命が決定された。次いで、溶製時にＡｌ添加による脱酸処理が行われた従来鋼の鋼材Ｎｏ．４７のＬ１０寿命（１．２×１０７回）に対する鋼材Ｎｏ．１〜４６の各鋼材のＬ１０寿命の寿命比が求められ、下記基準で評価された。
・不可（転動疲労寿命に劣る）：Ｌ１０寿命５．４×１０７回未満（４．５倍未満の寿命比）
・可（転動疲労寿命に優れる）：Ｌ１０寿命５．４×１０７回以上６．０×１０７回未満（４．５倍以上５．０倍未満の寿命比）
・良（転動疲労寿命に特に優れる）：Ｌ１０寿命６．０×１０７回以上６．５×１０７回未満（５．０倍以上５．４倍未満の寿命比）
・優（転動疲労寿命に特段に優れる）：Ｌ１０寿命６．５×１０７回以上（５．４倍以上の寿命比）
上記基準のうち、不可は不合格を意味し、可、良及び優は合格を意味する。
【００７６】
尚、前記合格基準の最低レベルである「可」の寿命比（４．５倍以上）は、特許文献４の実施例で最も高い寿命比が得られた表２の試験Ｎｏ．１１、試験Ｎｏ．３５（寿命比３．８倍）を超えるものであり、本実施例では、特許文献４よりも高い合格基準を設定している。
【００７７】
鋼材Ｎｏ．１〜４７のＬ１０寿命、寿命比及び合否を表４に示す。表中、「Ｅ＋０７」は「×１０７」を意味する。
【００７８】
鋼材Ｎｏ．１〜２６は、本発明で規定する要件（ａ）〜（ｃ）を満足する例であり、いずれも優れた転動疲労特性を示す。鋼材Ｎｏ．１〜２６は、酸化物系介在物のアスペクト比も適切に制御されている。
【００７９】
尚、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、本実施例では酸化物系介在物のアスペクト比が小さいため、ラジアル方向の転動疲労寿命も良好であると推察される。
【００８０】
一方、鋼材Ｎｏ．２７〜４７は、本発明で規定する要件（ａ）〜（ｃ）の少なくとも１つを満足しない例であり、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８１】
具体的には、鋼材Ｎｏ．２７は鋼中Ｃ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．２８は鋼中Ｍｎ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．２９は鋼中Ｃｒ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．３０は鋼中Ｃｒ含有量が過少な例である。鋼材Ｎｏ．３１は鋼中Ｐ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．３２は鋼中Ｓ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．３７は鋼中Ｎ含有量が過多な例である。鋼材Ｎｏ．３９は鋼中Ｏ含有量が過多な例である。これらは、いずれもＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８２】
鋼材Ｎｏ．３３は鋼中Ａｌ含有量が過多な例である。そして、鋼材Ｎｏ．３３は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物中のＡｌ２Ｏ３含有量が過多で、当該酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過小で、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．３３はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８３】
鋼材Ｎｏ．３４は鋼中Ａｌ含有量が過少な例である。そして、鋼材Ｎｏ．３４は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物中のＡｌ２Ｏ３含有量が過少で、当該酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過大で、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．３４はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８４】
鋼材Ｎｏ．３５は鋼中Ｔｉ含有量が過多な例である。そして、鋼材Ｎｏ．３５は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物中のＴｉＯ２含有量が過多であるとともにＳｉＯ２含有量が過少であり、当該酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過大で、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．３５はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８５】
鋼材Ｎｏ．３６は鋼中Ａｌ含有量及びＴｉ含有量が過少な例である。そして、鋼材Ｎｏ．３６は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物中のＡｌ２Ｏ３含有量及びＴｉＯ２含有量が過少であるとともにＳｉＯ２含有量が過多であり、酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過小で、酸化物系介在物と母相の界面にＴｉＮが存在しない（即ち、ＴｉＮ個数割合が過小な）例である。鋼材Ｎｏ．３６はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８６】
鋼材Ｎｏ．３８は鋼中Ｎ含有量が過少であるとともに、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．３８はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８７】
鋼材Ｎｏ．４０は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物の全質量に占めるＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２及びＴｉＯ２の合計質量の割合が過少であるとともに、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．４０はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８８】
鋼材Ｎｏ．４１は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過大であるとともに、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．４１はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００８９】
鋼材Ｎｏ．４２は、短径１μｍ以上の酸化物系介在物においてＡｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２の合計質量に対するＴｉＯ２の質量の比が過小であるとともに、ＴｉＮ個数割合が過小な例である。鋼材Ｎｏ．４２はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００９０】
鋼材Ｎｏ．４３は、分塊圧延前の加熱炉保持温度及び熱間圧延前の加熱炉保持温度が高過ぎて、ＴｉＮ個数割合が過小となった例である。鋼材Ｎｏ．４３はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００９１】
鋼材Ｎｏ．４４、４６は、分塊圧延前の加熱炉保持温度が高過ぎ、且つ熱間圧延前の加熱炉保持時間が短過ぎて、ＴｉＮ個数割合が過小となった例である。鋼材Ｎｏ．４４、４６はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００９２】
鋼材Ｎｏ．４５は、分塊圧延前の加熱炉保持温度が高過ぎ、且つ熱間圧延前の加熱炉保持温度が低過ぎて、ＴｉＮ個数割合が過小となった例である。鋼材Ｎｏ．４５はＬ１０寿命及び寿命比が基準値よりも低いため、所望の転動疲労特性を示さない。
【００９３】
鋼材Ｎｏ．４７は、溶製時にＡｌ添加による脱酸処理が行われた例である。短径１μｍ以上の酸化物系介在物中にＳｉＯ２及びＴｉＯ２が存在しない。鋼材Ｎｏ．４７はＬ１０寿命及び寿命比の基準値となっているので、所望の転動疲労特性を示さない。
【００９４】
【表１】
2017160466.tif 000002
【００９５】
【表２】
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【００９６】
【表３】
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【００９７】
【表４】
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