"窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体からなる耐摩耗性部材であって、上記セラミックス焼結体のFe成分の含有量がFe換算で10ppm以上3500ppm以下であり、Ca成分の含有量がCa換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下であると共に、窒化珪素結晶粒子のβ化率が95以上であり、窒化珪素結晶粒子の最大長径が40μm以下であり、粒界相にあるCa化合物がXRDにより検出されず、セラミックス焼結体の硬度、破壊靱性値および密度のばらつきが±10以内であることを特徴とする耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体の粒界相にあるMg化合物がXRDにより検出されないことを特徴とする請求項1記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体が、Ti、Zr、Hf、W、Mo、Ta、Nb及びCrから成る群より選択される少なくとも1種の元素を0.1~5質量含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体が、希土類元素成分を希土類元素換算で1~5質量含有し、Al成分をAl元素換算で1~5質量含有することを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体のビッカース硬度が1400以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体の破壊靱性が5.5MPam1/2以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項5のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体の密度が3.18g/cm3以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項6のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。前記耐摩耗性部材を構成する窒化珪素結晶粒子のアスペクト比の平均である平均アスペクト比が2以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項7のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。前記セラミックス焼結体が、表面粗さRa1μm以下の研磨面を具備することを特徴とする請求項1乃至請求項8のいずれか1項に記載の耐摩耗性部材。窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体から成る耐摩耗性部材の製造方法であって、窒化珪素原料粉末および焼結助剤粉末を含有し、Fe成分の含有量がFe換算で10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量がCa換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg換算で1ppm以上2000ppm以下である原料混合粉末を成形して成形体を得る工程と、この成形体を相対密度が80以上98未満となるように温度1600~1950°Cで1次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程と、さらに相対密度が98以上となるように焼結体を温度1600~1900°Cで2次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程と、を具備することを特徴とする耐摩耗性部材の製造方法。前記2次焼結は熱間静水圧プレスHIP法により実施することを特徴とする請求項10記載の耐摩耗性部材の製造方法。前記セラミックス焼結体が焼結助剤として希土類元素成分を希土類元素換算で1~5質量含有し、Al成分をAl元素換算で1~5質量含有することを特徴とする請求項10または請求項11に記載の耐摩耗性部材の製造方法。請求項10乃至請求項12記載のいずれか1項に記載の製造方法により得られたセラミックス焼結体の表面粗さをRa1μm以下にする研磨工程を行うことを特徴とする耐摩耗性部材の製造方法。しかしながら、このようにして製造される窒化珪素焼結体については、個々の焼結体に特性のばらつきがあり、より厳しい条件下で耐摩耗性部材として使用した場合に、必ずしも特性が十分でないものが多く存在するという課題がある。また、このように特性のばらつきが存在することから、耐摩耗性部材を製造する際の加工等の工程で損傷するものがあり、製造時の歩留りに劣るという課題がある。また、窒化珪素焼結体を耐摩耗性部材として使用する場合は、研磨加工を行うことが必須の工程であった。ところが、密度が高い窒化珪素焼結体は難研磨材であることから、所定の研磨面を得るには研磨加工の負荷が大きく、多くの加工工数および加工時間を必要としていた。本発明は上記したような課題に対処するためになされたものであって、安価に製造することが可能であり、特性のばらつきも抑制された窒化珪素焼結体から成る耐摩耗性部材を提供することを目的としている。特に研磨加工の負荷を低減した耐摩耗性部材を提供することを目的としている。また、本発明はこのような耐摩耗性部材の効率的な製造方法を提供することをも目的としている。本発明の一実施形態に係る耐摩耗性部材は、窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体から成る耐摩耗性部材であって、上記セラミックス焼結体のFe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、Ca成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下であると共に、窒化珪素結晶粒子のβ化率が95以上であり、窒化珪素結晶粒子の最大長径が40μm以下であり、粒界相にあるCa化合物がXRDにより検出されず、硬度、破壊靱性値および密度のばらつきが±10以内であることを特徴とする。また、粒界相にあるMg化合物がXRDにより検出されないことが好ましい。また、前記セラミックス焼結体は、Ti、Zr、Hf、W、Mo、Ta、Nb及びCrから成る群より選択される少なくとも1種類の元素を0.1~5質量含有することが好ましい。また、前記セラミックス焼結体は、希土類元素成分を希土類元素換算で1~5質量、Al成分をAl元素換算で1~5質量含有することが好ましい。また、前記セラミックス焼結体はビッカース硬度が1400以上であることが好ましい。また、前記セラミックス焼結体の破壊靱性値が5.5MPam1/2以上であることが好ましい。また、前記セラミックス焼結体の密度が3.18kg/m3以上であることが好ましい。また、前記耐摩耗性部材を構成する窒化珪素結晶粒子のアスペクト比の平均である平均アスペクト比が2以上であることが好ましい。また、前記セラミックス焼結体が表面粗さRa1μm以下の研磨面を具備することが好ましい。また、本発明の一実施形態に係る耐摩耗性部材の製造方法は、窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体から成る耐摩耗性部材の製造方法であって、窒化珪素原料粉末および焼結助剤粉末を含有し、Fe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下である原料混合粉末を成形して成形体を得る工程と、この成形体を相対密度が80以上98未満となるように1600~1950°Cで1次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程と、さらに相対密度が98以上となるように温度1600~1900°Cで2次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程とを具備することを特徴とするものである。また、前記2次焼結は熱間静水圧プレスHIPにより実施することが好ましい。また、前記焼結体が焼結助剤として希土類元素成分を希土類元素換算で1~5質量、Al成分をAl元素換算で1~5質量含有することが好ましい。また、得られたセラミックス焼結体に、表面粗さを1μmRa以下にする研磨工程を実施することが好ましい。本発明に係る耐摩耗性部材によれば、窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体からなる耐摩耗性部材においては、Fe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppmであるために、密度、硬度および破壊靱性値のばらつきが±10以内に抑制された、安価かつ信頼性に優れた耐摩耗性部材を提供することができる。また、本発明によれば、研磨し易い焼結上がり面を得ることができる。さらに、本発明に係る耐摩耗性部材の製造方法によれば、窒化珪素原料粉末および焼結助剤粉末を含有し、Fe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量が1ppm以上2000ppmである原料混合粉末を成形して成形体とした後、前記成形体を相対密度が80以上98未満となるように1次焼結し、さらに相対密度が98以上となるように2次焼結しているために、Fe成分の含有量が10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量が10ppm以上2000ppm以下であり、Mg成分の含有量が1ppm以上2000ppmであって、密度、硬度および破壊靱性値のばらつきが±10以内に抑制された耐摩耗性部材を容易に製造することができる。以下、本発明の一実施形態に係る耐摩耗性部材について説明する。本実施形態に係る耐摩耗性部材は、窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体から成る耐摩耗性部材であって、上記セラミックス焼結体のFe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、Ca成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg元素成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下であるとともに窒化珪素結晶粒子のβ化率が95以上であり、窒化珪素結晶粒子の最大長径が40μm以下であり、粒界相に存在するCa化合物がXRDにより検出されず、硬度、破壊靱性値および密度のばらつきが±10以内であることを特徴とするものである。耐摩耗性部材におけるFe成分またはCa成分、Mg成分の含有量が上記範囲を超える場合、破壊の起点となる脆弱な凝集部が発生し易く、耐摩耗性部材の硬度や破壊靱性値等の特性が低下し易くなる。このため、耐摩耗性部材を製造するための表面加工時や、耐摩耗性部材としての実際の使用時に剥離や割れ等が発生し易くなる。一方、Fe成分またはCa成分、Mg成分の含有量が上記範囲未満の場合には、耐摩耗性部材を製造するための窒化珪素原料粉末として高純度のものを使用しなければならず、原料コストが高くなり経済的に不利となる。後述する研磨加工の容易性を向上させるには、Fe成分の含有量はFe元素換算で100~2000ppm、Ca成分の含有量はCa元素換算で1100~1600ppm、Mg成分の含有量はMg元素換算で100~1000ppmの範囲が好ましい。なお、本発明において単位ppmは重量ppmを意味する。すなわち、本発明では不純物であるFe成分やCa成分、Mg成分の含有量を上記範囲内とすることにより、例えば金属Siを直接的に窒化する直接窒化法によって製造される窒化珪素原料粉末であり、Fe成分やCa成分、Mg成分等の不純物含有量が比較的多い安価な窒化珪素原料粉末を使用することが可能になり、耐摩耗性部材の製造コストを大幅に低減することができる。また、本発明では、不純物であるFe成分やCa成分、Mg成分の含有量が多いにも拘わらず、硬度および破壊靱性値、密度のばらつきが±10以内に抑制されているため、長期間に亘って使用した場合においても、剥離や割れを発生するものが少なく信頼性に優れるものである。また、セラミックス焼結体中にCa量が1000ppmを超えて2000ppm以下含有していても、XRD分析を行ったときにCa化合物が検出されないものである。XRD分析によりCa化合物が検出されないとは、Ca化合物のピークが検出されないことであり、実質的にCa化合物が非晶質相となっていることを意味するものである。上記Ca化合物としては、Ca単体、Ca酸化物、Caと焼結助剤との反応物などが挙げられる。また、XRD分析の条件は、CuターゲットCuKα、管電圧40kV、管電流100mAで実施するものとする。また、Ca成分の含有量は、ICP分析法により検出することができる。Ca化合物が非晶質相となっていることで研磨加工の負荷を小さくすることができる。研磨加工の負荷が小さくなることにより表面粗さRaが1μm以下、さらにはRa0.1μm以下の平坦な研磨面を得易くなる。また、Mg化合物もXRD分析により、Mg化合物のピークが検出されないことが好ましい。XRD分析によりピークが検出されないとはMg化合物が実質的に非晶質相になっていることを意味するものである。また、Mg化合物はMg単体、Mg酸化物、Mgと焼結助剤との反応物、Caとの反応物などが挙げられる。Mg化合物が非晶質相となることにより、研磨加工の負担をさらに小さくすることができる。また、粒界相にCa化合物およびMg化合物があるか否かは、EPMAのカラーマッピングを使用する方法によって確認できる。また、セラミックス焼結体窒化珪素焼結体の窒化珪素結晶粒子はβ化率が95以上となる必要が有る。β型窒化珪素結晶粒子は三方晶系結晶であり高温強度を高めることができる。β化率が95未満では焼結体の強度が低下する。また、窒化珪素結晶粒子は最大長径が40μm以下であることが好ましい。言い換えれば、耐摩耗性部材中に長径が40μmを超える窒化珪素結晶粒子が存在していないことが好ましい。耐摩耗性部材中に最大長径が40μmを超えるような粗大な窒化珪素結晶粒子が存在する場合、この粗大な窒化珪素結晶粒子が破壊の起点として作用するために破壊靭性が大きく低下し、焼結体の機械的強度も低下するため好ましくない。なお、窒化珪素結晶粒子の最大長径は、耐摩耗性部材を切断し、鏡面加工した面をエッチングし粒界成分を除去した面の任意の部分における単位面積100μm×100μmを走査型電子顕微鏡SEMにより写真撮影倍率5000倍以上し、当該写真上において観察される窒化珪素結晶粒子の長径である。従って、本発明では、当該写真上において最大長径が40μmを超えるような窒化珪素結晶粒子が観察されなければよい。また、本発明の耐摩耗性部材は、窒化珪素結晶粒子のアスペクト比の平均である平均アスペクト比が2以上であることが好ましい。この平均アスペクト比が2未満である場合、耐摩耗性部材の微細構造が、窒化珪素結晶粒子が複雑に入り組んだ構造とならないため、耐摩耗性部材の機械的強度等が不足し易くなる。なお、窒化珪素結晶粒子のアスペクト比=長径/短径は、上記した最大長径の測定法と同様に、耐摩耗性部材を切断し、鏡面加工した面をエッチングし粒界成分を除去した面を走査型電子顕微鏡により写真撮影し、当該写真上において観察される窒化珪素結晶粒子の長径と短径とから得られるものである。また、平均アスペクト比は、当該写真上の単位面積100μm×100μmにおける全ての窒化珪素結晶粒子について上記したようにしてアスペクト比を求め、それらを平均して得られるものである。また、焼結助剤としてセラミックス焼結体中に、希土類元素成分を希土類元素換算で1~5質量、Al成分をAl元素換算で1~5質量含有することが好ましい。焼結助剤が存在することにより高密度の焼結体が得られる。希土類元素化合物は、希土類酸化物、具体的にはイットリウム酸化物、エルビウム酸化物、イッテルビウム酸化物などが挙げられる。また、Al成分は、酸化アルミニウム、窒化アルミニウムなどが挙げられる。これらの成分はセラミックス焼結体中で窒化珪素などと反応して希土類元素-Si-Al-O-N系などの化合物として粒界相を構成する成分として存在する。希土類元素成分量、Al成分量はそれぞれの元素の含有量を分析して求める。また、Ti、Zr、Hf、W、Mo、Ta、Nb及びCrからなる群より選択される少なくとも1種類の元素を0.1~5質量含有することが好ましい。これらの元素は粒界相を強化する元素として有効である。これらの元素の中ではHfが最も好ましい。Hfは希土類元素との結晶性化合物を形成するため粒界相の強化に有効である。Hfと希土類元素の結晶性化合物の同定はXRD分析により検出することができる。このような粒界相の強化により焼結体の硬度、破壊靭性をさらに向上させることができる。また、本発明に係る耐摩耗性部材は、硬度が1400以上であり、破壊靱性値が5.5MPam1/2以上と優れた特性を有するものである。このような高硬度またはおよび高破壊靱性の耐摩耗性部材において、各特性のばらつきを抑制することができるのである。さらには硬度を1430以上、破壊靱性値を6.0MPam1/2以上としたとしても各特性のばらつきを抑制することができる。なお、硬度あるいは破壊靱性値のばらつきは、以下のようにして算出されるものである。図1は球体形状を有する耐摩耗性部材の例を示す図であり、図2は矩形板状の耐摩耗性部材の構成例を示す。図1に示す球体形状の場合、その断面における中心点をA点、中心点と外周までの直線の中間点をB点、C点、D点、E点とする。A~E点の5か所の硬度、破壊靭性値および密度を測定して平均値とする。また、図2に示すように矩形板状の場合は、その平面の中心点をA点、中心点から外周までの直線の中間点をB点、C点、D点、E点として硬度や破壊靭性を求めて平均値を求める。また、複数の測定値の中で上記平均値から数値的に最も遠いもの離れているものを最遠値とする。そして、求めた平均値、最遠値を以下の1式に代入してばらつきを算出する。ばらつき[]平均値-最遠値/平均値×100...1なお、硬度はJIS-R-1610に準じた方法により測定されるビッカース硬度であり、破壊靱性値はJIS-R-1607に記載されたIF法に準じて測定されるものである。また、密度のばらつきは前述のA~E点から試料を切出し、アルキメデス法により密度を求め平均値を算出し、前述と同様に1式によりばらつきを求めるものとする。本発明では密度に関するばらつきも10以内である。なお、密度は3.18g/cm3以上であることが好ましい。また、密度は3.25g/cm3以上が好ましい。このような本発明に係る耐摩耗性部材は、軸受を構成する転動球等の他、例えば切削工具、圧延治具、弁のチェックボール、エンジン部品、各種治工具、各種レール、各種ローラ等、耐摩耗性を要求される様々な部材として使用することができる。特に直径3mmさらには直径10mm以上の大型の球体や、短辺30mm以上さらには短辺100mm以上の大型の部材にも好適である。本発明に係る耐摩耗性機器は、上記したような耐摩耗性部材を有するものであり、特に上記したような耐摩耗性部材を複数個具備するものである。本発明の耐摩耗性機器は、具体的には例えば耐摩耗性部材を転動球として用いた軸受あるいはこのような軸受を具備する機器である。このような耐摩耗性機器においては、耐摩耗性部材の硬度および破壊靱性値のばらつきが±10以内に抑制されていることで、短期間で剥離や割れ等の損傷が発生するものが少なく、長期に亘って振動等の発生が抑制され、信頼性に優れたものとなる。また、本発明に係る耐摩耗性機器においては、耐摩耗性部材として上記したようなFe成分、Ca成分およびMg成分の含有量が多い比較的安価な原材料を用いることが可能であり、耐摩耗性機器の価格も比較的安価なものとすることができる。言い換えると、不純物としてFe成分、Ca成分、Mg成分を含む安価な窒化珪素粉末や焼結助剤粉末を使うことにより、更なるコストダウン効果が得られる。また、本発明では、焼結体の表面粗さをRa1μm以下、さらにはRa0.1μm以下の研磨加工を行う時に、研磨加工の負担を低減することができる。すなわち、窒化珪素焼結体を表面粗さRa1μm以下に研磨加工する時は、通常、ダイヤモンド砥石による研磨加工を行う。この場合、本発明に係る耐摩耗性部材は、粒界相に存在するCa化合物が結晶性化合物よりも軟質な非晶質化合物として存在する。また、Ca成分は焼結後に、焼結体表面に滲み出し易く、焼結体表面にCa化合物の非晶質化合物を形成することにより表面を研磨し易い状態にすることができる。そのため、ダイヤモンド砥石のダメージが少なく、窒化珪素焼結体自体の研磨代研磨しろも小さくすることができる。言い換えると、本発明は研磨面を具備する耐摩耗性部材に好適である。本発明に係る耐摩耗性部材は、一態様としてその形状が略板状であるが、試験面表面は鏡面状に研磨加工を施す。そして、図3に示すように、この略板状の耐摩耗性部材3の上面に設けた直径40mmの軌道上に直径が9.35mmである3個のグレード5以上の表面状態であるSUJ2製転動球4を配置し、この転動球4に5.9GPaの最大接触応力が作用するように荷重を印加した状態で回転数1200rpmの条件下で回転させたときに、この略板状の耐摩耗性部材3の表面が剥離するまでの回転数で定義される転がり寿命が2×107回以上であることが好ましい。本発明に係る耐摩耗性部材は、例えば転がり寿命が上記したように2×107回以上となるものであり、従来と同等もしくはよりも長い転がり寿命を有するものである。本発明に係る耐摩耗性部材は、上記したように板状のものとして用いられる他に、例えば軸受に用いられる転動球ベアリングボールのように球状のものとして用いられる。本発明に係る耐摩耗性部材を転動球として用いる場合、必ずしも限定されるものではないが、例えば直径3mm以上のものとして好適に用いられる。また、直径10mm以上、さらには20mm以上とすれば、従来の製造法による耐摩耗性部材に比べて転がり寿命等の特性を顕著に向上させることができる。また、比較的直径の大きなものとすることで、従来のイミド熱分解法によって合成される高価な窒化珪素原料粉末を用いて製造されたものと比べ、製造原価の違いがより顕著となる。また、本発明の耐摩耗性部材を直径9.35mmの球状とし、試験面表面は鏡面に研磨加工を施したSUJ2製鋼板の上面に設定された直径40mmの軌道上にグレード5以上の表面状態である球状の耐摩耗性部材4を3個配置し、この球状の耐摩耗性部材4に5.9GPaの最大接触応力が作用するように荷重を印加した状態で回転数1200rpmの条件下で回転させたときに、この球状の耐摩耗性部材4の表面が剥離するまでの時間で定義される転がり寿命が400時間以上となることが好ましい。本発明の耐摩耗部材は、例えば転がり寿命が上記したように400時間以上となるものであり、従来と同等もしくはよりも長い転がり寿命を有するものである。次に、本発明に係る耐摩耗性部材の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗性部材の製造方法は、窒化珪素を主成分とするセラミックス焼結体からなる耐摩耗性部材の製造方法であって、窒化珪素原料粉末および焼結助剤粉末を含有し、Fe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下であり、かつCa成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下である原料混合粉末を成形して成形体を得る工程と、前記成形体を相対密度が80以上98未満となるように1600~1950°Cで1次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程と、さらに相対密度が98以上となるように温度1600~1900°Cで2次焼結した後、焼結体の温度が1400°Cに降下するまで100°C/h以上の冷却速度で冷却する工程と、を具備することを特徴とするものである。本発明方法では、従来の1次焼結および2次焼結を行う製造方法に比べ、1次焼結では相対密度を80以上98未満と低めに焼結しておき、2次焼結で相対密度が98以上となるように焼結を行うことにより、原料混合粉末中のFe成分、Ca成分およびMg成分の含有量が比較的に多い場合であっても、硬度および破壊靱性値に優れ、かつ、そのばらつきも±10以内に抑制された耐摩耗性部材を容易に製造することができる。さらに1次焼結後および2次焼結後において焼結体の温度が1400°Cに降下するまでの冷却速度を100°C/h以上と急冷することにより、Ca化合物が結晶性化合物になることを防止することができる。上記耐摩耗性部材を製造するために用いられる窒化珪素原料粉末としては、例えばFe成分の含有量がFe元素換算で10ppm以上3500ppm以下程度であり、かつCa成分の含有量がCa元素換算で1000ppmを超えて2000ppm以下であり、Mg成分の含有量がMg元素換算で1ppm以上2000ppm以下程度であるものが好適に用いられる。Fe成分、Ca成分およびMg成分の含有量が、上記のような範囲内にある窒化珪素原料粉末としては、例えば金属窒化法により製造される安価な窒化珪素原料粉末が好適に使用される。また、窒化珪素原料粉末としては、焼結性、曲げ強度および破壊靭性値等を考慮して、酸素含有量が好ましくは1.5質量以下、より好ましくは0.9~1.2質量であり、α相型窒化珪素を好ましくは80質量以上、より好ましくは90~97質量含有し、平均粒径が好ましくは1.2μm以下、より好ましくは0.6~1.0μmである窒化珪素原料粉末が好適に使用される。ここで、窒化珪素原料粉末としてはα相型のものとβ相型のものとが知られているが、β相型の窒化珪素原料粉末は焼結体とした場合に強度が不足し易い傾向があり、α相型の窒化珪素原料粉末は焼結後にβ型窒化珪素結晶粒子になりアスペクト比が高い窒化珪素結晶粒子が複雑に入り組んだ高強度の焼結体が得られる。α相型およびβ相型の窒化珪素原料粉末の合計量中、このα相型の窒化珪素原料粉末の配合量を80質量以上とすることで、耐摩耗性部材の曲げ強度、破壊靭性値および転がり寿命を向上させることができる。一方、焼結性を考慮して、α相型窒化珪素原料粉末の配合量は97質量までの範囲とすることが好ましい。α相型窒化珪素原料粉末の配合量はより好ましくは90~95質量の範囲である。また、窒化珪素原料粉末としては、特に平均粒径が0.8μm以下の微細な原料粉末を使用することにより、少量の焼結助剤であっても気孔率が2以下の緻密な焼結体を形成することが可能となるため好ましい。この焼結体の気孔率はアルキメデス法により容易に計測できる。窒化珪素原料粉末には、希土類元素を添加することが好ましく、この希土類元素としてはY、Ho、Er、Yb、La、Sc、Pr、Ce、Nd、Dy、Sm、Gd等から選択される少なくとも1種を添加することが好ましい。これらは、窒化珪素原料粉末と反応して液相を生成し、焼結促進剤として機能するものである。上記希土類元素の添加量は、窒化珪素原料粉末その他焼結助剤等からなる原料混合粉末以下、単に原料混合粉末と呼ぶ。の全体中、希土類元素換算で1質量以上5質量以下となるようにすることが好ましい。添加量が1質量未満の場合は、耐摩耗性部材の緻密化あるいは高強度化が不十分となり、特に希土類元素がランタノイド系元素のように原子量が大きい元素の場合には、強度の低い耐摩耗性部材となりやすい。一方、添加量が5質量を超える過量となると、過量の粒界相が生成し、気孔の発生が増加し、また強度が低下するおそれがある。さらに、窒化珪素原料粉末には、アルミニウム成分を添加することが好ましく、このアルミニウム成分は酸化アルミニウムA12O3や窒化アルミニウムAlNとして添加することが好ましい。また、これらアルミニウム成分の合計した添加量は、原料混合粉末の全体中、Al元素換算で1質量以上、5質量以下の範囲とすることが好ましい。酸化アルミニウムは希土類元素の焼結促進剤の機能を促進し、低温での緻密化を可能にし、結晶組織において粒成長を制御する機能を果たし、耐摩耗性部材の曲げ強度や破壊靭性値等を向上させる。酸化アルミニウムは、AlNと併用する場合、原料混合粉末の全体中、4質量以下の範囲で添加されることが好ましい。酸化アルミニウムの添加量が4質量を超える過量となる場合には、酸素含有量の上昇が起こり、これによる粒界相中の成分分布のむらが発生し耐摩耗性部材の転がり寿命が低下するため好ましくない。また、酸化アルミニウムの添加量が2質量未満の場合は添加効果が不充分であるため、酸化アルミニウムの添加量は2質量以上とすることが好ましい。酸化アルミニウムの添加量は、上記したような観点から、より好ましくは2質量以上、3.5質量以下の範囲である。一方、窒化アルミニウムは焼結過程における窒化珪素成分の蒸発等を抑制すると共に、希土類元素の焼結促進剤としての機能をさらに向上させる役目を果たすものであり、原料混合粉末の全体中、3質量以下の範囲で添加することが好ましい。窒化アルミニウムの添加量が3質量を超えるように過量となると、耐摩耗性部材の機械的強度や転がり寿命特性が低下するため好ましくない。また、窒化アルミニウムの添加量が1質量未満となると、上記機能が不十分となるおそれがあるため、窒化アルミニウムの添加量は、原料混合粉末の全体中、1質量以上とすることが好ましい。なお、前記窒化珪素原料粉末と共に、2~4質量の酸化アルミニウムと1~3質量の窒化アルミニウムとを共に添加すると耐摩耗性部材の機械的特性をより効果的に高めることができるが、両者の合計量が過大になると、耐摩耗性部材としての転がり寿命特性が低下するため、原料混合粉末の全体中、アルミニウム成分の合計した含有量は酸化物換算で6質量以下とすることが好ましい。さらに、窒化珪素原料粉末には、Ti、Hf、Zr、W、Mo、Ta、Nb、Crの酸化物、炭化物、窒化物、珪化物、硼化物から成る群から選択される少なくとも1種の化合物を添加することが好ましい。これらの化合物は、上記の希土類酸化物等の焼結促進剤としての機能を促進するとともに、結晶組織において分散強化の機能を果し、耐摩耗性部材の機械的強度や転がり寿命を向上させるものである。これらの中でも、特にTi、Mo、Hf化合物が好ましいものとして挙げられる。これらTi等の化合物の添加量は、原料混合粉末の全体中、金属元素換算で0.1質量未満では添加効果が不十分である一方、5質量を超える過量となる場合には耐摩耗性部材の機械的強度や転がり寿命の低下が起こるため、添加量は0.1質量以上、5質量以下とすることが好ましく、特に0.5質量以上、2質量以下とすることが好ましい。また、窒化珪素原料粉末には、炭化けい素SiCを添加してもよい。炭化けい素SiCは結晶組織において単独に粒子分散し、耐摩耗性部材の転がり寿命特性を顕著に改善させるものである。炭化けい素を添加する場合には、原料混合粉末の全体に占める割合が2質量未満では添加効果が不十分である。一方、7質量を超える過量となる場合には緻密化が不充分になり、耐摩耗性部材の曲げ強度の低下が起こるため、添加量は2質量以上、7質量以下の範囲とすることが好ましい。なお、炭化けい素にはα型とβ型があるが、双方とも同一の作用効果を発揮するため、いずれを添加してもよい。本発明に係る耐摩耗性部材は、例えば以下のような工程を経て製造されるものである。すなわち、上記したような窒化珪素原料粉末に、希土類元素から成る焼結助剤、必要に応じて酸化アルミニウムや窒化アルミニウム等のアルミニウム成分、Ti等の化合物を混合して原料混合粉末を調製する。さらに、この原料混合粉末に有機バインダ成分を添加して造粒粉末とする。この際、原料混合粉末中に予め所定量のFe成分、Ca成分およびMg成分が含有されない場合には不足分を添加して調製するものとする。次に得られた造粒粉末を成形して所定形状の成形体を得る。造粒粉末の成形法としては、汎用の金型プレス法やCIP冷間静水圧プレス法等が適用できる。上記金型プレス法やCIP成形法で成形体を形成する場合において、特に焼結後において気孔が発生し難い粒界相を形成するためには、上記成形時の成形圧力を120MPa以上に設定することが好ましい。この成形圧力が120MPa未満である場合には、主として粒界相を構成する成分となる希土類元素化合物が凝集した箇所が形成されやすい上に、十分に緻密な成形体となり得ず、クラックの発生が多い耐摩耗性部材となり易い。一方、成形圧力が200MPaを超えるように過大に設定した場合、成形型の耐久性が低下してしまうので、必ずしも製造性が良いとは言えない。そのため、上記成形圧力は120~200MPaの範囲が好ましい。上記成形繰作に引き続いて、成形体を非酸化性雰囲気中で温度600~800°C、または空気中で温度400~500°Cで1~2時間加熱して、予め添加していた有機バインダ成分を十分に除去し、脱脂する。次に脱脂処理された成形体を窒素ガス等の不活性ガスを充填した非酸化性雰囲気中で、相対密度が80以上98未満となるように1次焼結を行った後、さらに、非酸化性雰囲気中で、相対密度が98以上となるように2次焼結して窒化珪素焼結体耐摩耗性部材とする。なお、相対密度は、窒化珪素焼結体の理論密度に対するアルキメデス法により測定された実密度の比率である。理論密度の求め方としては、次のような方法で簡易的に求めることができる。例えば、理化学辞典等には理論密度として窒化珪素は3.185g/cm3、酸化イットリウムY2O3は5.03g/cm3、酸化アルミニウムAl2O3は4.0g/cm3、酸化マグネシウムMgOは3.58g/cm3と記載されている。焼結体中のY量を酸化イットリウム、Al成分を酸化アルミニウム、Mg成分を酸化マグネシウムに換算して、窒化珪素の質量×理論密度酸化イットリウムの質量×理論密度...=窒化珪素焼結体の理論密度として算出しても良い。例えば、窒化珪素が92質量であり、酸化イットリウムが5質量であり、酸化アルミニウムが3質量である場合には、窒化珪素の質量0.92×3.185酸化イットリウムの質量0.05×5.03酸化アルミニウムの質量0.03×4.0=3.3017g/cm3の計算式から当該窒化珪素焼結体の理論密度が得られる。本発明では、上記したように、1次焼結の段階では従来の製造方法に比べて低い相対密度80以上98未満に焼結させておき、その後の2次焼結の段階で主として相対密度を上げるように焼結を行うことにより、窒化珪素焼結体耐摩耗性部材の硬度および破壊靱性値のばらつきを±10以内に抑制することができる。さらに1次焼結後および2次焼結後において、焼結体の温度を1400°Cに降下させるまでの冷却速度を100°C/h以上とする冷却工程を実施する。冷却速度が100°C/h以上である急冷処理を実施することにより粒界相を非晶質相とすることができる。粒界相を非晶質相とすることにより、Ca化合物が結晶性化合物になることを抑制することができる。冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、500°C/h以下が好ましい。焼結温度が1600°C以上であるから、500°C/hを超えた冷却速度で処理するには冷却設備の負担が大きい。冷却速度の管理を1400°Cまでの温度範囲としたのは、焼結助剤として希土類元素成分やAl成分を使用した時、これら成分が液相となった後に凝固し粒界相となりきる温度が約1400°Cまでであるためである。なお、温度1400°C未満の温度範囲における冷却速度の管理は特に実施する必要はない。また、このような冷却速度の管理を行うことにより、均一な粒界相を形成することができる上に、密度のばらつきも低減することができる。また、硬度が1400以上であり、破壊靱性値が5.5MPam1/2以上であり、さらには硬度が1430以上であり、破壊靱性値が6.0MPam1/2以上となるような優れた特性を得ることができる。また、それぞれのばらつきを10以内に抑制することができる。すなわち、1次焼結で相対密度を80未満あるいは98を超えた値とすると、その後の2次焼結で相対密度を98以上としたとしても、窒化珪素焼結体耐摩耗性部材の硬度および破壊靱性値のばらつきを±10以内に抑制することは困難となる。本発明では、上記したような2次焼結を終了した段階での窒化珪素焼結体の密度を高密度とし、また硬度および破壊靱性値のばらつきを±10以内に抑制する観点から、1次焼結の段階での密度を85~98未満とすることがより好ましい。1次焼結で相対密度を80以上95以下とするには、例えば1600~1950°Cの温度範囲で2~8時間、より好ましくは1700~1850°Cの温度範囲で2~6時間、常圧焼結または加圧焼結を実施するとよい。1次焼結の焼結温度が上記温度範囲の下限未満あるいは焼結時間が上記時間範囲の下限未満であると、1次焼結を終了した段階での焼結体の密度を80以上とすることが困難となる。また、1次焼結の焼結温度が上記温度範囲の上限を超えるか、焼結時間が上記時間範囲の上限を超えるような場合、1次焼結で焼結が進行し過ぎ、密度が95を超えてしまうおそれがある。また、上記2次焼結としては、例えば1600~1900°Cの温度範囲で、70MPa以上、好ましくは100MPa以上の加圧力で、0.5~2時間の熱間静水圧プレスHIP処理を実施することが好ましい。2次焼結の焼結温度が上記温度範囲の下限未満あるいは加圧力が上記加圧力未満または焼結時間が上記時間範囲の下限未満の場合、2次焼結を終了した段階での窒化珪素焼結体の密度が98以上と高密度にならないおそれがあり、また硬度や破壊靱性値、密度のばらつきを±10以内に抑制することが困難となるおそれがある。一方、上記温度範囲の上限を超えるような温度で焼結を行った場合、窒化珪素成分の蒸発、分解等のおそれがある。また焼結時間が上記時間範囲の上限を超えるような場合、密度はそれ以上向上せず効果が飽和すると共に、製造時間の増大にも繋がるため好ましくない。また、上記1次焼結および2次焼結の温度を1600°C以上と高温度に設定することにより、焼結助剤を液相成分とし、例えば窒化珪素粉末中のCa成分を液相に滲み出させ、焼結体の焼き上がり表面にCa化合物が存在する状態を作ることができる。以上、本発明の製造方法に説明したが、本発明に係る耐摩耗性部材の製造方法によれば、Fe成分の含有量が10ppm以上3500ppm以下かつCa成分の含有量が1000ppmを超え2000ppm以下、Mg成分の含有量が1ppm以上2000ppm以下となるような原料混合粉末を用いて、2段階に分けて焼結を実施しているために、硬度および破壊靱性値のばらつきが±10以内に抑制された窒化珪素焼結体耐摩耗性部材を製造することができる。また、本発明の製造方法によれば、例えば窒化珪素結晶粒子の長径が40μm以下であり、平均アスペクト比が2以上、好ましくは4以上である窒化珪素焼結体耐摩耗性部材を製造することができる。また、必要に応じ、得られたセラミックス焼結体に研磨加工を行うものとする。耐摩耗性部材として使用する場合には表面粗さRaが1μm以下、さらにはRa0.1μm以下の鏡面研磨加工が好ましい。研磨加工は、ダイヤモンド砥石を使用した研磨を行う。このとき、セラミックス焼結体の焼き上がり表面にCa化合物が存在すると、焼き上がり面の硬度を若干低下させることができる。そのため、研磨時間を短縮することができ、ダイヤモンド砥石のダメージも低減できるので研磨加工の負荷を低減できる。また、焼き上がり面にCa化合物を存在させることにより、表面部の研磨代ケンマシロを小さくすることができる。そのため、表面粗さRaを1μm以下、さらにはRa0.1μm以下の鏡面加工を施した場合には、従来品よりも研磨代が小さいので無駄な材料を出さずに鏡面を得ることができる。さらに、本発明の製造方法によれば、耐摩耗性部材が板状である場合について、所定の操作によって定義される転がり寿命が2×107回以上であるものを製造することができ、また耐摩耗性部材が球状である場合について、所定の操作によって定義される転がり寿命が400時間h以上であるものを製造することができる。次に、本発明の実施形態について以下の実施例および比較例を参照して詳細に説明する。実施例1~7および比較例1~4表1に示すように、窒化珪素原料粉末として、金属窒化法により製造された原料粉末であり、Fe成分Fe換算10~3500ppmおよびCa成分Ca換算50~2000ppm、Mg成分Mg換算10~2000ppmと含有量が異なる複数種類の原料粉末を用意した。これらの各窒化珪素原料粉末に、焼結助剤粉末としてY2O3粉末、Al2O3粉末、AlN粉末およびHfO2粉末を配合して、表1に示すようなFe成分含有量、Ca成分含有量およびMg含有量の原料混合粉末を用意した。なお、窒化珪素原料粉末において不足するFe、Ca、Mg量はそれぞれ表1の値になるように酸化物で添加した。なお、窒化珪素原料粉末および焼結助剤粉末としては、平均粒径が0.3μm以上、1.5μm以下のものを用いた。また、この原料混合粉末におけるY2O3の含有量は3質量、Al2O3の含有量は3質量、AlNの含有量は2質量、HfO2の含有量は1質量であり、残部が窒化珪素原料粉末である。なお、窒化珪素原料粉末以外の粉末、すなわち焼結助剤粉末であるY2O3粉末、Al2O3粉末、AlN粉末およびHfO2粉末にはいずれもFe成分、Ca成分およびMg成分は10ppm以下であった。この原料混合粉末をエチルアルコール中で粉砕媒体として窒化珪素製ボールを用いて48時間湿式粉砕した後、乾燥した。さらに、この湿式粉砕された原料混合粉末に有機バインダを添加し、調合造粒粉末とした。次に、この調合造粒粉末を150MPaの成形圧力でプレス成形して、複数の成形体を製作した。この成形体を温度450°Cの空気気流中において4時間脱脂した後、0.7MPaの窒素ガス雰囲気中で、表2に示すような焼成条件で1次焼結を実施し、さらに同表に示すような焼成条件で2次焼結を実施して窒化珪素焼結体から成る耐摩耗性部材を製造した。ここで、2次焼結はいずれも窒素ガス雰囲気中で、100MPaの加圧力で行う熱間静水圧プレスHIP法を採用した。表2に、1次焼結後における焼結体の密度相対密度および2次焼結後における焼結体の密度相対密度を併せて示す。なお、焼結体密度相対密度は、窒化珪素焼結体の理論密度に対するアルキメデス法により測定される実密度の比で示した。なお、アルキメデス法で測定した焼結体密度は3.10~3.26kg/m3の範囲であった。具体的に焼結体密度の実測値は、実施例1においては1次焼結体で3.24g/cm3、2次焼結体で3.26g/cm3であった。また、実施例2においては1次焼結体で3.24g/cm3であり、2次焼結体で3.26g/cm3であった。実施例3においては1次焼結体で3.24g/cm3であり、2次焼結体で3.26g/cm3であった。実施例4においては1次焼結体で3.16g/cm3であり、2次焼結体で3.18g/cm3であった。実施例5においては1次焼結体で3.23g/cm3であり、2次焼結体で3.25g/cm3であった。実施例6においては1次焼結体で3.25g/cm3であり、2次焼結体で3.28g/cm3であった。実施例7においては1次焼結体で3.14g/cm3であり、2次焼結体で3.16g/cm3であった。比較例1においては1次焼結体で3.12g/cm3であり、2次焼結体で3.15g/cm3であった。比較例2においては1次焼結体で3.12g/cm3であり、2次焼結体で3.13g/cm3であった。比較例3においては1次焼結体で3.10g/cm3であり、2次焼結体で3.14g/cm3であった。比較例4においては1次焼結体で3.10g/cm3であり、2次焼結体で3.15g/cm3であった。また、各実施例1~7および比較例1,2において、窒化珪素結晶粒子のβ化率は95~98であった。一方、比較例3,4においては、窒化珪素結晶粒子のβ化率は90~92であった。次に、製造された各実施例および比較例の耐摩耗性部材について、以下のようにしてビッカース硬度、破壊靱性値のそれぞれについて平均値、ばらつきを求めると共に、転がり寿命の測定を行った。ビッカース硬度の測定はJIS-R-1610に準じた方法により行った。また、ビッカース硬度の平均値は、各実施例および比較例に係る耐摩耗性部材は図2に示した測定点A~E点5個の測定値を平均することにより求めた。さらに、ビッカース硬度のばらつきは、上記5個の測定値の中で上記平均値から数値的に最も遠いもの離れているものを最遠値とし、上記平均値、上記最遠値を以下の式に代入して求めた。ばらつき[]平均値-最遠値/平均値×100破壊靱性値の測定はJIS-R-1607に記載されたIF法に準じて行った。また、破壊靱性値の平均値およびばらつきは上記ビッカース硬度の平均値およびばらつきと同様にして求めた。転がり寿命の測定は、図3に示すスラスト型転がり摩耗試験装置1を使用して行った。スラスト型転がり摩耗試験装置1は、装置本体2内に配置された板状部材3と、この板状部材3上面に配置された3個の転動球4と、この転動球4の上部に配置されたガイド板5と、このガイド板5に接続された駆動回転軸6と、上記転動球4の配置間隔を規制する保持器7とを備えて構成されている。装置本体2内には、転動部を潤滑するための潤滑油8が充填されている。本測定では、このようなスラスト型転がり摩耗試験装置1における板状部材3として、各実施例および比較例の耐摩耗性部材を縦70mm×横70mm×厚さ3mmに加工したものを用いた。このときの板状部材3耐摩耗性部材の表面粗さRaは0.01μmとした。また、このようなスラスト型転がり摩耗試験装置1における転動球4として、SUJ2製の直径9.35mmの球体を用いた。そして、このようなスラスト型転がり摩耗試験装置において、SUJ2製の転動球4に5.9GPaの最大接触応力が作用するように荷重を印加した状態で、回転数1200rpmで回転させ、耐摩耗性部材から成る板状部材3の表面が剥離するまでの回転数を測定した。なお、本測定においては3×107回を上限として測定した。上記表3に示す結果から明らかなように、相対密度が80以上98未満となるように1次焼結を実施し、さらに相対密度が98以上となるように2次焼結を実施した実施例1~7の耐摩耗性部材はビッカース硬度および破壊靱性値のいずれもばらつきが±10以内となっていることが認められた。また、実施例1~7の耐摩耗性部材はいずれも転がり寿命が3×107回を超え、転がり寿命にも優れていることが認められた。次に、上記したものと同様にして製造された各実施例および比較例の耐摩耗性部材について、窒化珪素結晶粒子の長径の最大値を測定すると共に、窒化珪素結晶粒子の平均アスペクト比を算出した。窒化珪素結晶粒子の長径の最大値は、耐摩耗性部材を切断し、切断面の任意の単位面積100μm×100μmを走査型電子顕微鏡SEMにより写真撮影倍率5000倍以上し、この写真上における長径が最大となる窒化珪素結晶粒子の長径を測定し、これを長径の最大値とした。また、平均アスペクト比は、上記写真上の単位面積における全ての窒化珪素結晶粒子の長径と短径との比率からアスペクト比を求め、それらを平均することにより算出した。測定結果を表4に示す。上記表4に示す結果から明らかなように、相対密度が80以上98未満となるように1次焼結を実施し、さらに相対密度が98以上となるように2次焼結を実施した実施例1~7の耐摩耗性部材については窒化珪素結晶粒子の長径の最大値が40μm以下であり、長径が40μmを超えるような粗大な窒化珪素結晶粒子は発生していないことが認められた。また、実施例1~7の耐摩耗性部材については窒化珪素結晶粒子の平均アスペクト比がいずれも2以上となっており、窒化珪素結晶粒子が複雑に入り組んだ微細構造となっていることが認められた。次に実施例1~7および比較例1と同じ窒化珪素焼結体を用意し、焼き上がり面と研磨面のXRD分析を行いCa化合物およびMg化合物の結晶ピークが検出されるか否かを測定した。合わせて表面粗さRaを1μm、0.1μmに研磨加工した時の負荷を測定した。研磨加工の負荷は、比較例1の研磨時間を100としたときの比で示した。その結果を下記表5に示す。上記表5に示す結果から明らかなように、各実施例に係るセラミックス焼結体は、XRD分析した結果、焼き上がり面、研磨面ともにCa化合物およびMg化合物の結晶ピークは検出されなかった。この結果、結晶性のCa化合物およびMg化合物は存在しないことが確認された。また、研磨加工時間も比較例のものより短い時間で目的とする研磨面が得られることが判明した。なお、Y-Hf-O系の結晶性化合物のピークが検出された。実施例8~11および比較例5耐摩耗性部材の一種としての転動球ベアリングボールを製造する場合を評価する。下記表6に示す組成から成る原料粉末を用意した。次に上記表6に示す組成を有するベアリングボール成形体を、表8に示す条件で焼結することにより、表7に示すボール直径を有するベアリングボールをそれぞれ作製した。次に得られたベアリングボールの断面を用いてビッカース硬度、破壊靭性、密度およびそのばらつきを測定した。なお、測定方法は実施例1と同様の方法である。また、併せてベアリングボールの転がり寿命を測定した。耐摩耗性部材としての転動球ベアリングボールの転がり寿命は、前述した図3に示すスラスト型転がり摩耗試験装置1を用いて行った。なお、前述した転がり寿命の測定方法では、図3に示される板状部材3を耐摩耗性部材から成る部材とする一方、転動球4をSUJ2から成る金属製ボールとしたが、本測定ではこれとは反対に、板状部材3をSUJ2から成る部材とし、転動球4を実施例または比較例の転動球表面粗さRa0.01μmとした。また、本測定では、スラスト型転がり摩耗試験装置1において、耐摩耗性部材から成る転動球4に5.9GPaの最大接触応力が作用するように荷重を印加した状態で、駆動回転軸6を回転数1200rpmで回転させ、耐摩耗性部材から成る転動球4の表面が剥離するまでの時間を転がり寿命として測定した。なお、本測定においては、最長400時間を上限として測定した。その結果を下記表9に示す。上記表9に示す結果から明らかなように、各実施例に係る耐摩耗性部材としてのベアリングボールはビッカース硬度、破壊靭性値、密度共にばらつきが小さかった。また、窒化珪素結晶粒子の最大長径はいずれも40μm以下でありアスペクト比は2以上であった。なお、得られたベアリングボールの密度はいずれも3.18g/cm3以上であった。一方、比較例5に係るベアリングボールは破壊靭性値のばらつきが大きかった。実施例8~11および比較例5の窒化珪素焼結体からなるベアリングボールにおける焼き上がり面および研磨面をXRD分析し、Ca化合物の結晶ピークが検出されるか否かを確認した。さらに、研磨加工時の負荷を測定した。研磨加工時の負荷は、Ra0.1μm、0.01μmに研磨した時の研磨時間を測定し、比較例5の研磨時間を100としたときの比で示した。その測定結果を表10に示す。上記表10に示す結果から明らかなように、Ca化合物の結晶が検出された比較例5に対して、検出されない実施例に係るベアリングボールでは、研磨時間を大幅に短縮できることが判明し、加工コストを大幅に低減できることが確認できた。つまり、本実施例に係るベアリングボールは400時間の転がり試験をクリアした上で、さらに研磨加工の負荷を低減している。また、同じ表面粗さを得るにあたり研磨時間が短くて済むことも判明した。そのため、製造コストを大幅に改善することができる。"