JP5976581B2 - 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 - Google Patents

Description

本発明は、軸受用鋼材を各種産業機械や自動車等に使用される軸受用の転動体（コロ、ニードル、玉、レース等）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に関するものである。また本発明はこのような軸受用鋼材から得られる軸受部品に関するものである。

軸受部品は、機械類の回転部や摺動部を支持する重要な部品であり、接触面圧が相当高く、また外力が変動することもあり、使用される環境が過酷である場合が多く、その素材である鋼材には、優れた転動疲労特性が要求される。近年、こうした要求は機械類の高性能化や軽量化が進められるに伴い、年々厳しいものとなっている。軸受部品の耐久性向上には、潤滑性に関する技術の改善も重要であるが、鋼材が転動疲労特性に優れていることが特に重要な要件となる。

軸受部品に用いられる鋼材としては、従来からＪＩＳ Ｇ ４８０５（１９９９）に規定されるＳＵＪ２等の高炭素クロム軸受用鋼材が、自動車や各種産業機械等の種々の分野で用いられている軸受部品の材料として使用されている。軸受部品は、接触面圧が非常に高く、外力が変動するようなころ軸受、玉軸受、転がり軸受け等の内・外輪や転動体等、過酷な環境で用いられるため、軸受用鋼材製造時に不可避的に混入する非金属介在物を起点に疲労破壊が生じ易い。

こうしたことから、鋼材中のＯ（酸素）量を低減し、非金属介在物を低減することによって、鋼材の転動疲労寿命を向上させる方策がとられてきた。しかし、非金属介在物の少ない軸受用鋼材を製造するには、高価な溶製設備の設置、または従来設備の改良が必要であり、経済的負担が大きいという問題があった。

こうした状況の下で、これまでにも様々なものが提案されている。例えば特許文献１は、Ａｌ系窒素化合物を多量に分散させ、その分散強化により、転動疲労寿命に優れる部材に適した鋼材に関する技術が開示されている。本技術では、軸受用鋼材において、ＡｌおよびＮの含有量を規定すると共に、Ａｌ系窒素化合物を適正に析出させるため、圧延後の８５０℃以下の冷却条件を制御することに特徴がある。

また特許文献２には微細な析出物を分散させ、旧オーステナイトの結晶粒を微細化させることにより、転動疲労寿命に優れる鋼材に関する技術が開示されている。本技術では、ＴｉおよびＡｌの含有量を規定すると共に、球状化焼鈍後に熱処理を行うことにより、微細なＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物、Ａｌ窒化物などの量を制御し、旧オーステナイトの結晶粒を微細化することに特徴がある。

特開２０１１−１１７０１０号公報 特開平１１−８０８９７号公報

しかしながら特許文献１のようにＮを多量に添加した場合、鋳造時にブローホールが発生することから、Ｎ添加量には限界がある。そのため、Ａｌ系窒素化合物の析出量には限界があり、転動疲労特性は十分に確保できているとは言えない。

また特許文献２のように、Ｔｉ含有量を高くすると、高コストとなるばかりか、鋳造時に発生した粗大なＴｉＮが転動疲労破壊の起点となってしまい、かえって転動疲労寿命が低下するという問題がある。

本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材を提供することである。

上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、Ｃ：０．８〜１．４％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、およびＮｂ：０．０１０〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径が５〜１００ｎｍであると共に、円相当直径が５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物の個数密度が１．０〜１０．０個／μｍ²であり、且つ円相当直径が２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度が１０個／ｃｍ²以下であることに要旨を有する。

また上記軸受用鋼材は、更にＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有すること；Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）、および／またはＢ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有すること；Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。

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。

本発明によれば、鋼材の化学成分組成、および鋼材中に含まれるＮｂ炭窒化物が適切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できる。

また本発明の軸受用鋼材は、コロ、ニードル、玉、レース等、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り、転動疲労特性を安定的に改善することができる。

Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径と転動疲労寿命の関係を示すグラフである。 微細なＮｂ炭窒化物の個数密度と転動疲労寿命の関係を示すグラフである。

従来から転動疲労特性に影響を与える要因の一つとして、鋼材中の非金属系介在物を起点とした疲労剥離（転動疲労損傷）が知られている。しかし非金属系介在物の個数を低減するためには、新たな設備の導入が必要であるため製造コストがかえって上昇してしまうという問題がある。そこで本発明者らは、非金属系介在物の個数の低減を図るのではなく、鋼材（「軸受用鋼材」以下同じ）の母相（金属組織の７０面積％以上はマルテンサイト組織）を強化することで、転動疲労特性を向上させることを検討した。

その結果、Ｎｂを添加して微細なＮｂ炭窒化物を分散させることで母相を強化すれば、転動疲労特性を向上できることを見出した。本発明に至った経緯は以下の通りである。

Ｎｂは旧オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であり、またＮｂはＮやＣと結合することでＮｂ炭窒化物（Ｎｂを含有する炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を生成することが知られている。しかしながらＮｂを添加して生成される従来のＮｂ炭窒化物は円相当直径が２μｍ以上の粗大なものであった（以下、「粗大なＮｂ炭窒化物」ということがある）。このような粗大なＮｂ炭窒化物が多数（１０個／ｃｍ²超）存在する鋼材の転動疲労特性について調べた結果、粗大なＮｂ炭窒化物に起因して、転動疲労特性が低下することがわかった（表２Ｎｏ．１、７、８）。

ところがＮｂ炭窒化物を微細化（平均円相当直径５〜１００ｎｍ）すると共に、円相当直径が５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物（以下、「微細なＮｂ炭窒化物」ということがある）を鋼材中に分散（１．０〜１０．０個／μｍ²）させることで、転動疲労特性を飛躍的に向上できることがわかった。本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、その具体的な構成は以下の通りである。

円相当直径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物）の密度：１０個／ｃｍ²以下

粗大なＮｂ炭窒化物は、疲労破壊の起点となり、転動疲労特性を悪化させる原因となる。そのため、鋼材中の粗大なＮｂ炭窒化物は極力低減する必要がある。したがって円相当直径２μｍ以上の粗大なＮｂ炭窒化物の密度は、１０個／ｃｍ²以下、好ましくは５個／ｃｍ²以下、より好ましくは３個／ｃｍ²以下である。

Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径：５〜１００ｎｍ

微細化したＮｂ炭窒化物は、母相の強化に有効に作用し、転動疲労特性の向上に寄与する。このようなＮｂ炭窒化物の分散強化により、き裂の発生やき裂の伝播が抑制され、良好な転動疲労特性が得られる。本発明者らが後記実施例に基づいてＮｂ炭窒化物の平均円相当直径と転動疲労寿命との関係について調べたところ、１×１０⁷回以上（図中、「１．Ｅ＋０７」と表示）の優れた転動疲労寿命を得るには、平均円相当直径に最適範囲があることがわかった（図１）。すなわち、上記効果を得るためには、Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径は５ｎｍ以上、好ましくは１０ｎｍ以上、より好ましくは１５ｎｍ以上である。一方、Ｎｂ炭窒化物が大きくなりすぎても上記効果が得られないことから、１００ｎｍ以下、好ましくは８０ｎｍ以下、より好ましくは６０ｎｍ以下である。

円相当直径５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物（微細なＮｂ炭窒化物）の個数密度：１．０〜１０．０個／μｍ²

また上記転動疲労特性向上効果を得るためには、円相当直径５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物（微細なＮｂ炭窒化物）が鋼材中に分散していることが必要である。本発明者らが後記実施例に基づいて微細なＮｂ炭窒化物の個数密度と転動疲労寿命との関係について調べた結果、１×１０⁷回以上（図中、「１．Ｅ＋０７」と表示）の優れた転動疲労寿命を得るには、上記Ｎｂ炭窒化物の微細化や粗大なＮｂ炭窒化物の抑制に加えて、更に微細なＮｂ炭窒化物の個数密度を最適化する必要があることがわかった（図２）。したがって微細なＮｂ炭窒化物の個数密度は１．０個／μｍ²以上、好ましくは４．０個／μｍ²以上、より好ましくは６．０個／μｍ²以上である。転動疲労特性向上の観点からは微細なＮｂ炭窒化物は多い方が望ましい。ただし、微細なＮｂ炭窒化物の個数密度が多くなりすぎると、旧オーステナイトの結晶粒が微細化して焼入れ性が低下し、不完全焼入れ組織の発生により転動疲労寿命が悪化することがある。そのため、微細なＮｂ炭窒化物の個数密度は１０．０個／μｍ²以下、好ましくは９．５個／μｍ²以下、より好ましくは９．０個／μｍ²以下である。
なお、本発明では転動疲労特性向上の観点からはＮｂ炭窒化物の微細化（所定の平均円相当直径）、微細なＮｂ炭窒化物の個数密度、及び粗大なＮｂ炭窒化物の個数密度を制御することが重要である。そのため、これら以外のＮｂ炭窒化物（例えば円相当直径１００ｎｍ超〜２μｍ未満のＮｂ炭窒化物）の個数密度については特に限定されない。

次に、本発明の鋼材の化学成分組成について説明する。

Ｃ：０．８〜１．４％
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し、転動疲労特性向上に有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃ量は０．８％以上、好ましくは０．８５％以上、より好ましくは０．９％以上である。一方、Ｃが過剰になると、溶湯の鋳造後に大量の炭化物が生成し、鋼材中に残存にした該炭化物が圧延加工時の割れの起点となったり、転動疲労破壊の起点となって、転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｃ量は１．４％以下、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．２％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
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、０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になって０．５％を超えると、加工時の被削性や加工性が低下する。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０７％以上、より好ましくは０．１％以上であり、好ましい上限は０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。

Ｍｎ：０．１０〜１．０％
Ｍｎ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、Ｍｎ含有量は、０．１０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって１．０％を超えると、加工時の被削性や加工性が低下する。またＭｎＳの析出量が増加して転動疲労特性が低下する。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上であり、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。

Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＰは低減することが望ましい。そのためＰ量は、０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。なお、Ｐは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量を０％にすることは工業生産上困難なため、０％を含まないとした。

Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｓは、硫化物（ＭｎＳなど）を生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＳは低減することが望ましい。そのため、Ｓ量は、０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。ＳもＰと同様、不可避的に含まれる元素であるため、０％を含まないとした。

Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
Ａｌは脱酸作用を有し、またＮと窒化物（ＡｌＮ）を形成して結晶粒を微細化する効果を有する。こうした効果を得るためにＡｌを０．０１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１５％以上、より好ましく０．０２０％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させても上記効果は飽和する。また粗大なＡｌＮの析出が多くなり、疲労破壊の起点が増加する。そのため、Ａｌ量は０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。

Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）
ＮはＡｌと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素である。こうした効果を得るには、Ｎは好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｎが過剰になると粗大で硬質な析出物（例えばＴｉＮ）を生成し、転動疲労破壊の起点となる。そのため、Ｎ量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。

Ｃｒ：０．５０〜１．５０％
ＣｒはＣと結びついて炭化物を形成し、また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。このような効果を得るためにＣｒ量は、０．５０％以上、好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｃｒが過剰になると、粗大な炭化物が生成して転動疲労特性が低下する。そのため、Ｃｒ量は１．５０％以下、好ましくは１．４８％以下、より好ましくは１．４５％以下である。

Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％
Ｎｂは本発明において特に重要な役割を果たす元素であり、鋼中のＮおよびＣと結合して窒化物や炭化物もしくは炭窒化物を生成する。特に本発明ではＮｂ炭窒化物を微細化するだけでなく、微細なＮｂ炭窒化物を鋼材中に分散させることで母相の金属組織を強靭化し、転動疲労特性を改善するために必要な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量は、０．０１０％以上、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｎｂが過剰になると、粗大なＮｂ炭窒化物が多く生成され、かえって転動疲労特性を低下させることがある。またＮｂが過剰になると微細なＮｂ炭窒化物の析出が多くなりすぎて、焼入れ不足が生じてかえって転動疲労特性が悪化することがある。そのため、Ｎｂ量は０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。

本発明で規定する含有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。該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の混入が許容され得る。なお、本発明では、転動疲労特性を高めるため、下記選択元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ）を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。また特定の元素（Ｔｉ）を抑制することも望ましい。

Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏは、いずれも焼入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。こうした効果を得るには、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのがよい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏが過剰になると、加工性が悪化する。したがってＣｕ、Ｎｉ、およびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種を、好ましくは１．０％以下、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。なお、任意の複数種併用してもよい。

Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）、および／またはＢ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＶおよびＢは、いずれも鋼中のＮと結合して窒素化合物を生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。こうした効果を得るには、Ｖ量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。またＢを含有させる場合は、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｖおよび／またはＢが過剰になると、結晶粒が微細化して不完全焼入れ相が生成し易くなる。そのため、Ｖは、１．０％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。またＢは０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００１％以下である。

Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。したがってＴｉは低減することが望ましい。そのためＴｉ量は０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

次に本発明に係る上記軸受鋼用材の製造方法について説明する。

本発明の軸受用鋼材は、従来公知の製造工程に基づいて製造できる。すなわち、鋼を溶製し（溶製工程）、常法に従って鋳片を鋳造する（鋳造工程）。得られた鋳片に均熱処理（溶体化処理に相当）を施した後に熱間鍛造し、室温まで冷却する（分塊圧延工程）。その後、再加熱して熱間加工（例えば熱間圧延）することによって（棒鋼圧延工程）、軸受用鋼材が得られる。

上記従来の製造工程において、本発明では粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制してＮｂ炭窒化物の平均粒子径を微細化すると共に、微細なＮｂ炭窒化物を所定の個数密度で分散させる観点から、分塊圧延工程、及び棒鋼圧延工程における熱処理条件を適切に制御することが重要である。以下、各工程について詳しく説明するが、特に記載のない製造条件については軸受用鋼材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。

溶製工程、鋳造工程：
まず、鋼を溶製し、鋳片を作製する。溶製にあたっては取鍋中の溶鋼にＮｂやＡｌなどを添加して化学成分組成を上記所定の範囲となるように調整する。

分塊圧延工程：
続いて鋳片に均熱処理を施してから熱間鍛造する。本発明では分塊圧延工程において、粗大なＮｂ炭窒化物を固溶させると共に、Ｎｂ炭窒化物を微細化（平均円相当直径）し、且つ微細なＮｂ炭窒化物を必要な個数密度で析出させている。上記鋳造工程を経て得られた鋳片には粗大なＮｂ炭窒化物が残存しており、その個数密度は本発明の規定を上回っている。そのため粗大なＮｂ炭窒化物を更に低減する必要がある。したがって以下の温度条件で均熱処理することが推奨される。

均熱処理時の保持温度は、１１００℃以上、好ましくは１１５０℃以上であって、１３００℃以下、好ましくは１２８０℃以下の範囲とし、該温度域で保持することで粗大なＮｂ炭窒化物をマトリックスに固溶することができる。なお、該温度域で保持する時間は特に限定されず、粗大なＮｂ炭窒化物を固溶できる時間であればよい。該保持時間は、例えば３０分以上が好ましく、より好ましくは６０分以上であって、好ましくは２０時間以下、より好ましくは１９時間以下である。このような条件で均熱処理することで、上記残存した粗大なＮｂ炭窒化物を固溶させて、その個数密度を低減できると共に、Ｎｂ炭窒化物の微細化（平均円相当直径）を促進し、且つ微細なＮｂ炭窒化物の生成を促進して所望の個数密度で分散させることができる。上記均熱処理して得られた鋼片を熱間鍛造する。

本発明者らが検討したところ、熱間鍛造後の冷却速度が遅くなる程、粗大なＮｂ炭窒化物も多く生成されることがわかった。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制する観点からは、Ｎｂ炭窒化物の析出温度である１１００℃以下からＮｂ炭窒化物の析出が完了する６００℃までの温度域の平均冷却速度をできるだけ速くすることが望ましい。平均冷却速度が０．１℃／秒未満の場合、Ｎｂ炭窒化物が粗大化する。またＮｂ炭窒化物の平均円相当直径も大きくなる。好ましい平均冷却速度は０．１℃／秒以上、より好ましくは０．１５℃／秒以上である。またこのような平均冷却速度で、冷却すると、冷却過程で析出したＮｂ炭窒化物により、結晶粒の粗大化を抑制できる。そのため、冷却速度を増加させても鋼片の割れの発生を抑制でき、製造性も向上できる。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、通常は好ましくは２５℃／秒以下、より好ましくは２０℃／秒以下とすることが推奨される。

棒鋼圧延工程：
上記熱間鍛造後の鋼片（ビレット）は、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の軸受用鋼材が得られる。本発明では、粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制し、Ｎｂ炭窒化物が上記のように適切に制御された軸受用鋼材を得る観点から、圧延温度を１１００℃以下に抑えて熱間圧延を行えばよい。圧延温度が１１００℃を超えた場合、Ｎｂ炭窒化物の一部は結合、または再溶解し、再溶解したものは冷却中に粗大なＮｂ炭窒化物として析出することがある。圧延温度の下限は特に限定されないが、低すぎると熱間加工が困難となるため、例えば８００℃以上であればよい。熱間加工後の軸受用鋼材の形状も特に限定されず、所望の形状（例えば線材、棒鋼）とすればよい。

このようにして得られた軸受用鋼材は、本発明で規定する上記要件、すなわち粗大な炭化物と微細な炭窒化物が所定の個数密度に制御されており、且つＮｂ炭窒化物の平均円相当直径も所定の範囲に制御されているため、転動疲労特性にも優れた効果を奏する。

得られた本発明の軸受用鋼材は、球状化焼鈍を行って、該鋼材を軟化させた後、冷間加工（例えば、冷間鍛造）や切削加工、研磨加工を施して所定の部品形状にする。その後、焼入れ・焼戻しを行って所望の硬度にした後、仕上げ研磨などを必要に応じて施すことで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。

また軸受部品を製造する際の条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。例えば球状化焼鈍は一般的な徐冷法、すなわち、７２０〜７９５℃程度の温度域で３〜１０時間保持した後、１０〜１５℃／分の平均冷却速度で冷却すればよい。また焼入れ処理は、例えば８００〜８５０℃に加熱した後、油冷すればよい。その後の焼戻し処理は、例えば１４０〜２００℃に加熱後、放冷すればよい。

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。こうして得られた軸受部品は、従来よりも優れた転動疲労特性を有するものである。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能である。それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

鋼を溶製し、鋳造した下記表１に示す各種化学成分組成の供試材（残部は鉄および不可避不純物）を加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱し、５〜１９時間保持した後、分塊圧延を行った。その後、室温まで表２（表中、「分塊圧延後の平均冷却速度」）に示す平均冷却速度で冷却した。次いで表２に示す温度（表中、「圧延温度」）まで再加熱して熱間圧延（仕上げ圧延温度：１１００℃以下）した後、室温まで冷却（平均冷却速度５℃／ｓ以下）して、直径７０ｍｍの圧延材（軸受用鋼材：試験片）を製造した。この圧延材を用いてＮｂ炭窒化物のサイズ、および個数密度を測定した。

また上記圧延材を切断し、球状化焼鈍（球状化焼鈍条件：７９５℃、保持時間６時間）を施して鋼材を軟化させた後、円盤状のスラスト型転動疲労試験用のテストピース（直径６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍ）に加工した。このテストピースを８４０℃で３０分加熱後に油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを行った。最後に仕上げ研磨（表面粗さＲａ：０．０４μｍ以下）を施してスラスト型転動疲労試験片を作製して、転動疲労寿命を評価した。

（Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径、及び円相当直径が５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物の個数密度の測定方法）
圧延材の長手方向（圧延方向）に対して垂直に切断し、その断面からレプリカ抽出法にて電解放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）観察用サンプルを作製する。観察用サンプルの任意の領域において、ＦＥ−ＴＥＭにて倍率３万倍で３視野分の写真（１視野あたり１６．８μｍ²）を撮影した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線検出器)により、Ｎｂ炭窒化物の成分を特定した。粒子解析ソフト（ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製 粒子解析ＩＩＩ ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００）を用い、平均円相当直径（表中、「Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径」）および円相当直径が５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物の個数密度を求めた。得られた個数密度を表中に記載した（表中、「微細なＮｂ炭窒化物の個数密度」欄）。本発明では、Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径が５〜１００ｎｍを合格と評価した。また微細なＮｂ炭窒化物の個数密度が１．０〜１０．０個／μｍ²を合格と評価した。該個数密度が４．０〜１０．０個／μｍ²以上をより望ましい合格基準とし、更に６．０〜１０．０個／μｍ²以上を最も望ましい合格基準とした。

（円相当直径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度の測定方法）
試験片を用いて粗大なＮｂ炭窒化物の密度を測定した。具体的には圧延材の長手方向（圧延方向）に対して垂直に切断し、その断面をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて３視野（１視野当たり１ｃｍ²）測定した。この際、成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光法で分析してＮｂ炭窒化物を判別し、円相当直径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数を算出する。算出した３視野分の粗大なＮｂ炭窒化物の合計個数を、１ｃｍ²当たりの個数に換算する。得られた平均密度を表中に記載した（「粗大なＮｂ炭窒化物の個数密度」欄）。本発明では、粗大なＮｂ炭窒化物の個数密度が１０個／ｃｍ²以下を合格と評価した。また該密度が５個／ｃｍ²以下をより望ましい合格基準とし、更に３個／ｃｍ²以下を最も望ましい合格基準とした。

（転動疲労特性）
スラスト転動疲労試験片の転動疲労寿命を測定し、転動疲労特性を評価した。スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０⁸回の条件にて、各試験片につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、転動疲労寿命（Ｌ_１０寿命：ワイプ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応力繰り返し数）を測定した。転動疲労寿命（Ｌ₁₀寿命）が１．０×１０⁷回以上の場合に、転動疲労特性に優れる（合格）と評価した。また転動疲労寿命が１．５×１０⁷回以上の場合を転動疲労特性により優れると評価した。

表１に示す鋼種Ａ〜Ｒはいずれも本発明で規定する化学成分組成を満たすものである。またＮｏ．２〜６、９〜２５は本発明で推奨する製造条件に従って作製した試験材である。これらはいずれも粗大なＮｂ炭窒化物、及び微細なＮｂ炭窒化物が適切に制御されており、転動疲労寿命が優れていた。

一方、Ｎｏ．１は、本発明で推奨する分塊圧延後の平均冷却速度が遅かった例である。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が多くなり、転動疲労寿命が悪化した。

Ｎｏ．７、８は、いずれも本発明で推奨する圧延時の加熱温度（「圧延温度」）が高かった例である。そのため、粗大な炭窒化物の生成量が多く、疲労破壊の起点が増えて転動疲労寿命が悪化した。

Ｎｏ．２６は、Ｓｉが本発明の規定を下回る例である。この例ではＳｉ量が少なすぎたため、焼きが十分に入らず硬さ不足となり、転動疲労寿命が悪化した。

Ｎｏ．２７は、Ｎｂが本発明の規定を下回る例である。この例ではＮｂ量が少なすぎたため、Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径が所定範囲を外れると共に、微細なＮｂ炭窒化物の個数密度が不足し、十分に母相を強化できなかったため、転動寿命が悪化した。

Ｎｏ．２８は、Ｍｎが本発明の規定を下回る例である。この例ではＭｎ量が少なすぎたため、焼きが十分に入らず、硬さが不足し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．２９は、Ｃ、及びＣｒが本発明の規定を下回る例である。この例ではＣ量、Ｃｒ量が少なすぎたため、焼きが十分に入らず、硬さが不足し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３０はＮｂとＡｌが本発明の規定を下回る例である。この例ではＮｂとＡｌが少なすぎたため、Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径が所定範囲を外れると共に、微細なＮｂ炭窒化物の個数密度が不足し、十分に母相を強化できなかったため、転動疲労寿命が悪化した。

Ｎｏ．３１は、Ｎｂが本発明の規定を上回る例である。この例ではＮｂ量が多すぎたため、微細なＮｂ炭窒化物の析出が多くなりすぎて焼入れ不足になり、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３２は、Ｃが本発明の規定を上回る例である。この例ではＣ量が多すぎたため、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３３は、Ｍｎが本発明の規定を上回る例である。この例ではＭｎ量が多すぎたため、ＭｎＳの析出が多くなりすぎて、疲労破壊の起点が増加し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３４は、Ｎｂが本発明の規定を上回る例である。この例ではＮｂ量が多すぎたため、微細なＮｂ炭窒化物の析出が多くなりすぎて焼入れ不足になり、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３５は、Ｎが本発明の規定を上回る例である。この例ではＮ量が多すぎたため、粗大なＡｌＮの析出が多くなりすぎて、疲労破壊の起点が増加し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３６は、Ａｌが本発明の規定を上回る例である。この例ではＡｌ量が多すぎたため、粗大なＡｌＮの析出が多くなりすぎて、疲労破壊の起点が増加し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３７は、Ｃｒが本発明の規定を上回る例である。この例ではＣｒ量が多すぎたため、粗大な炭化物の析出が多くなりすぎて、疲労破壊の起点が増加し、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３８は、Ｎｂを添加しなかった例である。この例ではＮｂを添加しなかったため、所望のサイズのＮｂ炭窒化物の平均円相当直径や微細なＮｂ炭窒化物の個数密度を確保できず、十分に母相を強化できなかった。そのため、転動疲労寿命が悪かった。

Ｎｏ．３９は、Ｎｂを添加せず、またＴｉが本発明の規定を上回る例である。この例ではＴｉ量が多すぎたため、粗大なＴｉＮの析出が多くなりすぎて、疲労破壊の起点が増加した。またＮｂを添加しなかったため、所望のサイズのＮｂ炭窒化物の平均円相当直径や微細なＮｂ炭窒化物の個数密度を確保できなかった。そのため、転動疲労寿命が悪かった。

Claims (5)

1. Ｃ：０．８〜１．４％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
   Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
   Ｎ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、および
   Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
   Ｎｂ炭窒化物の平均円相当直径が５〜１００ｎｍであると共に、
   円相当直径が５〜１００ｎｍのＮｂ炭窒化物の個数密度が１．０〜１０．０個／μｍ²であり、且つ
   円相当直径が２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度が１０個／ｃｍ²以下であることを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
2. 更に、
   Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１に記載の軸受用鋼材。
3. 更に、
   Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）、および／またはＢ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の軸受用鋼材。
4. 更に
   Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の軸受用鋼材。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の軸受用鋼材からなる軸受部品。

Images