JP2011111668A - 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】製品形状に加工する際の研磨性を良好にすると共に、良好な転動疲労寿命を安定して得ることのできる鋼材を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．６５〜１．１０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が６０ｎｍ以上であると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上であり、且つセメンタイトの面積率が１２％以下であると共に、セメンタイトの平均円相当直径が０．６０μｍ以下である。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．６５〜１．１０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が６０ｎｍ以上であると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上であり、且つセメンタイトの面積率が１２％以下であると共に、セメンタイトの平均円相当直径が０．６０μｍ以下である。
【選択図】なし
Description
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するものであり、特に上記各種部材として用いたときに良好な転動疲労寿命が安定して得られ鋼材に関するものである。
軸受やクランクシャフト等の部品は、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、優れた耐久性が要求される。
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鋼が、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の材料として使用されている。しかし軸受は、接触面圧が非常に高い玉軸受やころ軸受等の内・外輪や転動体等、過酷な環境で用いられるため、非常に微細な欠陥（介在物等）から疲労破壊が生じ易いといった問題がある。この問題に対し、転動疲労寿命そのものを高めて上記保守の回数を低減させるべく、軸受用鋼材の改善が試みられている。
例えば特許文献１には、軸受材料において、ＴｉおよびＡｌの含有量を規定すると共に、球状化焼鈍後に加熱処理を行なうことによって、微細なＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物、Ａｌ窒化物などの量を制御し、旧オーステナイト結晶粒（旧γ結晶粒）を微細化することによって、転動疲労寿命を向上させることが提案されている。
上記の技術では、転動疲労寿命に関しては良好になるのであるが、Ｔｉ含有量が０．２６％以上と非常に高くなっており、高コストとなるばかりか、加工性が低下するという問題がある。また、鋳造時に粗大なＴｉＮが生成しやすく、この析出物の生成によって疲労寿命にバラツキが生じることになり、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材の実現が望まれているのが実情である。
ところで、軸受としての最終製品にする場合には、所定の部品形状に加工された後、焼入れ・焼戻しされ、その表面を研磨加工されるのが一般的である。こうしたことから、軸受用鋼材には、「研磨性」にも優れている必要がある。この研磨性は、研磨加工の際に研磨のし易さ（即ち、研磨効率が良好なこと）と、研磨後の表面性状が良好（即ち、表面粗さが低いこと）であるという、相反する両特性から判断されることになる。このうち表面性状を良好にすることは、転動疲労寿命の安定性にも影響を及ぼすことが知られている。
研磨性に優れた軸受鋼としては、例えば特許文献２のような技術も提案されている。この技術では、鋼材の化学成分組成を規定すると共に、最大径が１０μｍ以下であるようなＴｉＮを鋼中に分散させることによって、研磨効率と表面性状の両特性を良好にするものである。しかしながら、この技術では、基本的にＴｉＮを分散させるものであり、このＴｉＮは粗大になりやすく、その結果として疲労寿命にバラツキが生じやすい。
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、製品形状に加工する際の研磨性を良好にすると共に、良好な転動疲労寿命を安定して得ることのできる鋼材を提供することにある。
上記目的を達成することのできた本発明に係る鋼材とは、Ｃ：０．６５〜１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が６０ｎｍ以上であると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上であり、且つセメンタイトの面積率が１２％以下であると共に、セメンタイトの平均円相当直径が０．６０μｍ以下である点に要旨を有するものである。
尚、上記「円相当直径」とは、Ａｌ系窒素化合物やセメンタイトの大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められるＡｌ系窒素化合物やセメンタイトのものである。また、本発明で対象とするＡｌ系窒素化合物は、ＡｌＮは勿論のこと、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓ，Ｓｉ等の元素を一部（合計含有量が３０％程度まで）に含有するものも含む趣旨である。更に、上記セメンタイトは、Ｆｅ3Ｃばかりでなく、ＭｎやＣｒ等の元素を一部（合計含有量が２０％程度まで）に含有するものも含む趣旨である。
また、本発明の鋼材には、必要によって、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｃ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｄ）Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じて鋼材の特性が更に改善される。
本発明によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、適度な大きさのＡｌ系窒素化合物を鋼材内に適切に分散させ、且つセメンタイトの面積率や大きさを規定することによって、製品形状に加工する際の研磨性を良好にできると共に、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材が実現できるので、こうした鋼材を軸受等に適用したときには、安定した転動疲労寿命が発揮できるものとなる。
本発明者らは、製品形状に加工する際の研磨性を良好にできると共に、転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材の実現を目指して、様々な角度から検討した。そして、鋼材の研磨性や転動疲労寿命を向上させる上では、下記（Ａ）〜（Ｅ）の要件を満足させることが有効であるとの知見が得られた。
（Ａ）所定の大きさのＡｌ系窒素化合物を多量に分散させ、その分散強化によって母相（主にマルテンサイト）の強度を高めて、硬質介在物（セメンタイト）との硬度差を小さくすることによって、表面性状が良好にできること（即ち、良好な転動疲労寿命が安定して得られること）、
（Ｂ）Ａｌ系窒素化合物による分散強化を図るためには、Ａｌ系窒素化合物の量（個数密度）と大きさを規定する必要があること、
（Ｃ）Ａｌ系窒素化合物における分散度合い（個数密度）を達成するためには、鋼中のＡｌやＮの含有量を厳密に制御することが重要であること、および鋼材の製造工程において、熱間圧延後にＡｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃の温度範囲を除冷した後、冷却速度を速めることが有用であること、
（Ｄ）鋼材の研磨性を良好にするには、セメンタイトの面積率や大きさ（円相当直径）を所定の範囲とすることが有効であること、また上記Ａｌ系窒素化合物の大きさも研磨後の表面性状（研磨後の表面粗さ）に影響を及ぼすこと、
（Ｅ）セメンタイトの面積率や大きさ（円相当直径）を所定の範囲とするためには、部品形状加工前の球状化熱処理（球状化焼鈍）を適切に制御することが有効であること。
（Ｂ）Ａｌ系窒素化合物による分散強化を図るためには、Ａｌ系窒素化合物の量（個数密度）と大きさを規定する必要があること、
（Ｃ）Ａｌ系窒素化合物における分散度合い（個数密度）を達成するためには、鋼中のＡｌやＮの含有量を厳密に制御することが重要であること、および鋼材の製造工程において、熱間圧延後にＡｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃の温度範囲を除冷した後、冷却速度を速めることが有用であること、
（Ｄ）鋼材の研磨性を良好にするには、セメンタイトの面積率や大きさ（円相当直径）を所定の範囲とすることが有効であること、また上記Ａｌ系窒素化合物の大きさも研磨後の表面性状（研磨後の表面粗さ）に影響を及ぼすこと、
（Ｅ）セメンタイトの面積率や大きさ（円相当直径）を所定の範囲とするためには、部品形状加工前の球状化熱処理（球状化焼鈍）を適切に制御することが有効であること。
本発明者らは、上記知見に基づき、鋼材の研磨性および転動疲労寿命の安定性を実現するべく、更に鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材中のＡｌやＮ含有量を厳密に規定すると共に、その製造条件を制御し、焼入れ・焼戻し後に鋼中に分散する平均円相当直径が６０ｎｍ以上であると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上であり、且つセメンタイトの面積率が１２％以下であると共に、平均円相当直径が０．６０μｍ以下となるようにすれば、鋼材の研磨性および転動疲労寿命の安定性を著しく向上できることを見出し、本発明を完成した。
本発明の鋼材では、平均粒径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度を適切に制御することが重要な要件となるが、その分散強化によって、母相（主にマルテンサイト）の強度を高めて、硬質介在物（セメンタイト）との硬度差を小さくすることによって、表面性状が良好にできるものである。そのためには、対象とするＡｌ系窒素化合物の大きさも適切に制御する必要があり、この大きさ（円相当直径）が２５ｎｍよりも小さくなったり、２００ｎｍよりも大きくなると、分散強化の効果を発揮することができなくなる。
上記のようなＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2未満では、分散強化による強度向上効果が有効に発揮されなくなる。Ａｌ系窒素化合物の個数密度は、好ましくは１．３個／μｍ2以上（より好ましくは１．５個／μｍ2以上）である。尚、Ａｌ系窒素化合物の個数密度の上限については、特に限定しないがあまり多くなり過ぎると、結晶粒が粗大化し、不完全焼入れ相（例えば、微細パーライトやベイナイト相）が生成し、転動疲労寿命が安定しなくなる恐れがあることから、６．０個／μｍ2以下であることが好ましく、より好ましくは５．０個／μｍ2以下である。
また、Ａｌ系窒素化合物の平均的な大きさも研磨後の表面性状（研磨後の表面粗さ）に影響を及ぼすので、焼入れ・焼戻し後に鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径を６０ｎｍ以上とすることも重要である。即ち、Ａｌ系窒素化合物の平均円相当直径を６０ｎｍ以上とすることによって、分散強化の効果が十分に発揮できるという理由で、表面性状が良好になる（表面粗さが小さくなる）。このＡｌ系窒素化合物の大きさは、好ましくは７０ｎｍ以上（より好ましくは８０ｎｍ以上）である。
本発明の鋼材において、鋼材の研磨性を良好にするには、セメンタイトの面積率や大きさ（円相当直径）を所定の範囲とすることが必要である。セメンタイト量が多くなると、研磨効率が低下することになる。こうした観点から、セメンタイトの面積率は１２％以下とする必要がある。セメンタイトの面積率は、好ましくは１１％以下（より好ましくは１０％以下）である。尚、セメンタイトの面積率の下限については、特に限定しないがあまり少なくなり過ぎると、転動疲労寿命が悪化し安定しない恐れがあることから、５％以上であることが好ましく、より好ましくは６％以上である。
またセメンタイトの大きさが小さいと研磨時に脱落が起こり易く、研磨性（研磨効率）への悪影響が小さくなる。こうしたことから、セメンタイトの大きさは、平均円相当直径で０．６０μｍ以下であることが必要である。セメンタイトの大きさは、平均円相当直径で０．５０μｍ以下であることが好ましい（より好ましくは０．４０μｍ以下）。尚、セメンタイトの大きさの下限については、特に限定しないがあまり小さくなり過ぎると、転動疲労寿命が悪化し安定しない恐れがあることから、０．１μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは０．１５μｍ以上である。
本発明の鋼材は、上記したＡｌやＮの含有量を含め、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）も適切に調整する必要があるが、これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：：０．６５〜１．１０％］
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摩耗性を付与するために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．６５％以上含有させなければならず、好ましくは０．８％以上（より好ましくは０．９５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると巨大炭化物が生成し易くなり、研磨性および転動疲労特性に却って悪影響を及ぼす様になるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０５％以下（より好ましくは１．０％以下）に抑えるべきである。
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摩耗性を付与するために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．６５％以上含有させなければならず、好ましくは０．８％以上（より好ましくは０．９５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると巨大炭化物が生成し易くなり、研磨性および転動疲労特性に却って悪影響を及ぼす様になるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０５％以下（より好ましくは１．０％以下）に抑えるべきである。
［Ｓｉ：０．０５〜１．０％］
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。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが望ましい。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１．０％以下、好ましくは０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）に抑えるべきである。
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。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが望ましい。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１．０％以下、好ましくは０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）に抑えるべきである。
［Ｍｎ：０．１〜２％］
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。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ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、Ｍｎ含有量は２％以下、好ましくは１．６％以下（より好ましくは１．２％以下）に抑えるべきである。
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。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ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、Ｍｎ含有量は２％以下、好ましくは１．６％以下（より好ましくは１．２％以下）に抑えるべきである。
［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
［Ｃｒ：０．１５〜２．０％］
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．１５％以上とする必要がある。好ましくは０．５％以上（より好ましくは０．９％以上）である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．１５％以上とする必要がある。好ましくは０．５％以上（より好ましくは０．９％以上）である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ｎと結合することによって、Ａｌ系窒素化合物として鋼中に微細に分散し、分散強化によりマトリックスの強度差異を低減するのに重要な元素である。微細なＡｌ系窒素化合物を生成させるためには、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数が増加し、研磨時の表面性状を悪化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１３％（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％以下）である。
Ａｌは、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ｎと結合することによって、Ａｌ系窒素化合物として鋼中に微細に分散し、分散強化によりマトリックスの強度差異を低減するのに重要な元素である。微細なＡｌ系窒素化合物を生成させるためには、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数が増加し、研磨時の表面性状を悪化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１３％（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％以下）である。
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｎは上記Ａｌと同様に、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ａｌ系窒素化合物の微細分散によりマトリックスの強度差異を低減するのに重要な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０２５％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数密度が増加し、研磨時の表面性状を悪化させる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００５％（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．０２％（より好ましくは０．０１５％以下）である。
Ｎは上記Ａｌと同様に、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ａｌ系窒素化合物の微細分散によりマトリックスの強度差異を低減するのに重要な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０２５％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数密度が増加し、研磨時の表面性状を悪化させる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００５％（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．０２％（より好ましくは０．０１５％以下）である。
［Ｔｉ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、鋼中のＮと結合して粗大なＴｉＮを生成し易いため、研磨時の表面性状への悪影響が大きい有害元素であり、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．００２％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００１９％である。
Ｔｉは、鋼中のＮと結合して粗大なＴｉＮを生成し易いため、研磨時の表面性状への悪影響が大きい有害元素であり、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．００２％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００１９％である。
［Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％（より好ましくは０．００１５％以下）である。
Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％（より好ましくは０．００１５％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り、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。尚、転動疲労寿命を高めるため、下記元素を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。
［Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも母相の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。これらの効果は、いずれも０．０３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、いずれの含有量も０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも母相の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。これらの効果は、いずれも０．０３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、いずれの含有量も０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。
［Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒の整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、ＮｂおよびＶで０．５％を超えると、Ｂで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。尚、より好ましい上限はＮｂおよびＶで０．３％（更に好ましくは０．１％以下）、Ｂで０．００３％（更に好ましくは０．００１％以下）である。
Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒の整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、ＮｂおよびＶで０．５％を超えると、Ｂで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。尚、より好ましい上限はＮｂおよびＶで０．３％（更に好ましくは０．１％以下）、Ｂで０．００３％（更に好ましくは０．００１％以下）である。
［Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒは、いずれも酸化物系介在物を球状化させ、転動疲労寿命向上に寄与する元素である。これらの効果は、Ｃａ、ＲＥＭで０．０００５％以上、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｚｒで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、過剰に含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず不経済となるので、夫々上記範囲内とするべきである。尚、より好ましい上限は、ＣａおよびＲＥＭで０．０３％（更に好ましくは０．０１％以下）、Ｍｇ、Ｌｉで０．０１％（更に好ましくは０．００５％以下）、Ｚｒで０．１５％（更に好ましくは０．１０％以下）である。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒは、いずれも酸化物系介在物を球状化させ、転動疲労寿命向上に寄与する元素である。これらの効果は、Ｃａ、ＲＥＭで０．０００５％以上、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｚｒで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、過剰に含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず不経済となるので、夫々上記範囲内とするべきである。尚、より好ましい上限は、ＣａおよびＲＥＭで０．０３％（更に好ましくは０．０１％以下）、Ｍｇ、Ｌｉで０．０１％（更に好ましくは０．００５％以下）、Ｚｒで０．１５％（更に好ましくは０．１０％以下）である。
［Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）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。これらの効果は、Ｐｂ、Ｂｉで０．０１％以上、Ｔｅで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、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、圧延傷の発生等、製造上の問題が生じることになる。尚、より好ましい上限はＰｂおよびＢｉで０．３％（更に好ましくは０．２％以下）、Ｔｅで０．０７５％（更に好ましくは０．０５％以下）である。
Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。これらの効果は、Ｐｂ、Ｂｉで０．０１％以上、Ｔｅで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、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、圧延傷の発生等、製造上の問題が生じることになる。尚、より好ましい上限はＰｂおよびＢｉで０．３％（更に好ましくは０．２％以下）、Ｔｅで０．０７５％（更に好ましくは０．０５％以下）である。
本発明の鋼材において、焼入れ・焼戻し後に鋼中に微細なＡｌ系窒素化合物を分散させるためには、鋼材の製造工程において、上記成分組成を満たす鋳片を用い、圧延後の冷却速度を制御することが重要である。圧延後の冷却過程で析出するＡｌ系窒素化合物は、その後の球状化焼鈍、部品加工、焼入れ・焼戻し過程を経ても同様の状態で残存したままである。そのため、Ａｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃までの温度範囲を、一次冷却速度（平均冷却速度）で０．１〜０．７℃／秒の範囲とし、６５０℃未満から室温（２５℃）までの二次冷却速度（平均冷却速度）を１℃／秒以上で冷却することで、焼入れ・焼戻し後の鋼中でも円相当直径が２５ｎｍ以上、２００ｎｍ以下であるＡｌ系窒素化合物を１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下分散させることができる。
上記一次冷却速度が０．１℃／秒未満の冷却では、Ａｌ系窒素化合物が粗大化し、０．７℃／秒を超えると、Ａｌ系窒素化合物の円相当直径が２５ｎｍ未満となったり、所定の大きさの個数密度が１．１個／μｍ2未満となり、所望の大きさが得られなくなる。また６５０℃未満での二次冷却速度を１℃／秒以上とすることによって、Ａｌ系窒素化合物の粗大化を抑制し、その大きさを制御することができる。
上記のような圧延処理を行なった後には、所定の部品形状に形成するに先立ち、球状化焼鈍が行なわれるのであるが、セメンタイトの面積率やその大きさを適切な範囲に制御するためには、球状化焼鈍条件（特に加熱後の冷却速度）も適切に制御する必要がある。球状化焼鈍では、通常７８０〜８１０℃に加熱して所定時間保持（保持時間：２〜６時間程度）された後、冷却されるのであるが、このときの冷却条件を、（１）加熱保持温度から７５０℃までの平均冷却速度：２５〜３５℃／時、（２）７５０℃から７３０℃までの平均冷却速度：３〜７℃／時、および（３）７３０℃から６８０℃までの平均冷却速度：２５〜３５℃／時に制御することによって、セメンタイトの形態を上記のように制御することができる。
加熱保持温度から７５０℃まで、および７３０℃から６８０℃までの平均冷却速度を２５〜３５℃／時に制御することによって、セメンタイトの粒径（円相当直径）を小さくできる。このときの平均冷却速度が２５℃／時未満になると、セメンタイトが粗大化してセメンタイトの粒径が粗大化する。また平均冷却速度が３５℃／時よりも大きくなると、再生パーライトが生成し、焼入れが不均一となり、寿命が安定しなくなる。
一方、７５０℃から７３０℃までの平均冷却速度を３〜７℃／時に制御することによって、セメンタイトの面積率を１２％以下に抑制し、セメンタイトの平均円相当直径を０．６０μｍ以下にできる。このときの平均冷却速度が３℃／時未満になると、セメンタイトの生成量が多くなって、セメンタイトの面積率が１２％を超えることになる。また平均冷却速度が７℃／時よりも大きくなると、再生パーライトが生成し、焼入れが不均一となり、寿命が安定しなくなる。
本発明の鋼材は、上記のような球状化焼鈍を行なった後、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるものであるが、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。
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変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す各種化学成分組成の鋼材（試験Ｎｏ．１〜２４）を加熱炉またはソーキング炉で１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、９００〜１１００℃に加熱した後、圧延（圧延を模した鍛造も含む）して直径：７０ｍｍの丸棒材を作製した。圧延終了後、８５０〜６５０℃までを様々な平均冷却速度で冷却すると共に（下記表２）、６５０℃未満から室温（２５℃）までを１℃／秒の平均冷却速度で冷却して圧延材または鍛造材を得た。
上記圧延材または鍛造材を、７９５℃に加熱して所定時間保持（保持時間：２〜６時間）した後、（１）７５０℃までの平均冷却速度、（２）７５０℃から７３０℃までの平均冷却速度、および（３）７３０℃から６８０℃までの平均冷却速度を様々変化させて球状化焼鈍を行なった後（下記表２）、切削によって皮削りを行なった。その後、直径：６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍの円盤（試験片）を切り出し、８４０℃で３０分間加熱後の油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを実施した。
最終的に仕上げ研磨を施して、表面粗さがＲｔ（最大断面粗さ）で０．４５μｍ以下となる試験片を作製した。
上記で得られた試験片を用い、下記の条件にてＡｌ系窒素化合物の個数、大きさ、セメンタイト面積率、セメンタイト大きさ（円相当直径）を測定すると共に、下記の条件で研磨したときの研磨後の表面粗さ（Ｒｔ）、研磨効率を測定し、更には寿命傾きを測定した。
［Ａｌ系窒素化合物の個数、大きさの測定］
Ａｌ系窒素化合物の分散状況の確認方法としては、熱処理後の試験片を切断し、この断面を研磨した後、その面にカーボン蒸着を行い、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によりＡｌ、Ｎを含むＡｌ系窒素化合物の成分を特定し、３００００倍の倍率にてその視野の観察を行なった。このとき、１視野を１６．８μｍ2とし、任意の３視野について観察し（合計５０．４μｍ2）、粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用い、その平均円相当直径および個数（個数はμｍ2当りに換算）を求めた。
Ａｌ系窒素化合物の分散状況の確認方法としては、熱処理後の試験片を切断し、この断面を研磨した後、その面にカーボン蒸着を行い、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によりＡｌ、Ｎを含むＡｌ系窒素化合物の成分を特定し、３００００倍の倍率にてその視野の観察を行なった。このとき、１視野を１６．８μｍ2とし、任意の３視野について観察し（合計５０．４μｍ2）、粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用い、その平均円相当直径および個数（個数はμｍ2当りに換算）を求めた。
［セメンタイトの面積率、大きさの測定］
（ａ）試験片を長手方向に対して垂直に切断した。
（ｂ）その断面が観察できるように樹脂に埋め込み、エメリー紙による研磨、ダイヤモンドバフによる研磨および電解研磨を順次行なって、観察面を鏡面に仕上げた。
（ｃ）ナイタール（３％硝酸エタノール溶液）で腐食した。
（ｄ）試験片（円盤）のＤ／４（Ｄは直径）の位置をＳＥＭの倍率：２０００倍で観察し、４箇所撮影した。
（ｅ）上記粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用いて、フェライト相を白色、セメンタイトを黒色とし（即ち、２値化し）、セメンタイトの面積率を求め、４視野の平均値をセメンタイトの面積率とした。また各セメンタイトの大きさから円相当直径を算出し、４視野の平均値を求めた（「平均円相当直径」として採用）。
（ａ）試験片を長手方向に対して垂直に切断した。
（ｂ）その断面が観察できるように樹脂に埋め込み、エメリー紙による研磨、ダイヤモンドバフによる研磨および電解研磨を順次行なって、観察面を鏡面に仕上げた。
（ｃ）ナイタール（３％硝酸エタノール溶液）で腐食した。
（ｄ）試験片（円盤）のＤ／４（Ｄは直径）の位置をＳＥＭの倍率：２０００倍で観察し、４箇所撮影した。
（ｅ）上記粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用いて、フェライト相を白色、セメンタイトを黒色とし（即ち、２値化し）、セメンタイトの面積率を求め、４視野の平均値をセメンタイトの面積率とした。また各セメンタイトの大きさから円相当直径を算出し、４視野の平均値を求めた（「平均円相当直径」として採用）。
［研磨後の表面粗さ、研磨効率］
上記で得られた試験片（円盤）のＤ／４（Ｄは直径）の位置から、断面：４ｍｍ×４ｍｍの角棒（長さ：５ｍｍ）を切り出し、横断面（４ｍｍ×５ｍｍの面）を試験面にしてベークライト樹脂に埋め込み、自動研磨機（「テグラフォール・テグラフォース」商品名：丸本ストルアス社製）を用いて、荷重：３０Ｎ、研磨速度：３ｍ／秒（粗研磨、仕上げ研磨とも）の条件で研磨を行なった。粗研磨は♯１８０耐水ペーパーで１０分、仕上げ研磨はダイヤモンドペースト（ダイヤモンドバフ）で１時間行なった。粗研磨後、ビッカースの圧痕を打ち、寸法を測定し、仕上げ研磨後に、ビッカースの圧痕の寸法を再測定して、研磨量（μｍ／時）に換算して研磨効率の指標とした。研磨量が０．４０μｍ／時以上のときに、研磨効率が良好であると判断できる。
上記で得られた試験片（円盤）のＤ／４（Ｄは直径）の位置から、断面：４ｍｍ×４ｍｍの角棒（長さ：５ｍｍ）を切り出し、横断面（４ｍｍ×５ｍｍの面）を試験面にしてベークライト樹脂に埋め込み、自動研磨機（「テグラフォール・テグラフォース」商品名：丸本ストルアス社製）を用いて、荷重：３０Ｎ、研磨速度：３ｍ／秒（粗研磨、仕上げ研磨とも）の条件で研磨を行なった。粗研磨は♯１８０耐水ペーパーで１０分、仕上げ研磨はダイヤモンドペースト（ダイヤモンドバフ）で１時間行なった。粗研磨後、ビッカースの圧痕を打ち、寸法を測定し、仕上げ研磨後に、ビッカースの圧痕の寸法を再測定して、研磨量（μｍ／時）に換算して研磨効率の指標とした。研磨量が０．４０μｍ／時以上のときに、研磨効率が良好であると判断できる。
また上記研磨後の試験片について、その表面粗さ（最大断面粗さＲｔ：ＪＩＳ Ｂ０６０１）を求めた。このとき、基準長さ：０．２５ｍｍ、区間数：５箇所、輪郭曲線フィルターのカットオフ値λｃ：０．２５ｍｍ、カットオフ値λｓ：０．００２５ｍｍとした。研磨後の粗さがＲｔで０．４０μｍ以下のときに表面性状に優れると判断できる。
［寿命傾きの測定］
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、各鋼材（試験片）につき１６個の試料を用いて転動疲労特性を実施した。疲労寿命の安定性の指標として、ワイプル係数ｍの値を用いた。この値は、試験結果をワイプル確率紙にプロットした際の近似曲線の傾き（寿命傾き）である。この傾きの値が、大きいほど疲労寿命の安定性に優れていることを示し、寿命傾きが０．６以上のときを寿命安定性に優れていると評価した。
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、各鋼材（試験片）につき１６個の試料を用いて転動疲労特性を実施した。疲労寿命の安定性の指標として、ワイプル係数ｍの値を用いた。この値は、試験結果をワイプル確率紙にプロットした際の近似曲線の傾き（寿命傾き）である。この傾きの値が、大きいほど疲労寿命の安定性に優れていることを示し、寿命傾きが０．６以上のときを寿命安定性に優れていると評価した。
各鋼材におけるＡｌ系窒素化合物の個数、大きさ（平均円相当直径）、セメンタイト面積率、セメンタイト大きさ（平均円相当直径）を下記表３に示すと共に、研磨後の表面粗さＲｔ、研磨効率、および寿命傾きを下記表４に示す。
これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、試験Ｎｏ．３、４、６〜１９のものは、本発明で規定する要件（化学成分組成、Ａｌ系窒素化合物の大きさ、個数、セメンタイト面積率、大きさ）を満足するものであり、いずれも研磨後粗さＲｔ、研磨効率も良好であり（研磨効率判定「○」）、転動疲労寿命の安定性が良好（寿命傾き判定「○」）であることが分かる（総合判定「○」）。
これに対し、試験Ｎｏ．１、２、５、２０〜２４のものは、本発明で規定する要件のいずれかが外れているため、研磨後粗さＲｔ、研磨効率、寿命傾きの少なくともいずれかが劣化している（総合判定「×」）。
試験Ｎｏ．１、２のものは、圧延後の冷却速度条件が適切でないので、Ａｌ系窒素化合物の個数密度または大きさが適切でないものであり、いずれも研磨後粗さＲｔが粗くなっている。
試験Ｎｏ．５のものは、圧延後の一次冷却速度および球状化条件が適切でないので、Ａｌ系窒素化合物の個数密度および大きさが適切でなく、且つセメンタイトの面積率も大きくなっており、研磨後粗さＲｔが粗くなると共に、研磨効率の低くなっている（研磨効率判定「×」）。
試験Ｎｏ．２０、２２、２３のものは、本発明で規定する化学成分組成を満足しないものであり、セメンタイトの面積率が過剰になっており、いずれも研磨効率が低下している（研磨効率判定「×」）。
試験Ｎｏ．２１のものは、Ｃの含有量が過剰になっているので、セメンタイトの面積率、大きさが過剰となっているものであり、研磨効率が低下している（研磨効率判定「×」）。
試験Ｎｏ．２４のものは、Ｔｉの含有量が過剰になっているので、その分Ａｌ系窒素化合物の個数密度が低下し、またセメンタイトの大きさが過剰となっているものであり、寿命傾きが劣化している（寿命傾き判定「×」）。
上記で示したデータのうち、試験Ｎｏ．１〜５の結果に基づいて、Ａｌ系窒素化合物の個数密度と鋼材表面粗さＲｔの関係を図１に、Ａｌ系窒素化合物の大きさ（円相当直径）と鋼材表面粗さＲｔの関係を図２に夫々示すが、Ａｌ系窒素化合物の個数密度や大きさを適切に制御することによって、良好な表面性状（Ｒｔで０．４０μｍ以下）が達成されることが分かる。
上記試験Ｎｏ．１〜５の結果に基づいて、鋼材表面粗さＲｔと寿命傾きの関係を図３に示すが、表面性状を良好にすることによって、寿命安定性（寿命傾きで０．６以上）が達成されていることが分かる。
同様にして、セメンタイト面積率と研磨効率との関係を図４、セメンタイトの大きさ（平均円相当直径）と研磨効率との関係を図５に夫々示すが、セメンタイト面積率や大きさを適切に制御することによって、良好な研磨効率が達成されていることが分かる。
Claims (5)
- Ｃ：０．６５〜１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が６０ｎｍ以上であると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上であり、且つセメンタイトの面積率が１２％以下であると共に、セメンタイトの平均円相当直径が０．６０μｍ以下であることを特徴とする転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）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に記載の転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜３のいずれかに記載の転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜４のいずれかに記載の転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材。
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