JP5783014B2 - 軸受用棒鋼 - Google Patents

Description

本発明は、軸受用棒鋼に関し、詳しくは、球状化焼鈍などの熱処理を行うことなく、圧延ままで優れた冷間鍛造性を有し、かつ転動疲労寿命に優れた、主に冷間鍛造用途で使用される軸受用棒鋼に関する。

自動車や産業機械などに用いられる軸受部品は、一般に、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２〜５に代表される高炭素クロム軸受鋼の圧延鋼材を素材として、熱間鍛造や切削加工など、いわゆる「２次加工」の工程を経て、所望の形状に仕上げられている。

近年、軸受部品の製造コスト低減や歩留まり向上の観点から、軸受用棒鋼（以下、単に「棒鋼」ということがある。）をそのまま冷間鍛造あるいは切削加工する製造プロセスのニーズが高まっている。

しかし、高炭素クロム軸受鋼の熱間圧延ままのミクロ組織は、一般に、パーライトの単相組織であって、硬さが高いものである。したがって、熱間圧延ままの軸受用棒鋼をそのまま冷間鍛造や切削加工などに供すると、冷間鍛造の際に割れが発生したり、工具寿命が低下するなどの問題が生じてしまい、適用が困難とされてきた。

このため、従来、冷間鍛造や切削加工の前処理として「球状化焼鈍」と呼ばれる２０ｈを超えるような長時間の熱処理を施し、ミクロ組織をフェライトと球状セメンタイトの混合組織に変えることが行われてきた。

しかしながら、上記長時間の球状化焼鈍は、高価な熱処理設備を必要とするうえに多大なエネルギーを消費し、しかも、生産性を低下させてしまうので、コスト上昇を招く処理である。

したがって、この前処理としての球状化焼鈍を省略するか、あるいは省略できないまでもその時間を大幅に短縮して、エネルギー消費を少なくするとともに設備コストも下げ、生産性の向上を図りたいとの要望が大きくなっている。

なお、最終製品である軸受部品の性能として、長い転動疲労寿命が必要である。上記の転動疲労寿命（転動疲労特性）は、鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物により低下することが知られている。そのため、従来は、製鋼プロセスによって鋼中の酸素含有量を少なくする試みがなされてきた。その結果、近年では酸素の含有量が質量％で１０ｐｐｍを下回る鋼材を安定して製造することが可能となり、それに伴って転動疲労寿命も向上してきた。

しかし、近年のエンジンの高出力化や周辺部品の小型化によって、転動疲労寿命に対する要求が厳しくなり、単に酸素の含有量を低減させるだけでは、要求される良好な転動疲労寿命を確保することができず、このため、転がり軸受に対してより一層長い転動疲労寿命が実現できる鋼材への要求が強くなっている。

このように、球状化焼鈍を省略化あるいは簡略化しても冷間鍛造が可能で、かつ転動疲労寿命が大幅に向上する軸受用棒鋼が求められているのが現状である。

そこで、これらの要望に応えるべく、例えば、特許文献１に、球状化焼鈍を省略化あるいは簡略化ができる技術が開示されている。

具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部：鉄および不可避的不純物からなり、必要に応じてさらに、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下およびＭｏ：０．１％以下から選んだ１種または２種以上を含有する鋼組成を有し、かつセメンタイトのうちアスペクト比（長径／短径）が２以下であるものの割合が７０％以上であることを特徴とする「熱間圧延ままで球状化炭化物組織を有する軸受け用線材・棒鋼」およびその製造方法が開示されている。

また、特許文献２および３に、転動疲労寿命を向上させるための技術が開示されている。

すなわち、特許文献２に、機械部品に使用される際に鋼材の表面硬さを５８ＨＲＣ以上として用いる機械構造用鋼、軸受鋼などの機械部品用の鋼において、鋼材断面１００ｍｍ²中の非金属介在物の最大介在物径の測定を３０箇所において行い極値統計処理を用いて算出される３００００ｍｍ²中における硫化物の最大介在物径の予測値√area maxが４０μｍ以下であることを特徴とする「転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼」が開示されている。

特許文献３に、機械部品に使用する際の鋼の表面硬さが５８ＨＲＣ以上であり、かつ質量割合でＯが２０ｐｐｍ以下、Ａｌが０．０１０％未満を満足する機械構造用鋼であって、介在物径を（縦×横）^1/2と定義するとき、その鋼中に存在する検鏡面積３０００ｍｍ²に存在する最大介在物径を有する酸化物系非金属介在物あるいは１５μｍ以上の介在物径を有する全ての酸化物系非金属介在物の組成が質量％でＳｉＯ₂：３０％以上であることを特徴とする「転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼」が開示されている。

さらに、本発明者らも、特許文献４において、連続圧延のままで高い量の炭素とクロムを含む軸受鋼鋼材に従来の球状化焼鈍した場合と遜色のないミクロ組織を確保させることができる技術を提案した。

具体的には、本発明者らは、特許文献４において、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：０．２〜１．２％およびＳ：０．０１５％以下を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量の比であるＭｎ／Ｓの値が２０〜１７０である化学組成を有する被圧延材を、Ａｅ₁点〜Ａｅｍ点の温度域に加熱した後、２以上の圧延工程と、最初の圧延工程から最後の圧延工程までの間に１以上の中間冷却工程とを備える全連続式熱間圧延方法により圧延し、さらに、圧延終了後に、４００℃までの温度域を冷却速度が５℃／ｓ以下の条件で最終冷却する軸受鋼鋼材の製造方法であって、該全連続式熱間圧延方法が、〔１〕各圧延工程中の被圧延材の表面温度が、６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）の範囲内であること、〔２〕中間冷却工程において、冷却開始から冷却終了後被圧延材の表面温度がＡｅ₁点以上に復熱するまでの時間Δｔが１０ｓ以下であることおよび〔３〕総減面率が３０％以上であることの全てを満足することを特徴とする「軸受鋼鋼材の製造方法」を提案した。

特開２００６−６３４０２号公報 特開２００９−２４２９２３号公報 特開２００８−２４００１９号公報 特開２００９−２７５２６３号公報

周世栄ら：鉄と鋼、８７（２００１）１２、ｐ．２２ 瀬戸浩蔵：叢書 鉄鋼技術の流れ 第２シリーズ 第９巻 軸受用鋼（１９９９）、ｐ．７９〔監修・発行：社団法人 日本鉄鋼協会〕 長尾実佐樹ら：Ｓａｎｙｏ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｒｅｐｏｒｔ Ｖｏｌ．１２（２００５）Ｎｏ．１、ｐ．３８

前述の特許文献１で開示された軸受け用線材・棒鋼は、熱間加工のままで球状化炭化物組織を有するものの、介在物の組成制御ができていない。このため、延伸介在物を回避できない場合があり、必ずしも安定して転動疲労寿命の長寿命化を達成できるといえるものではなかった。

特許文献２で開示されている鋼は、局部的には転動疲労寿命に優れるが、実際の軸受部品のような疲労損傷が生じる可能性がある部位の総体積が大きい場合には、粗大な介在物が存在する可能性があり、早期剥離を招く場合がある。

特許文献３で開示されている鋼は、延伸した粗大な、酸化物および硫化物が存在している可能性があるため、優れた転動疲労寿命が得られない場合がある。

したがって、特許文献２および３で開示された技術は、近年における転がり軸受の厳しい使用環境下では、その転動疲労寿命は必ずしも十分といえるものではない。しかも、これらの技術は、棒鋼圧延後の球状化焼鈍の省略化あるいは簡略化については何ら配慮されていない。

また、本発明者らが特許文献４で提案した技術の具体的な目的は、熱間での線材圧延および棒鋼圧延といった圧延のままで球状化組織を有し、球状化焼鈍時間を従来の半分程度に短縮することが可能な高炭素クロム軸受鋼鋼材の製造方法を提供することであり、さらには、従来の球状化焼鈍で得られる球状セメンタイトを球状化熱処理を行わずとも得ることが可能な高炭素クロム軸受鋼鋼材の製造方法を提供することである。このため、冷間鍛造で必要となる成形能については十分な配慮がなされている。しかしながら、最終的な軸受部品として要求される製品性能、特に転動疲労寿命の長寿命化という点からは、必ずしも十分ではないところもある。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた転動疲労寿命を確保できるとともに、圧延後の球状化焼鈍を省略化あるいは簡略化しても冷間鍛造が可能な軸受用棒鋼を提供することを目的とする。

一般に、転動疲労は、鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によってき裂が生じ、その後、繰り返し荷重によってき裂が徐々に進展し、最終的に剥離に至る現象である、と理解されている。

そこで、発明者らは、転動疲労寿命の長寿命化に関して、介在物の形態と組成に着目して検討を行い、少なくとも、鋼材の長手方向に認められる介在物の長さを短くすることが長寿命化を実現するためには必要であり、酸化物および硫化物の組成を制御することで介在物の長さを短くすることが可能であることを見出し、この知見に基づいて、既に特願２０１０−２０７６４４において、安定して良好な転動疲労寿命を得ることができ、「玉軸受」、「コロ軸受」等の転がり軸受の素材として用いるのに好適な「圧延軸受鋼鋼材」を提案した。

上記技術を提案した後、本発明者らは、転動疲労寿命の長寿命化について、さらなる検討を進めた。

その結果、転動疲労寿命の長寿命化に対して、確かに、介在物の長さを短く制御することは極めて有効であるが、介在物長さのみならず、介在物の幅（介在物の「長さ」と直角方向の寸法）も短く制御することによって、転動疲労寿命を大幅に長寿命化できることを見出した。

先ず、転動疲労寿命は、疲労き裂の進展速度と良い相関を持つことが判明した。この疲労き裂の進展速度は、初期き裂の大きさに依存するものである。したがって、転動疲労寿命を向上させるためには、初期き裂自体の発生を抑制する、あるいは初期き裂の大きさをできる限り小さくする必要があることが明らかになった。

初期き裂の発生には、き裂発生起点となる介在物の幅と長さが影響する。このため、介在物の長さに加えて幅を制御することによって、初期き裂発生の抑制や発生した初期き裂の大きさを小さくする効果が得られるとの結論に至った。

次に、本発明者らは上述した技術的思想に基づき、転動疲労寿命の長寿命化に必要な介在物の幅、長さを精査した。

その結果、転動疲労寿命を評価するスラスト式転動疲労試験での試験片１０本分における評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下で、かつ予測される最大介在物長さＬが８００μｍ以下であれば、転動疲労寿命の一層の長寿命化が達成されることを確認した。

そこでさらに検討を加えた結果、介在物の幅と長さの調整に関して、下記の（ａ）〜（ｃ）の重要な知見を得た。

（ａ）酸化物および硫化物の組成を制御することによって、すなわち、酸化物中に適量のＣａＯを、また、硫化物中にＣａＳを含有するように組成を制御することによって、それぞれの介在物の長さを短くすることができる。

（ｂ）鋼中に微量のＣａを含有させることによって、（ａ）の介在物の組成制御ができるだけではなく、介在物の分散化が可能になる。通常、微量のＣａを含有させない場合には、介在物が偏在して群集化するため、一つ一つの介在物の長さは短くできても、疲労初期き裂形成に対しては、群集化した介在物があたかも一つの粗大な介在物と同じ挙動を示して転動疲労寿命を著しく低下させる。しかし、微量のＣａを含有させることによって、介在物の分散と介在物長さの短尺化の二つの効果により、介在物の幅も小さくすることができる。

（ｃ）介在物を制御した棒鋼を製造した際に、所望の介在物組成および形態が得られているか評価する場合において、特に、介在物の形態を評価する場合において、介在物が三次元形状をしているため、棒鋼の任意断面を検鏡観察する、いわゆる二次元的な評価では、過小評価することが考えられる。したがって、三次元的に十分な体積が確保された評価を行う必要がある。このためには、棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対して調質処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行って破壊し、非特許文献１に示されている方法に準じて、三次元的に十分な体積が確保された状態で疲労起点となった介在物形態を極値統計処理により評価することが有効であり、転動疲労試験における評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下で、かつ予測される最大介在物長さＬが８００μｍ以下を満たすように制御できているかを確認すればよい。

本発明者はさらに、上述した球状化焼鈍の省略化の技術的思想および、軸受け部品の製品性能である転動疲労寿命の長寿命化の技術的思想に基づいて、圧延後の球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造が可能な棒鋼のミクロ組織について検討を行った。

その結果、圧延材のミクロ組織と冷間鍛造時の割れ発生（成形能）が相関を持つことを見出し、下記（ｄ）〜（ｈ）の知見を得た。

（ｄ）軸受用棒鋼圧延材のミクロ組織は、通常、ごく一部に初析セメンタイトが存在する場合があるが、光学顕微鏡などで組織観察した場合には、パーライトの面積占有率（以下、単に「面積率」という。）がほぼ１００％となる。このパーライトは硬質で延性が低下するため、冷間鍛造を行った際に、いわゆる割れが生じる。

（ｅ）上記の割れ発生を抑制するためには、割れが問題となる部位である棒鋼の表面からＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）位置までにおいて、延性が低下するパーライトを可能な限り抑制する必要がある。具体的には、冷間鍛造時の割れ発生を抑制するためには、少なくともパーライトの面積率を４０％以下に抑制する必要があり、棒鋼圧延の冷却過程で生じるラメラーセメンタイトを抑制し、球状セメンタイトを形成させればよい。つまり、棒鋼の表面からＲ／２部のミクロ組織を球状セメンタイトを主体とする組織にすればよい。

（ｆ）全圧下比が１５以上となる２以上の圧下工程のうちの最終圧下工程である棒鋼圧延工程における条件として、被圧下材の加熱条件およびその圧下工程中の被圧下材の表面温度をより厳しく制御することによって、（ｅ）項に記載の組織を有する棒鋼を安定して造り込むことができる。

（ｇ）パーライトの面積率と棒鋼圧延材の硬さとの間には相関があり、パーライト面積率が４０％以下の場合、硬さはビッカース硬さで２９０以下になる。なお、パーライト面積率が０％の場合のビッカース硬さは２００程度である。

（ｈ）冷間鍛造時の割れ発生を安定して抑制するためには、硬さをビッカース硬さで２７０以下にするのが好ましい。その際のパーライト面積率は３０％以下となる。

本発明は、上記の技術的思想とそれに基づく知見によって完成されたものであり、その要旨は下記（１）に示す軸受用棒鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学成分を有する軸受用棒鋼であって、
棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さで、５８〜６６の範囲に調整するための焼入れおよび焼戻しの熱処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行って破壊し、
その破壊起点介在物が酸化物の場合には、該酸化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＯ：２．０〜２０％、ＭｇＯ：０〜２０％およびＳｉＯ₂：０〜１０％で、かつ残部がＡｌ₂Ｏ₃であって、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の２元系酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯとＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物、ＣａＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物およびＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の４元系酸化物のうちのいずれかからなり、
かつ、前記破壊起点介在物が硫化物の場合には、該硫化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＳ：１００％のＣａＳの１元系硫化物、または、ＣａＳ：１．０％以上、ＭｇＳ：０〜２０％で、かつ残部がＭｎＳであって、ＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物もしくはＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物からなる、とともに、
酸化物、硫化物の区別をせずに前記破壊起点介在物の幅と長さを各々、極値統計処理を行った場合の、評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下で、かつ前記評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物長さＬが８００μｍ以下であり、
さらに、棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さがビッカース硬さで２９０以下であること、
を特徴とする冷間鍛造性に優れた軸受用棒鋼。
ただし、「Ｒ」は軸受用棒鋼の半径を表す。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

なお、以下の説明において、上述の「評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物幅Ｗ」を省略して、「予測最大介在物幅Ｗ」といい、同様に、「評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物長さＬ」を省略して、「予測最大介在物長さＬ」と称する。

以下、上記（１）の軸受用棒鋼に係る発明を「本発明」という。

本発明の軸受用棒鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として好適に用いることができる。また、本発明の軸受用棒鋼は、冷間鍛造性に優れるため、圧延後の球状化焼鈍を省略することが可能で、製造コストを低減することができる。

パーライトの面積率と棒鋼圧延材のビッカース硬さの関係について説明する図である。 直径７０ｍｍの棒鋼から、実施例で用いた超音波疲労試験片を採取した方法を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた超音波疲労試験片の板材から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた超音波疲労試験片の仕上げ形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 超音波疲労試験後の破面に観察される破壊起点介在物の組成分析方法を示す図である。図中（ａ）は、起点介在物が酸化物の場合であり、また、（ｂ）は起点介在物が硫化物系の場合である。 実施例で用いた超音波疲労試験片の最大応力の９０％までの範囲である４６ｍｍ³を基準体積として説明する図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素、酸化物および硫化物の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）軸受用棒鋼の化学成分：
Ｃ：０．９５〜１．２％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．９５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に１．２％を超えると、耐摩耗性は向上するものの、棒鋼圧延工程における加熱段階で、粗大な初析セメンタイトが多く分散することになり、冷間鍛造性の悪化を招く。また硬さ増加を招き、切削時の工具寿命の低下、焼割れの原因となる。したがって、Ｃの含有量を０．９５〜１．２％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．９７％である。また、好ましい上限は１．１％である。

Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．３５％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなって鍛造後の切削時の工具寿命の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１５〜０．３５％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。また、好ましい上限は０．３２％である。

Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．５％を超えてＭｎを含有させると、母材の硬さが高くなって、鍛造後の切削時の工具寿命の低下を招く。さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．０５〜０．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％である。また、好ましい上限は０．４５％である。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を短くしてしまう。特に、その含有量が０．０２５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。好ましいＰ含有量の範囲は０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため冷間鍛造性の劣化や転動疲労寿命を著しく短くしてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、転動疲労寿命の向上という観点からは、Ｓの含有量は低ければ低いほど好ましく、好ましい上限は、０．００１％である。

Ｃｒ：０．８０〜１．８０％
Ｃｒは、鋼の焼入性を高めるとともに、セメンタイトを熱的に安定化させ、高温域におけるセメンタイトのマトリックス中への固溶を抑止する作用を有する。この効果はＣｒの含有量が０．８０％以上で発揮される。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．８０％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、最終形状にした後に行う焼入れ処理の際に、焼割れを生じやすくなり、また、耐疲労特性など機械的性質の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．８０〜１．８０％とした。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％である。また、好ましい上限は１．６０％である。

Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下
Ａｌは、精錬工程で脱酸を行うために使用する元素であり、０．００５％を超えて含有させなければ、Ａｌによる脱酸効果が得られない。しかし、Ａｌの含有量が０．０４０％を上回ると粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量は０．００５％を超えて０．０４０％以下とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％である。また、好ましい上限は０．０３８％である。

Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％
Ｃａは、硫化物系介在物中に固溶し、ＣａＳを形成することで、硫化物系介在物の延伸・粗大化を抑制する効果がある。さらに、ＣａＳを形成することで晶出形態が変化するため、硫化物系介在物が均一分散する効果がある。また、酸化物系介在物を形成することで、酸化物系介在物が均一分散する効果があり、これらの効果によって、転動疲労寿命の低下を抑制できる。これらの効果はＣａの含有量が０．０００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００１５％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、粗大な酸化物系介在物を生成し、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｃａの含有量を０．０００３〜０．００１５％とした。なお、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００４％である。また、好ましい上限は０．００１３％である。

Ｏ：０．００１０％以下
Ｏは、酸化物を生成する元素であり、極力低下させる必要がある。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００１０％を上回ると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００１０％以下とした。Ｏの含有量は０．０００８％以下であることが好ましい。

上記の理由から、本発明に係る軸受用棒鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、ＣａおよびＯを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物の化学成分からなることと規定した。

なお、上述した軸受用棒鋼の不純物としては、スクラップからＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＴｉの混入を避けることはできないが、Ｃｕ、Ｎｉのような炭化物を形成しない元素の含有量は、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２５％以下程度であれば、転動疲労寿命や鍛造時のミクロ組織形成には影響しない。一方、不純物のうち炭化物を形成する元素の場合は、特にＭｏについて、その含有量を０．０８％以下とするのが好ましい。

また、粗大なＴｉＮが生成すると転動疲労寿命が著しく低下するため、不純物中のＴｉの含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。

（Ｂ）超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物の平均組成：
（Ｂ−１）破壊起点介在物が酸化物の場合：
本発明に係る軸受用棒鋼は、棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、調質処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物が酸化物の場合には、該酸化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＯ：２．０〜２０％、ＭｇＯ：０〜２０％およびＳｉＯ₂：０〜１０％で、かつ残部がＡｌ₂Ｏ₃であって、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の２元系酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯとＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物、ＣａＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物およびＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の４元系酸化物のうちのいずれかからなるものでなければならない。以下、質量％での酸化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。

本発明でいう「酸化物」は、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の４元系を基本として構成されるものであり、酸化物の平均組成が上記の範囲にある場合には、長く延伸した、または点列状の、粗大な酸化物の生成が抑制され、過酷な使用環境下においても優れた転動疲労寿命を確保することが可能になる。

以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。

ＣａＯ：２．０〜２０％
塩基性酸化物であるＣａＯは、スラグの主要成分の１つであり、脱硫時の媒溶剤として用いられる。ＣａＯ濃度が２．０％以上になると、長く延伸した、または点列状の、Ａｌ₂Ｏ₃およびスピネルの生成を抑制する効果が得られる。一方、ＣａＯ濃度が２０％を上回ると、大型のＣａＯを主体とする粗大な酸化物が生成されてしまう。したがって、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度を２．０〜２０％とした。

ＭｇＯ：０〜２０％
ＭｇＯは塩基性酸化物であり、溶解度が低いため硬質のＭｇＯ（ペリクレース）相として、さらには、Ａｌ₂Ｏ₃とともにＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃（スピネル）相として晶出する。これらは点列状の粗大な酸化物となって鋼材中へ残存し、転動疲労寿命を低下させる場合があるため、ＭｇＯ濃度に上限を設け、２０％以下に制限する。なお、酸化物中にＭｇＯは存在していなくても構わない。このため、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度を０〜２０％とした。

ＳｉＯ₂：０〜１０％
酸性酸化物であるＳｉＯ₂は、スラグの主要成分の１つであり、酸化物中に含有される可能性があり、１０％までは許容できるものの、１０％を上回ると酸化物が延伸して粗大となって、転動疲労寿命が低下する場合がある。なお、酸化物中にＳｉＯ₂は存在していなくても構わない。したがって、酸化物の平均組成におけるＳｉＯ₂濃度を０〜１０％とした。

なお、ＣａＯ濃度が２．０％以上になると、酸化物の残部であるＡｌ₂Ｏ₃が、長く延伸したり、点列状になることが抑制される。このため、残部としてのＡｌ₂Ｏ₃の濃度は、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の２元系酸化物でかつ、ＣａＯ濃度が２．０％の場合の９８．０％であってもよい。

上述の理由から、本発明に係る軸受用棒鋼は、超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物が酸化物の場合には、該酸化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＯ：２．０〜２０％、ＭｇＯ：０〜２０％およびＳｉＯ₂：０〜１０％で、かつ残部がＡｌ₂Ｏ₃であって、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の２元系酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯとＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物、ＣａＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物およびＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の４元系酸化物のうちのいずれかからなるものと規定した。

なお、上記酸化物の平均組成は、次のようにして求めればよい。

超音波疲労試験を行った際の破面に観察される破壊起点介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、先ず、破壊起点介在物が酸化物であるのか硫化物であるのかを確認する。酸化物であることを確認した後、その酸化物を図５（ａ）に示すように、任意の複数箇所（例えば５箇所）に対して、点分析による組成分析を行う。超音波疲労試験で破壊起点介在物が酸化物であることが確認された試験片全て（例えば、後述する実施例の表３に示す試験番号１の場合には７本）に対して、同様に組成分析を行い、得られた組成を算術平均（例えば、上記表３の試験番号１の場合には、５箇所×７本＝３５で算術平均）する。

（Ｂ−２）破壊起点介在物が硫化物の場合：
本発明に係る軸受用棒鋼は、棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、調質処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物が硫化物の場合には、該硫化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＳ：１００％のＣａＳの１元系硫化物、または、ＣａＳ：１．０％以上、ＭｇＳ：０〜２０％で、かつ残部がＭｎＳであって、ＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物もしくはＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物からなるものでなければならない。以下、質量％での硫化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。

本発明でいう「硫化物」は、ＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系を基本として構成されるものであり、硫化物の平均組成が上記の範囲にある場合には、延伸した粗大な硫化物の生成が抑制され、過酷な使用環境下においても優れた転動疲労寿命を確保することが可能になる。

以下に、各硫化物組成の限定理由を示す。

ＣａＳ：１．０％以上
ＣａＳは、脱硫反応によって生成する硫化物である。ＣａＳ濃度が１．０％以上になると、延伸した粗大な硫化物の生成を抑制する効果が得られる。硫化物としてＣａＳだけが存在しても、つまり、ＣａＳ濃度が１００％であっても構わない。したがって、硫化物の平均組成におけるＣａＳ濃度を１．０％以上とした。

なお、硫化物がＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物、またはＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物からなる場合のＣａＳ濃度は、１００％に近い値であっても構わない。

ＭｇＳ：０〜２０％
精錬段階にて鋼中にＭｇが取込まれ、硫化物中にＭｇＳが混入する場合がある。ＭｇＳ濃度が２０％を上回ると、前述した酸化物中のＭｇＯ濃度が増加し、点列状の粗大な酸化物の生成を招くため、ＭｇＳ濃度は２０％以下に制限する。なお、硫化物中にＭｇＳは存在していなくても構わない。したがって、硫化物の平均組成におけるＭｇＳ濃度を０〜２０％とした。

なお、ＣａＳ濃度が１．０％以上になると、延伸した粗大な硫化物の生成が抑制される。このため、残部としてのＭｎＳの濃度は、ＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物の場合には、ＣａＳ濃度が１．０％の場合の９９．０％であってもよい。また、ＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物の場合には、ＣａＳ濃度が１．０％で、ＭｇＳ濃度が０％に近い値の場合の９９．０％に近い値であってもよい。

上述の理由から、本発明に係る軸受用棒鋼は、超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物が硫化物の場合には、該硫化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＳ：１００％のＣａＳの１元系硫化物、または、ＣａＳ：１．０％以上、ＭｇＳ：０〜２０％で、かつ残部がＭｎＳであって、ＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物もしくはＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物からなるものと規定した。

なお、上記硫化物の平均組成は、酸化物の平均組成と同様に、次のようにして求めればよい。

超音波疲労試験を行った際の破面に観察される破壊起点介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、先ず、破壊起点介在物が酸化物であるのか硫化物であるのかを確認する。硫化物であることを確認した後、その硫化物を図５（ｂ）に示すように、任意の複数箇所（例えば５箇所）に対して点分析による組成分析を行う。超音波疲労試験で破壊起点介在物が硫化物であることが確認された試験片全て（例えば、後述する実施例の表３に示す試験番号１の場合には１２本）に対して、同様に組成分析を行い、得られた組成を算術平均（例えば、上記表３の試験番号１の場合には、５箇所×１２本＝６０で算術平均）する。

（Ｃ）超音波疲労試験を行った際の破壊起点介在物の予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬ：
本発明に係る軸受用棒鋼は、棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、調質処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行って破壊し、破壊起点介在物の幅と長さを各々、極値統計処理した場合に、予測最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下で、かつ予測最大介在物長さＬが８００μｍ以下でなければならない。

なお、本発明（１）でいう「調質処理」とは、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）で、５８〜６６の範囲に調整するための「焼入れ−焼戻し」の熱処理である。この硬さを得るためには、例えば、非特許文献２の表４．２に記載されているように、高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２の場合には、焼入れ温度８１０〜８５０℃、焼戻し温度１２０〜１８０℃で行えばよい。

非特許文献１に記載の方法で、具体的には、例えば次に示すような手順で極値統計処理を行い、介在物形態を評価する。

〈１〉超音波疲労試験片において、疲労試験中に試験片に作用する最大応力の９０％までの範囲を試験片１本あたりの基準体積Ｖ₀として、基準体積Ｖ₀（ｍｍ³）を決める。超音波疲労試験片を１本疲労破壊させた場合、観察される破壊起点介在物は、上記基準体積Ｖ₀中での最大介在物となる。
〈２〉そこでｎ本の超音波疲労試験片について超音波疲労破壊させ、各々の破壊起点介在物の幅と長さを測定する。ここで、ｉ番目（ｉ=１〜ｎ）の超音波疲労試験片で測定した破壊起点介在物の幅をＷ_i（μｍ）、長さをＬ_i（μｍ）とする。
〈３〉測定したｎ本の破壊起点介在物の幅Ｗ_i（ｉ=１〜ｎ）と長さＬ_i（ｉ=１〜ｎ）を小さい順に並べ直し、それぞれＷ_j（ｊ＝１〜ｎ）とＬ_j（ｊ＝１〜ｎ）とする。
〈４〉それぞれのｊについて下記の基準化変数ｙ_jを計算する。
ｙ_j＝−ｌｎ［−ｌｎ｛ｊ／（ｎ＋１）｝］。
〈５〉極値確率用紙の座標横軸にＷ_jを、座標縦軸に基準化変数ｙ_jをとって、ｊ＝１〜ｎについてプロットし、最小二乗法により破壊起点介在物の幅についての近似直線を求める。また、同様に極値確率用紙の座標横軸にＬ_jを、座標縦軸に基準化変数ｙ_jをとって、ｊ＝１〜ｎについてプロットし、最小二乗法により破壊起点介在物の長さについての近似直線を求める。
〈６〉評価予測体積をＶ（ｍｍ³）、Ｔ＝（Ｖ＋Ｖ₀）／Ｖ₀として次の式から評価予測体積Ｖにおける基準化変数ｙの値を求める。
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ｛（Ｔ−１）／Ｔ｝］
〈７〉前記〈５〉で求めた破壊起点介在物の幅についての近似直線において、座標縦軸の値が上記ｙである場合の座標横軸の値が、その評価予測体積Ｖにおける予測最大介在物幅Ｗとなる。また、同様に前記〈５〉で求めた破壊起点介在物の長さについての近似直線において、座標縦軸の値が上記ｙである場合の座標横軸の値が、その評価予測体積Ｖにおける予測最大介在物長さＬとなる。

上記の手順で極値統計処理を行い、予測最大介在物幅Ｗが２０μｍを上回ると、たとえ予測最大介在物長さＬを短くした場合でも、介在物を起点として転動初期き裂が生じ、生じたき裂サイズが大きくなるため、結果として転動疲労寿命が低下することがある。なお、望ましい予測最大介在物幅Ｗは１０μｍ以下である。

予測最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下の場合、転動初期き裂の発生が遅延され転動疲労寿命が向上するが、単に予測最大介在物Ｗが２０μｍ以下を満足しただけでは、十分な転動疲労寿命を実現することはできないことがある。その原因として、転動初期き裂の発生に対して介在物長さの影響があるからである。例えば、予測最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下であっても、予測最大介在物長さＬが８００μｍを超える場合、転動初期き裂の発生が十分に抑制されず、転動寿命が低下することがある。望ましい予測最大介在物長さＬは７８０μｍ以下である。

なお、介在物の幅と長さの測定方法に関しては、非特許文献３に記載の光学顕微鏡による測定方法を参考にし、超音波疲労試験の破壊起点である介在物の短径を幅（Ｗ）として、長径を長さ（Ｌ）として測定すればよい。また、群集化して存在する介在物では、超音波疲労試験の破壊起点として影響を及ぼした部分での介在物群を一つの介在物であると考え、その最大幅と最大長さを評価すればよい。

具体的には、介在物の長径は、単体または複数からなる群にて存在する介在物の端と端を結んだ最大の辺とし、その長径の辺と平行な線で挟んだ介在物の最大幅を短径とすればよい。また、群にて存在する介在物では、介在物間の距離と小さい方の介在物の大きさ（√ＡＲＥＡ＝（Ｌ×Ｗ）^1/2）とを比較し、小さいほうの介在物の大きさである√ＡＲＥＡの値が介在物間の距離よりも大きい場合には両者は一体と判断すればよく、一方、小さい方の介在物の大きさである√ＡＲＥＡの値が介在物間の距離より小さい場合には両者は別々の介在物と判断すればよい。

なお、例えば、後の（Ｅ）項で述べる方法によって、上記破壊起点介在物の予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬにすることができる。

（Ｄ）棒鋼の表面からＲ／２部位置までの硬さ：
本発明に係る軸受用棒鋼は、棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さがビッカース硬さで２９０以下でなければならない。

一般に、例えばＳＵＪ２に代表される軸受用棒鋼圧延材のミクロ組織は、パーライトの単相組織であり、ビッカース硬さは４００程度である。そのため、冷間鍛造や切削加工を行うためには圧延後に球状化焼鈍を行い軟質化する必要がある。

しかしながら、図１に示すように、棒鋼圧延工程の冷却過程で生じるラメラーセメンタイトを抑制し、球状セメンタイトを形成させて、パーライト面積率を４０％以下に制御することによって、棒鋼圧延材の硬さはビッカース硬さで２９０以下になる。そして、割れが問題となる部位である棒鋼の表面からＲ／２部位置までにおいて、最大硬さがビッカース硬さで２９０以下であれば冷間鍛造時の割れの発生を抑制することができ、さらに、切削加工も容易になる。

したがって、本発明に係る軸受用棒鋼について、その表面からＲ／２部位置までの最高硬さがビッカース硬さで２９０以下であることとした。

なお、冷間鍛造時の割れを安定して抑制するためには、上記部位における平均断面硬さがビッカース硬さで２７０以下であることが好ましい。この場合には、パーライト面積率は３０％以下になる。上記の平均断面硬さはビッカース硬さで２５０以下であることがさらに好ましい。

なお、上記部位における平均断面硬さが低ければ低いほど優れた冷間鍛造性が得られるが、冷間鍛造時の割れ抑制のためにパーライト面積率を０％にした場合の平均断面硬さはビッカース硬さで２００程度であるし、平均断面硬さをビッカース硬さで２００以下にするためには、球状化したセメンタイトをより大きく成長させるために、工業的に実施されている球状化焼鈍をさらに長時間行うことが必要となり、製造コストの大幅な増加を招く。

したがって、本発明に係る軸受用棒鋼の表面からＲ／２部位置までの平均断面硬さは、ビッカース硬さで２００を超えることが好ましい。

なお、次の（Ｅ）項で述べるような、鋳片または鋼塊に、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程によって全圧下比が１５以上となる圧下を加えて軸受用棒鋼を製造する場合の棒鋼圧延工程において、
被圧下材の加熱温度、
圧下工程中の被圧下材の表面温度、および
圧下比
を適正化すれば、上記の表面からＲ／２部位置までのセメンタイトの球状化が促進されので、上記部位における最大硬さを安定してビッカース硬さで２９０以下にすることができる。

棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さおよび平均断面硬さは、例えば、棒鋼を長手方向と垂直に切断した面である「横断面」（以下、「Ｃ断面」という。）を鏡面研磨した後、表面下０．５ｍｍ程度の位置からＲ／２部位置までを、ビッカース硬さ試験機を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載された条件を満足するようにほぼ等間隔で、１０点測定した後、測定点の最大値、算術平均をそれぞれ、求めればよい。既に述べたように、上記の「Ｒ」は軸受用棒鋼の半径を指す。

（Ｅ）軸受用棒鋼の製造方法：
本発明に係る軸受用棒鋼は、例えば、次に述べる製造方法によって得ることができる。

先ず、転炉で酸化精錬を行った後、転炉からの出鋼時にＡｌを添加して脱酸処理を行い、その後さらに除滓処理を実施する。

次いで、ＣａＯ：３０〜７０％、Ａｌ₂Ｏ₃：５〜４０％、ＳｉＯ₂：１０％以下（０％を含まない）、ＭｇＯ：０〜１０％、ＣａＦ₂：０〜３０％、ＣａＯ／ＳｉＯ₂：６以上およびＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃：１．５〜１５を含有するスラグを、溶鋼１トン当たり、５〜２０ｋｇの範囲で調整し、アーク式加熱装置付き真空溶鋼撹拌装置（以下、「ＶＡＤ」という。）でＡｒガスによる撹拌および精錬処理を実施し、ＲＨ真空脱ガス装置にて３０ｍｉｎの処理を実施し、前記（Ａ）項で述べた化学成分を有する溶鋼を連続鋳造して横断面が３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にする。

あるいは、上記ＲＨ真空脱ガス装置にて３０ｍｉｎの処理を実施した後、前記（Ａ）項で述べた化学成分を有する溶鋼を鋳型に鋳込んで３トン鋼塊にする。

上記成分のスラグ組成およびＶＡＤでの処理は、酸化物および硫化物の組成制御を目的とするものである。そして、ＲＨ真空脱ガス装置における処理は、酸化物系介在物の総量低減を目的として実施する処理である。

続いて、上記の鋳片または鋼塊に、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程によって全圧下比が１５以上となる圧下を加える場合の棒鋼圧延工程において、下記の〔１〕〜〔３〕の全てを満たすようにして圧下し、さらに、棒鋼圧延工程における圧下を終了した後４００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することによって安定して製造することができる。
〔１〕被圧下材をＡｅ₁点〜Ａｅｍ点の温度域に加熱して圧下を開始すること、
〔２〕圧下工程中の被圧下材の表面温度が、６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）の温度範囲内であること、
〔３〕圧下比が４以上であること。

なお、「全圧下比」とは、鋳片または鋼塊の断面積を、棒鋼圧延工程における最終の圧下によって得られた軸受用棒鋼の断面積で除した値を指し、また、「棒鋼圧延工程での圧下比」とは、棒鋼圧延工程で圧下が加えられる前の被圧下材の断面積を棒鋼圧延工程における最終の圧下によって得られた軸受用棒鋼の断面積で除した値を指す。

さらに、「Ａｅ₁点」および「Ａｅｍ点」はそれぞれ、平衡状態における共析温度および平衡状態においてセメンタイトがオーステナイトに完全に固溶する温度を指す。

以下、本発明に係る軸受用棒鋼を例に、これらの棒鋼を製造する方法について詳しく説明する。

（Ａ）項で述べた化学成分を有する鋳片または鋼塊に、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程によって全圧下比が１５以上となる圧下を加えて、具体的には、例えば、常法どおり１０００℃を超える温度域で分塊圧延して得た鋼片を用いて、これにさらに、熱間での棒鋼連続圧延の工程で圧下を加え、全圧下比が１５以上となるようにして最終の棒鋼に加工する。

上記工程において、鋳片または鋼塊を最終の棒鋼に加工する場合の全圧下比が１５を下回る場合には、たとえ前述の精錬方法で溶鋼としても、軸受用棒鋼に前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗの条件を満足させることができず、このため、過酷な使用環境下において、所望の優れた転動疲労寿命を確保させることができないことがある。

なお、上記の全圧下比が大きいほど、前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗが小さくなって、転動疲労寿命は向上する。このため、上記全圧下比の上限は特に規定する必要はなく、鋳片や鋼塊の寸法とそれらを加工して得られる最終の棒鋼の寸法や設備面から決定される最大の値であってもよい。

なお、上記の全圧下比は３０以上であることが一層好ましい。

しかしながら、軸受用棒鋼に前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗの条件を満足させるとともに、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さがビッカース硬さで２９０以下という条件を満足させるためには、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程によって全圧下比が１５以上を満たすようにするだけでは十分でないことがある。

これは、マトリックス（素地）の変形抵抗は硫化物に比較して小さいため、高い温度で加えられる圧下、特に、１０００℃を超える温度域で加えられる圧下は、マトリックスを優先的に変形させてしまうため、上記温度域における圧下では、硫化物は延伸、分断され難く、硫化物の予測最大介在物幅Ｗの条件を満足させることが難しくなるからである。そして、この場合には、過酷な使用環境下において、所望の優れた転動疲労寿命を確保させることが困難である。

これに対して、圧下を加える温度域を１０００℃以下に低下させれば、マトリックスと硫化物の変形抵抗の差は小さくなるので、硫化物は延伸、分断されやすくなって安定して前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗの条件を満足するようになる。

そして、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程による上記の全圧下比が１５以上を満たし、該棒鋼圧延工程において、前述した〔１〕〜〔３〕の全てを満たすようにして圧下し、さらに、棒鋼圧延工程における圧下を終了した後４００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することによって、軸受用棒鋼に予測最大介在物幅Ｗの条件に加えて、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが可能になる。

被圧下材をＡｅ₁点〜Ａｅｍ点の温度域に加熱して圧下を開始するという条件〔１〕によって、棒鋼圧延工程前の被圧下材に存在していたパーライト中の微細な粒状や球状のセメンタイトを、棒鋼圧延工程での圧下開始時に旧オーステナイト粒内に残存させることができる。

そして、棒鋼圧延工程における圧下工程中の被圧下材の表面温度が、６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）の温度範囲内であるという条件〔２〕およびその際の圧下比が４以上であるという条件〔３〕を満たし、さらに、圧下を終了した後４００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することによって、上記の旧オーステナイト粒内に残存させた微細な粒状や球状のセメンタイト（以下、「残存セメンタイト」という。）付近に歪みが集積するので、上記残存セメンタイトの近傍に微細な初析セメンタイトをさらに均一に加工誘起析出させることができ、アスペクト比、つまり、「長径／短径」の極めて小さい球状に近い形態のセメンタイトを得ることができる。

それにより、（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが可能になる。

棒鋼圧延工程での被圧下材の加熱温度がＡｅ₁点より低い場合には、棒鋼圧延工程における圧下開始段階で被圧下材のパーライトそのものが残存し、圧下後の組織は板状セメンタイトが多数残存するものとなり、球状に近い形態のセメンタイト組織は得難くなる。このため、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが困難となる。

一方、上記加熱温度がＡｅｍ点を超える場合には、被圧下材はオーステナイト化して残存セメンタイトがマトリックス中に完全に固溶してしまうので、棒鋼圧延工程における圧下開始段階では析出サイトとなるべき残存セメンタイトは存在しない。このため、棒鋼圧延工程中の被圧下材の表面温度を条件〔２〕の６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）という温度範囲に制御しても、微細な初析セメンタイトを旧オーステナイト粒界および粒内に均一に加工誘起析出させることができず、圧下終了後の冷却過程でオーステナイトはパーライト変態し、旧オーステナイト粒内に板状セメンタイトが析出してしまい、球状に近い形態のセメンタイト組織を得ることが困難になる。よって、この場合にも前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが困難となる。

棒鋼圧延の圧下工程中の被圧下材の表面温度が６８０℃を下回る場合には、多くの転位を導入できるものの、その温度で保持されることによって、オーステナイトとセメンタイトとの２相組織におけるオーステナイトがパーライト変態を開始してしまう。そして、変態によって生成したパーライトを圧下した場合には、パーライト中の一部の板状セメンタイトはわずかに分断されるものの、パーライトの面積率はあまり変化しない。このため、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが困難となる。しかも、パーライトの変形抵抗は極めて大きいので、圧下設備の負荷が極めて大きくなることを避け難い。

一方、棒鋼圧延工程中の被圧下材の表面温度が（Ａｅｍ点−３０℃）を超えた場合には、圧下で導入された加工歪みは容易に消失し、微細な初析セメンタイトを均一に加工誘起析出させることができなくなる。

そのため、球状に近い形態のセメンタイト組織は得られず、その結果、この場合にも前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが困難となる。

なお、上述した製造方法において、加工発熱により、棒鋼圧延工程中の被圧下材の表面温度が（Ａｅｍ点−３０℃）を超えてしまいそうな場合には、棒鋼圧延工程中の途中段階での中間冷却、すなわち、熱間での棒鋼連続圧延における圧延機間での中間冷却帯での冷却を行っても構わない。この場合、被圧下材の表面温度が一時的に６８０℃を下回る場合があるものの、続く圧下開始までに６８０℃以上に復熱し、被圧下材の表面温度が条件〔２〕の６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）という温度範囲で圧下を続ける程度の短時間の軽微な冷却であれば、内質にはほとんど影響を及ぼさず、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さがビッカース硬さで２９０以下の条件を満足させることができる。この場合、中間冷却帯での冷却開始から冷却終了後被圧延材の表面温度がＡｅ₁点以上に復熱するまでの時間Δｔは１０ｓ以下であることが好ましい。

なお、上記棒鋼圧延工程における圧下比が２以上であれば、微細な初析セメンタイトを均一に加工誘起析出させ、球状に近い形態のセメンタイト組織を得て、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を満足させることができるものの、前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬの条件を満たすことは困難なことがある。しかしながら、棒鋼圧延工程における圧下比が条件〔３〕の４以上の場合、前記（Ｂ）項で述べた予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬの条件を安定して満たすことができる。なお、棒鋼圧延工程における圧下比が大きいほど、予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬが小さくなる。このため、上記棒鋼圧延工程における圧下比は６以上であることが好ましく、８以上であればさらに好ましい。

上記の棒鋼圧延工程における圧下を終了した後は、４００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するのは、４００℃までの温度域の最終冷却速度が５℃／ｓを超える場合には、当該冷却時における初析セメンタイトや残存セメンタイトの成長が阻害されるとともに、パーライト変態して、板状のセメンタイトが析出してしまい、初析セメンタイトが旧オーステナイト粒界に沿ってネットワーク状に析出し、球状に近い形態のセメンタイト組織が得られず、このため、前記（Ｄ）項で述べた棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さの条件を安定して満足させることが困難になるからである。

なお、上述の５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する温度域は棒鋼圧延工程における圧下を終了した後４００℃までとすれば十分であって、４００℃を下回る温度域については特に制限するに及ばない。このため、製造設備や生産性を勘案して、例えば、空冷（放冷）、強制風冷やミスト冷却などから適宜決定すればよい。

また、上記の４００℃までの温度域の最終冷却速度の下限は、冷却速度を遅くすれば、パーライトの抑制効果が大きくなるが、冷却速度を遅くするための温度制御設備が必要となり、結果として製造コストの増加を招くことから、５℃／ｈとするのが好ましい。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。

表１に示す種々の化学組成を有する軸受鋼１〜２０を溶製した。

表１中の鋼１〜１１および鋼１７〜２０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、鋼１２〜１６は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

表１には、株式会社材料設計技術研究所で開発・販売されている状態図計算ソフトウェア「Ｐａｎｄａｔ ｖｅｒ．６．０」によって求めた各鋼のＡｅ₁点およびＡｅｍ点を併記した。

先ず、７０ｔ転炉で酸化精錬を行った後、転炉からの出鋼時にＡｌを添加して脱酸処理を行い、その後さらに除滓処理を行った。

次いで、ＶＡＤにより、Ａｒ雰囲気下で表２に示す条件にスラグを調整し、Ａｒガス流量２００Ｌ／ｍｉｎ、処理時間３０ｍｉｎの条件でＡｒガスによる撹拌を実施した。

その後さらに、ＲＨ真空脱ガス装置による処理を３０ｍｉｎ実施した後、連続鋳造して３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。

上記の各鋳片については、これらを１２５０℃で均熱した後、１１５０〜１１００℃の温度域で分塊圧延して、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とした。

次いで、鋼１〜１９の鋼片は、８３０℃に加熱した後、８３０〜７５０℃の温度域で棒鋼圧延し、圧延終了後４００℃までの温度域を０．４℃／ｓの冷却速度で冷却して、直径７０ｍｍ（以下、「φ７０ｍｍ」という。）の棒鋼を製造した。なお、４００℃を下回る温度域における冷却は、大気中での放冷とした。

一方、鋼２０の鋼片については、１２００℃に加熱した後、１１５０〜１０５０℃の温度域で棒鋼圧延し、圧延終了後４００℃までの温度域を０．４℃／ｓの冷却速度で冷却して、φ７０ｍｍの棒鋼を製造した。なお、４００℃を下回る温度域における冷却は、大気中での放冷とした。

上記のようにして得た鋼１〜２０のφ７０ｍｍの棒鋼のＣ断面（つまり、棒鋼を長手方向である圧延方向と垂直に切断した面）に対して、表面と中心の中間位置であるＲ／２部を基準として圧延方向と平行な方向に厚さ１４ｍｍ、幅４５ｍｍ、長さ２００ｍｍの板材を切り出した。

次に、板材の幅方向の両端をフライス加工よって「平面出し」を行った後、電子ビーム溶接によって上記板材と同一鋼材を両端に溶接し、幅７０ｍｍの板状に仕上げた。

次いで、上記の全ての板材から図２に示すように幅方向から、図３に示す粗形状の超音波疲労試験片を各鋼１９本ずつ採取した。

採取した粗形状の超音波疲労試験片に対して、調質処理として、８３０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、さらに、１８０℃で１時間加熱した後、大気中で室温まで放冷して焼戻しを行った。次いで、仕上げ加工して、図４に示す超音波疲労試験片を作製した。

上記仕上げ加工をした超音波疲労試験片を用いて、超音波疲労試験を実施した。

具体的には、株式会社島津製作所製の超音波疲労試験機ＵＳＦ−２０００を用いて、周波数２０ｋＨｚ、応力振幅９００ＭＰａ、応力比−１の条件で、破壊が起こるまで疲労試験を行った。なお、繰り返し数が１．０×１０⁷となっても破壊しなかった場合は、応力を２０ＭＰａずつ増加させることによって、破壊が起こるまで疲労試験を実施した。

破壊した試験片について、破壊起点の介在物を走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）を用いて観察し、介在物の短径（つまり幅）と長径（つまり長さ）を測定するとともに、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、該破壊起点の介在物組成を求めた。上記破壊起点介在物の短径（幅）、長径（長さ）および組成は、各試験番号について、超音波疲労試験片１９本全ての破壊起点の介在物を評価して求めた。

介在物の幅は、単体または複数からなる群にて存在する介在物の端と端を結んだ最大の幅とし、介在物の長さは、単体または複数からなる群にて存在する介在物の最大長さとした。なお、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって破壊起点の介在物組成を求めた手順を以下に示す。

・先ず、介在物が酸化物であるのか硫化物であるのかを確認。
・次いで、該介在物の任意の５箇所に対して点分析による組成分析を実施（図５参照）。
・超音波疲労試験の評価本数である１９本全てに対して、同様の方法で破壊起点介在物の組成分析を実施。
・最後に、酸化物毎または硫化物毎に、得られた組成を算術平均。

超音波疲労試験片は、図５に示すように疲労試験中に試験片に作用する最大応力の９０％までの範囲を試験片１本あたりの基準体積Ｖ₀とした。本試験片形状では、基準体積Ｖ₀は、４６ｍｍ³となる。そして、評価予測体積Ｖを１４４ｍｍ³として、非特許文献１を参考に、既に述べた極値統計処理によってｙ＝１．２８における予測最大介在物幅Ｗ、予測最大介在物長さＬを求めた。

表３に、鋼１〜２０の各φ７０ｍｍの棒鋼について上記のようにして測定した破壊起点介在物について、その種類、平均組成、予測最大介在物幅Ｗおよび予測最大介在物長さＬを示す。

なお、試験番号１２は、超音波疲労試験の破壊起点に硫化物が存在していなかったので、硫化物平均組成のＣａＳ、ＭｇＳおよびＭｎＳの欄はいずれも「−」と表記した。

同様に、試験番号１３は、超音波疲労試験の破壊起点に酸化物が存在していなかったので、酸化物平均組成のＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃の欄はいずれも「−」と表記した。

また、上記のようにして得た鋼１〜２０のφ７０ｍｍの棒鋼を長手方向と垂直に切断し、該Ｃ断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、検鏡研磨した後、ビッカース硬さ試験機を用いて棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さおよび平均断面硬さを測定した。

具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に記載された条件を満足するように等間隔で、試験力を９．８０７Ｎとして、Ｃ断面の表面下０．５ｍｍの位置からＲ／２部位置までのビッカース硬さを１０点測定した後、最大値と算術平均値を求め、最大硬さおよび平均断面硬さをそれぞれ求めた。

表３に、上記の表面からＲ／２部位置までの最大硬さおよび平均断面硬さを併記した。なお、表３では、平均断面硬さを「平均硬さ」と表記し、さらに、ビッカース硬さを「ＨＶ」と表記した。

また、上記の埋め込み試料を再度、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、表面からＲ／２部位置までの任意の箇所で倍率を５０００倍としてＳＥＭを用いて１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。

次いで、上記の撮影画像を用いて、画像処理ソフトによってパーライト面積率を算出した。表３に、上記のようにして算出したパーライト面積率を「パーライト率」として併記した。

さらに、鋼１〜２０のφ７０ｍｍの棒鋼から、いずれもＣ断面のＲ／４部位置、つまり表面とＲ／２部位置の中間の位置を基準として、直径が１４ｍｍで高さが２１ｍｍの圧縮試験片を圧延方向と一致するように切出した。この圧縮試験片を用いて冷間鍛造性を評価した。

具体的には、クランクプレスを用いて圧縮率を段階的に引き上げる方法にで、各鋼について１０個の圧縮試験片を冷間圧縮し、１０個のうち５個以上の試験片に目視で確認される割れが発生した圧縮率（以下、この値を限界圧縮率という。）によって、冷間鍛造性を評価した。なお、冷間鍛造性の目標は限界圧縮率が７０％以上であることとした。

表３に、上記の冷間圧縮試験の結果を併記した。なお、冷間鍛造性の評価欄の「○」は限界圧縮率が７０％以上という目標に達していることを示し、一方、「×」は目標に未達であることを示す。

また、転動疲労特性を評価するため、前記のようにして得た鋼１〜２０のφ７０ｍｍの棒鋼の中心から、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材をスライスして採取した。

上記の直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材を、８３０℃で３０ｍｉｎ加熱した後、油焼入れし、その後さらに、１８０℃で１ｈ加熱してから大気中で放冷する焼戻しを行った。

このようにして「焼入れ−焼戻し」の調質処理を行った直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材の表面をラッピング加工して転動疲労試験片を作製し、転動疲労試験に供した。

転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、潤滑油中で最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。なお、鋼球としてＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。

転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ₁₀寿命を「転動疲労寿命」として転動疲労特性を評価した。なお、転動疲労寿命の長寿命化の判断については、Ｌ₁₀寿命が２．０×１０⁷以上を満足した場合を長寿命化とし、これを目標とした。

表３に、上記のようにして求めた転動疲労寿命を併せて示した。

表３に示すように、本発明例の試験番号１〜１１の場合、鋼１〜１１の化学組成は本発明で規定する条件を満たし、さらに棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、調質処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行って破壊した際の破壊起点である介在物の予測最大介在物幅Ｗは２０μｍ以下と小さく、かつ予測最大介在物長さＬは８００μｍ以下と短く、本発明で規定する条件を満たしている。また、破壊起点である酸化物の平均組成および破壊起点である硫化物の平均組成についても全て本発明で規定する条件を満たしている。しかも、棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さが２６０〜２８０で本発明で規定する条件を満たしている。

このため、上記本発明例の試験番号１〜１１の場合、転動疲労寿命は３．５×１０⁷以上で、転動疲労寿命の長寿命化が達成できており、さらに、限界圧縮率も７１％以上で目標を達成して冷間鍛造性にも優れている。

これに対して、用いた鋼１２〜１６の化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号１２〜１６の場合、転動疲労寿命が短く目標に達していない。

すなわち、試験番号１２は、用いた鋼１２のＯ含有量が本発明で規定する値を上回る０．００２１％であり、しかも、超音波疲労試験を行って破壊した際の破壊起点介在物である酸化物の予測最大介在物幅Ｗおよび予測最大介在物長さＬが本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が８．０×１０⁶と短い。

試験番号１３は、用いた鋼１３のＳ含有量が本発明で規定する値を上回る０．０１６％であり、しかも、破壊起点介在物である硫化物の予測最大介在物長さＬが本発明で規定する値を上回っているとともに、硫化物中のＣａＳ濃度が本発明で規定する値を下回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が５．０×１０⁶と短い。

試験番号１４は、用いた鋼１４のＣａ含有量が本発明で規定する値を下回る０．０００１％で、しかも、硫化物中のＣａＳ濃度が本発明で規定する値を下回り、さらに、破壊起点介在物の予測最大介在物長さＬが本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が７．０×１０⁶と短い。

試験番号１５は、用いた鋼１５のＣａ含有量が本発明で規定する値を上回る０．００２３％で、しかも、酸化物中のＣａＯ濃度が本発明で規定する値を上回り、さらに、破壊起点介在物の予測最大介在物幅Ｗが本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が１．２×１０⁷と短い。

試験番号１６は、用いた鋼１６のＳ含有量とＯ含有量がそれぞれ、本発明で規定する値を上回る０．０１１％と０．００１５％で、しかも、破壊起点介在物の予測最大介在物幅Ｗおよび予測最大介在物長さＬがともに本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が６．０×１０⁶と短い。

また、用いた鋼１７〜１９の化学組成が本発明で規定する条件を満足する場合であっても、前記の超音波疲労試験を行って破壊した際の破壊起点である介在物が、本発明で規定する、酸化物の平均組成、硫化物の平均組成、予測最大介在物幅Ｗおよび予測最大介在物長さＬに関する４つの条件全てを同時に満たすことができていない試験番号１７〜１９は、転動疲労寿命が短い。

すなわち、試験番号１７は、酸化物中のＳｉＯ₂濃度が本発明で規定する値を上回っており、しかも、破壊起点介在物の予測最大介在物幅Ｗと予測最大介在物長さＬの双方が本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が７．５×１０⁶と短い。

試験番号１８は、酸化物中のＳｉＯ₂濃度が本発明で規定する値を上回っており、しかも、破壊起点介在物の予測最大介在物長さＬが本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が６．５×１０⁶と短い。

試験番号１９は、酸化物中のＭｇＯ濃度が本発明で規定する値を上回っており、しかも、破壊起点介在物の予測最大介在物長さＬが本発明で規定する値を上回っている。このため、Ｌ₁₀寿命が５．０×１０⁶と短い。

なお、試験番号２０は、用いた鋼２０の化学組成が本発明で規定する条件を満足し、しかも、前記の超音波疲労試験を行って破壊した際の破壊起点である介在物が、本発明で規定する、酸化物の平均組成、硫化物の平均組成、予測最大介在物幅Ｗおよび予測最大介在物長さＬに関する４つの条件全てを満たしているので、Ｌ₁₀寿命は３．８×１０⁷であって目標に達している。しかしながら、棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さはビッカース硬さで４１０であって、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、冷間鍛造性の評価は「×」で目標に達していない。したがって、圧延後の球状化焼鈍を省略化あるいは簡略化して冷間鍛造することができない。

本発明の軸受用棒鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として好適に用いることができる。また、本発明の軸受用棒鋼は、冷間鍛造性に優れるため、圧延後の球状化焼鈍を省略することが可能で、製造コストを低減することができる。なお、本発明の軸受用棒鋼は、冷間鍛造の素材として好適ではあるが、特開２００９−２４２１８号公報で開示された温間鍛造の素材にも用いることができる。

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１５％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学成分を有する軸受用棒鋼であって、
   棒鋼の直径方向と試験片の軸方向が平行となるように採取した疲労試験片に対し、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さで、５８〜６６の範囲に調整するための焼入れおよび焼戻しの熱処理を行い、該疲労試験片を用いて超音波疲労試験を行って破壊し、
   その破壊起点介在物が酸化物の場合には、該酸化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＯ：２．０〜２０％、ＭｇＯ：０〜２０％およびＳｉＯ₂：０〜１０％で、かつ残部がＡｌ₂Ｏ₃であって、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の２元系酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯとＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物、ＣａＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の３元系酸化物およびＣａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂とＡｌ₂Ｏ₃の４元系酸化物のうちのいずれかからなり、
   かつ、前記破壊起点介在物が硫化物の場合には、該硫化物は、平均組成が、質量％で、ＣａＳ：１００％のＣａＳの１元系硫化物、または、ＣａＳ：１．０％以上、ＭｇＳ：０〜２０％で、かつ残部がＭｎＳであって、ＣａＳとＭｎＳの２元系硫化物もしくはＣａＳ、ＭｇＳとＭｎＳの３元系硫化物からなる、とともに、
   酸化物、硫化物の区別をせずに前記破壊起点介在物の幅と長さを各々、極値統計処理を行った場合の、評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物幅Ｗが２０μｍ以下で、かつ前記評価予測体積１４４ｍｍ³中に予測される最大介在物長さＬが８００μｍ以下であり、
   さらに、棒鋼の表面からＲ／２部位置までの最大硬さがビッカース硬さで２９０以下であること、
   を特徴とする冷間鍛造性に優れた軸受用棒鋼。
   ただし、「Ｒ」は軸受用棒鋼の半径を表す。