WO2013058131A1 - 軸受鋼とその製造方法 - Google Patents

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WO2013058131A1
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橋村 雅之
雅文 宮嵜
山村 英明
鈴木 崇久
崇史 藤田
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新日鐵住金株式会社
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    • F16C33/62Selection of substances

Definitions

  • a method for producing a bearing steel according to an embodiment of the present invention includes an Al deoxidation step of deoxidizing molten steel using Al; and the molten steel after the Al deoxidation step using Rare Earth Metal.
  • C 0.9% to 1.5%
  • C (carbon) is an element that secures hardness during quenching to improve fatigue life, and is an element that improves strength by dispersing spherical carbides and martensitic transformation of the matrix.
  • the C content needs to be 0.9% or more.
  • the C content is set to 0.9% to 1.5%. More preferably, the lower limit value of the C content is 1.0% and the upper limit value is 1.2%.
  • Mn 0.1% to 1.5%
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content must be 0.1% or more.
  • the Mn content is set to 0.1% to 1.5%. More preferably, the lower limit value of the Mn content is 0.2% and the upper limit value is 1.15%. Most preferably, the lower limit of Mn content is more than 0.5% and the upper limit is 1.15%.
  • Cr 0.5% to 2.0%
  • Cr chromium
  • the Cr content must be 0.5% or more.
  • the Cr content is set to 0.5% to 2.0%. More preferably, the lower limit of Cr content is 0.9% and the upper limit is 1.6%. Most preferably, the lower limit of Cr content is more than 1.0% and the upper limit is less than 1.6%.
  • O 0.0001% to 0.0030%
  • O oxygen
  • the O content needs to be 0.0001% or more.
  • the O content is the total oxygen (TO) which is the sum of oxygen dissolved in steel and oxygen contained in the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide or Al 2 O 3. : Total Oxygen).
  • the Ti content has to be 0.001% or less.
  • the Ti content is contained more than the conventional knowledge level due to the effect of the REM-Ca-Al-OS composite oxysulfide.
  • the fatigue characteristics are good.
  • the Ti content is limited to less than 0.005%, it becomes possible to stably produce bearing steel with good fatigue characteristics.
  • the limit range of the Ti content is preferably more than 0.0002% and less than 0.005%. From the viewpoint of steelmaking cost, it is more preferable that the limit range of the Ti content is more than 0.001% and less than 0.005%. Under normal operating conditions, Ti is unavoidably contained in an amount of about 0.003%.
  • N 0.015% or less
  • nitrogen is an impurity, and is an element that forms nitrides and deteriorates fatigue characteristics, and also adversely affects ductility and toughness by strain aging.
  • the N content exceeds 0.015%, the above-described adverse effects become remarkable. Therefore, the N content is limited to 0.015% or less.
  • the limit range of the P content is preferably 0.0005% to 0.03%. More preferably, the limit range of the P content is 0.0005% to 0.02%.
  • S 0.05% or less
  • S sulfur
  • S is an impurity and is an element that forms sulfides.
  • S content exceeds 0.05%, the effect of immobilizing S of REM and Ca contained in the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide becomes insufficient, and as D in FIG. Coarse MnS as shown is formed and the fatigue life is impaired. Therefore, it is necessary to limit the S content to 0.05% or less.
  • the above is the basic components (basic elements) of steel in this embodiment.
  • the above basic elements are contained or limited, and the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • the following selective elements may be contained in the steel as necessary.
  • the effect in the present embodiment is not impaired.
  • V 0.05% to 0.70%
  • V is an element that generates carbide, nitride, and carbonitride.
  • V fine V carbides, nitrides and carbonitrides having an equivalent circle diameter of less than 0.2 ⁇ m are produced, improving the temper softening resistance, increasing the yield point, and refining the prior austenite, etc. It has the effect of.
  • the precipitates can be sufficiently precipitated to increase the hardness and the tensile strength.
  • the V content is preferably 0.05% to 0.70%. If the V content is less than 0.05%, the above effect cannot be obtained. More preferably, the lower limit of the V content is 0.10%. Even if V less than the lower limit is contained in the steel, the effect in the present embodiment is not impaired. Moreover, in order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add this selective element into the steel, so the lower limit may be set to 0%.
  • the upper limit value of the V content is preferably 0.70%.
  • the upper limit value of the V content is preferably 0.50%, or more preferably 0.30% or less.
  • the temperature at which the Mo-containing carbide precipitates is lower than that of the V-containing carbide.
  • Mo-containing carbides are effective in improving the above properties. Therefore, the lower limit of the Mo content is preferably 0.05%. More preferably, the lower limit of the Mo content is 0.10%.
  • the lower limit may be set to 0%.
  • the Mo content exceeds 1.00%, a supercooled structure is likely to occur during hot rolling or cooling after heat treatment before processing.
  • the supercooled structure causes cracks during setting and processing. Therefore, it is preferable to set the upper limit of the Mo content to 1.00%. More preferably, the upper limit of the Mo content is 0.50%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.20%. Furthermore, in order to precisely control the transformation strain caused by temperature variation during cooling and stabilize the shape accuracy, the upper limit value of the Mo content is preferably set to 0.15%.
  • the upper limit value of the W content is preferably 0.20%. Furthermore, in order to precisely control the transformation strain caused by temperature variation during cooling and stabilize the shape accuracy, the upper limit value of the W content is preferably set to 0.15%.
  • Ni is an element that suppresses the harmful effects of Cu when coexisting with Cu.
  • Cu reduces the hot ductility of steel and often causes cracking and flaws in hot rolling and hot forging.
  • Ni when Ni is added simultaneously with Cu, Cu and Ni form an alloy phase to suppress a decrease in hot ductility. Therefore, when Cu is present in the steel, it is preferable to add Ni.
  • the Ni content is preferably within the above range, and the content expressed by mass% of Cu and Ni satisfies Cu ⁇ Ni.
  • Cu 0.10% to 0.50%
  • Cu is an element that improves corrosion resistance and suppresses decarburization.
  • the Cu content is preferably 0.10% to 0.50%. If the Cu content is less than 0.10%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit value of the Cu content is preferably 0.10%. More preferably, the lower limit of the Cu content is 0.20%.
  • the lower limit may be set to 0%.
  • the upper limit value of the Cu content is preferably 0.50%. More preferably, the upper limit value of the Cu content is 0.40%. As described above, it is preferable that the Cu content is within the above range, and the content expressed by mass% of Cu and Ni satisfies Cu ⁇ Ni. As a result, a decrease in hot ductility can be suppressed and the quality of the bearing steel can be maintained well.
  • the B content is preferably 0.0005% to 0.0050%. If the B content is less than 0.0005%, the above effect cannot be obtained. Therefore, it is preferable that the lower limit of the B content is 0.0005%. More preferably, the lower limit of the B content is 0.0010%. In addition, even if B of less than a lower limit contains in steel, the effect in this embodiment is not impaired. Moreover, in order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add this selective element into the steel, so the lower limit may be set to 0%.
  • the TiN of the REM-Ca-Al-OS-TiN composite oxysulfide is compounded by depositing TiN on the surface of the REM-Ca-Al-OS composite oxysulfide. Represents.
  • the TiN present independently of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide, which becomes a fracture starting point when repeated stress is applied, is used. It is necessary to reduce the number. Specifically, the number of TiN having a major axis of 5 ⁇ m or more that is independent of the REM-Ca—Al—O—S composite oxysulfide is 0.001 or more and less than 1.0 per 1 mm 2 of the observation surface. Need to be.
  • the number of TiNs present independently of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is 1.0 or more per 1 mm 2 of the observation surface, the effect of improving the fatigue properties of the bearing steel is not sufficient.
  • the number of TiN present independently of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is smaller.
  • the number of TiNs present independently of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide was set to 0.001 or more and less than 1.0 per 1 mm 2 of the observation surface.
  • the number of TiNs present independently of the complex oxysulfide is 0.001 or more and 0.7 or less, more preferably 0.001 or more and 0.5 or less per 1 mm 2 of the observation surface. It is.
  • the presence of inclusions is identified by observing with the above microscope, and composition analysis using EPMA or EDX is performed to identify the types of these inclusions. do it.
  • the observation position is, for example, a round bar shape
  • the radius when viewed on the observation surface (cross section perpendicular to the longitudinal direction) is r in units of mm, from the surface of the bearing steel (hot work steel) What is necessary is just to observe the area
  • the Al content of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is made of Al 2 O 3 It is preferably 10% by mass or less in terms of conversion. Most preferably, the Al content of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is 5% by mass or less in terms of Al 2 O 3 . In order to preferentially precipitate TiN on the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide, the inclusions must contain 1% by mass or more of Al in terms of Al 2 O 3. Is preferred.
  • TiN is complex-deposited using the surface of the REM-Ca-Al-O-S complex oxysulfide as a preferential nucleation site. Then, a REM-Ca-Al-OS-TiN composite oxysulfide is formed. As a result, single precipitation of TiN, which is a hard and pointed square shape, is suppressed.
  • this REM-Ca-Al-OS-TiN composite oxysulfide is also a harmless inclusion that has a substantially spherical shape and is unlikely to become a starting point of fracture.
  • TiN precipitates together using REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide as a preferential nucleation site is that the crystal lattice structure of REM-Ca-Al-OS composite oxide sulfide and the crystal of TiN This is probably because the lattice structure is similar.
  • the REM-Ca-Al-O-S complex oxysulfide immobilizes S, thereby suppressing the formation of coarse MnS. Then, when the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is combined with TiN, the number of TiNs precipitated alone in the metal structure is reduced. As a result, fatigue characteristics are improved. However, the precipitation amount of MnS and the precipitation amount of TiN existing independently of the REM-Ca-Al-OS composite oxysulfide contained in the metallographic structure of the bearing steel according to the present embodiment are, of course, Less is ideal but does not need to be reduced to zero.
  • MnS drawn with a major axis of 10 ⁇ m or more has a bad influence on fatigue life because it becomes a starting point of fracture when repeated stress is applied. Since all the MnS drawn with a major axis of 10 ⁇ m or more have an adverse effect on fatigue life, there is no upper limit for this major axis.
  • TiN having a major axis of 5 ⁇ m or more which exists independently of the REM-Ca—Al—O—S composite oxysulfide, has an adverse effect on fatigue life because its angular shape serves as a starting point for fracture. All TiN having a major axis of 5 ⁇ m or more has an adverse effect on fatigue life, so there is no upper limit for the major axis.
  • FIG. 3 shows the total number of MnS having a major axis of 10 ⁇ m or more and REM-Ca—Al—O—S composite oxysulfide independently existing TiN having a major axis of 5 ⁇ m or more (MnS and TiN present alone). ) And the fatigue characteristics (L10 fatigue life) of the bearing steel.
  • the total number of MnS and TiN is preferably controlled within the above range. More preferably, the total number is 4 or less per 1 mm 2 of the observation surface. Most preferably, the total number is 3 or less per 1 mm 2 of the observation surface.
  • the lower limit of the total number of MnS and TiN is more than 0.001.
  • the order in which deoxidizers are charged when refining molten steel is important.
  • deoxidation is performed by adding Al to the molten steel whose component composition is adjusted.
  • REM is added to the molten steel after the Al deoxidation step as a REM deoxidation step, and deoxidation is performed for 5 minutes to 10 minutes.
  • a vacuum degassing treatment may be performed by adding Ca to the molten steel after the REM deoxidation step as a vacuum degassing step.
  • Misch metal or the like may be used for the addition of REM, and bulk misch metal may be added to the molten steel at the end of refining. Further, if necessary, a flux such as CaO—CaF 2 may be added to the molten steel after the REM deoxidation step and before the vacuum degassing step to appropriately desulfurize and improve the inclusions. .
  • the reason for performing the Al deoxidation step first is that deoxidation using an element other than Al results in high cost.
  • the reason for performing the REM deoxidation step after the Al deoxidation step is that Al 2 O 3 produced in the Al deoxidation step and Al—Ca—O composite produced by reacting with Ca inevitably contained in the molten steel This is because the oxide is reacted with REM to reduce the amount remaining in the metal structure.
  • the reason for performing deoxidation for 5 minutes or more and 10 minutes or less in the REM deoxidation process is that Al—Ca—O composite oxide remains in less than 5 minutes and cannot be prevented.
  • the upper limit value of the deoxidation time in the REM deoxidation step is not particularly limited, but the effect is saturated if it exceeds 10 minutes.
  • the reason for performing the flux process after the REM deoxidation process and before the vacuum degassing process is that if the flux is added before the REM, that is, if the flux process is performed before the REM deoxidation process,
  • the Al content of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide exceeds 20% by mass in terms of Al 2 O 3 , and as a result, the melting point of the composite oxysulfide is lowered and is easily crushed. It is. Since this crushed complex oxysulfide has an adverse effect on fatigue properties as in the case of stretched inclusions, the effect of modifying inclusions by the addition of REM becomes insufficient.
  • the molten steel after the REM deoxidation process or the vacuum degassing process is cast to obtain a slab.
  • the molten steel is swung in the mold in the horizontal direction at a rate of 0.1 m / min to 0.5 m / min to be cast and solidified.
  • REM-Ca-Al-OS composite oxysulfide formed by ladle refining such as Al deoxidation and REM deoxidation described above has a specific gravity of about 6, which is close to the specific gravity of steel, which is 7. Therefore, the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is difficult to float and separate in the molten steel, and when the molten steel is injected into the mold, the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide penetrates deeply into the unsolidified layer of the slab by the downward flow. It tends to segregate at the center of the piece.
  • the molten steel in the mold is swirled in the horizontal direction as necessary, and the inclusions can be uniformly dispersed. preferable.
  • the REM-Ca-Al-OS complex oxysulfide can be uniformly dispersed.
  • the rotational speed in the mold is less than 0.1 m / min, the effect of uniformly dispersing the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide is small.
  • the upper limit of the range of the turning speed assumed under normal conditions is 0.5 m / min.
  • electromagnetic force may be applied.
  • the slab after the casting step is heated to a temperature range of 1270 ° C. to 1300 ° C., and after this heating, holding is performed for 60 seconds or more in a temperature range of 1200 ° C. to 1250 ° C. .
  • the slab cooled to room temperature may be reheated and held, or a slab that has not been cooled to room temperature may be reheated and held.
  • heating may be performed for a long time of about 72 hours in a furnace having a temperature range of 1200 ° C. to 1250 ° C., and there is no problem in controlling complex oxysulfides. Therefore, the upper limit value of the holding time in the temperature range of 1200 ° C. to 1250 ° C. is not particularly limited, but this upper limit value may be set to 100 hours in consideration of normal operating conditions.
  • the reason for heating to a temperature range of 1270 ° C. to 1300 ° C. is that when the temperature is lower than 1270 ° C., the solution treatment temperature is insufficient, and the REM-Ca—Al—O—S complex acid precipitated during cooling after the casting process. This is because TiN independent of sulfides cannot be dissolved and dissolved. If it exceeds 1300 ° C., expensive equipment is required for heating, and heating costs also increase.
  • the reason for holding in the temperature range of 1200 ° C. to 1250 ° C. after the heating is that TiN dissolved by the heating is preferentially complex precipitated on the surface of the REM-Ca—Al—O—S complex oxysulfide. Because. In order to deposit TiN using the surface of the REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide as a preferential nucleation site and to sufficiently grow it, it is necessary to hold for 60 seconds or more. Moreover, industrially, it may be heated for a long time of about 72 hours in order to homogenize the material. Even in this case. There is no problem in controlling complex oxysulfides.
  • the slab after the heating and holding step is subjected to plastic working such as hot forging or hot rolling to obtain a hot work steel (bearing steel).
  • This hot working is preferably performed in a temperature range of A rm (temperature at which hypercombination steel starts to generate cementite from austenite during cooling) and 1200 ° C. or less. Doing hot working at a temperature below the A rm, plastic workability is deteriorated cementite fraction is increased, also performed at 1200 ° C. greater, leading to excessive use and cost increase of energy for heating Because.
  • it is preferable from a viewpoint of cost to use for the hot working process without cooling the slab after a heating holding process.
  • it is good also as a product (bearing steel or bearing) which gives a shape to a hot-worked steel material in this hot-working process, and has a final shape.
  • the hot-worked steel material after the hot working process is hard, it is preferable to perform a softening heat treatment process in which the hot-worked steel material is subjected to heat treatment such as spheroidizing annealing.
  • this softening heat treatment step it is preferable to hold the hot-worked steel material in a temperature range of 700 ° C. to 750 ° C. for 30 hours to 50 hours. When the holding time is less than 30 hours, the softening is insufficient, and when the holding time exceeds 50 hours, the effect is saturated.
  • the spheroidization of the carbide proceeds, and the hot-worked steel material can be made into the softened steel material.
  • the Al deoxidation process, the REM deoxidation process, and the vacuum degassing to add the flux process or Ca as required are performed in the order shown in Tables 1 to 3.
  • the process was applied.
  • the numerical value indicated by the underline indicates that it is outside the scope of the present invention.
  • Metal Al was used in the Al deoxidation process
  • Misch metal was used in the REM deoxidation process
  • Ca—Si alloy was used in the vacuum degassing process
  • the fatigue characteristics were measured as the L10 fatigue characteristics using the Weibull statistics by measuring the bearing steel by an ultrasonic fatigue test under a load condition of 1000 MPa. The fatigue characteristics were determined to be acceptable when the L10 fatigue characteristics were 10 ⁇ 10 6 times or more. Further, as an evaluation of the mechanical properties, after tempering the bearing steel at 180 ° C., Vickers hardness Hv was measured. Regarding mechanical properties, a case where the 180 ° C. tempering hardness was 600 Hv or more was regarded as acceptable.
  • Tables 10-12 The measurement results and evaluation results are shown in Tables 10-12.
  • the numerical value indicated by the underline indicates that it is outside the scope of the present invention.
  • No. 1-No. 61 is an example of the invention.
  • 62-No. 98 is a comparative example.
  • Tables 10 to 12 in the invention examples, REM-Ca-Al-O-S composite oxysulfide was combined with TiN (in the table, REM-Ca-Al-OS- (TiN) Al 2 O 3 and Al—Ca—O composite oxide were hardly observed.
  • the heating temperature and holding time are below the range of the present invention, and as a result, the number of TiN present independently of the REM-Ca-Al-OS composite oxysulfide is large, and the L10 fatigue characteristics are insufficient. It was. Comparative Example No. In Nos. 67, 68, 73 to 75, and 78 to 98, the additive component is outside the range specified in the present application. As a result, the L10 fatigue characteristics are insufficient, or cracks due to burning and processing occur, and the performance as a bearing cannot be satisfied. Comparative Example No. In No. 69, the amount of REM added exceeded the range of the present invention. Comparative Example No.
  • Comparative Example No. No. 71 had a REM deoxidation time that was below the range of the present invention. As a result, the generation rate of oxysulfide was low, the number of stretched sulfides increased, and the L10 fatigue characteristics became insufficient. Comparative Example No. No.

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Abstract

 軸受鋼であって、金属組織が、介在物として、Rare Earth Metal、Ca、O、S及びAlを含む複合酸硫化物と、TiNと、MnSと、Alと、Al及びCaを含む複合酸化物と、を含有し、前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、50%以上100%未満であり、かつ、長径が5μm以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上2個以下であり、前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が5μm以上である前記TiNの個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上1.0個未満である。

Description

軸受鋼とその製造方法
 本発明は、REM(Rare Earth Metal)複合酸硫化物の生成を制御することにより、アルミ酸化物、窒化チタン、硫化物マンガン等の有害介在物の影響を抑制した、優れた疲労特性を有する軸受鋼とその製造方法とに関するものである。
 本願は、2011年10月20日に、日本に出願された特願2011-230832号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
 軸受鋼は、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」などの転がり軸受けに使用される。また、近年、例えば、磁気記録媒体であるハードディスク装置に使用されるディスク駆動用などの軸受としても使用されている。その他、電子機器、家電製品、計器、医療機器などの軸受けとしても使用されている。
 これらの軸受に使用される軸受鋼は、転がり疲労特性が優れることが要求される。軸受鋼中に含まれる介在物が粗大で、かつ多量であると疲労寿命に悪影響を与える。よって、疲労特性の向上の目的から、介在物はできるだけ微細で、かつ少量であることが望まれている。
 軸受鋼に含まれる有害介在物として、アルミナ(Al)などの酸化物、硫化マンガン(MnS)などの硫化物、窒化チタン(TiN)などの窒化物などが知られている。
 転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれる。アルミナ介在物は、この溶存酸素と、酸素と親和力の強いAlとが化合することにより生成される。
 また、製鋼工程で使用される取鍋などはアルミナ系耐火物で構築される場合が多い。よって、溶鋼を、Alでなく、SiやMnで脱酸した場合でも、溶鋼と上記耐火物との反応により、溶鋼中にAlが溶出し、このAlが再酸化されることで、溶鋼中にアルミナが生成される。アルミナ介在物は、硬質であるとともに、凝集、合体して粗大なアルミナクラスターとなるため、疲労特性を劣化させる原因となる。
 アルミナ介在物の低減及び除去については、RH(Ruhrstahl-Hausen)真空脱ガス装置や粉体吹き込み装置などの二次精錬装置の適用による脱酸生成物の低減が主に行われている。その他、断気やスラグ改質などによる再酸化防止、スラグカットによる混入酸化物の低減、及び、その組合せによる介在物の低減が行われている。
 例えば、Alを0.005質量%以上含有するAlキルド鋼を製造する際、溶鋼中にCa、MgおよびREM(Rare Earth Metal)から選ばれる2種以上とAlとからなる合金を投入することで、生成する介在物中のアルミナを30~85質量%の範囲内に調整する製造方法が知られている。
 特許文献1には、アルミナクラスター生成防止のため、REM、Mg、Caから選択された2種以上を添加することにより、生成する介在物を低融点の複合介在物とする技術が開示されている。ただ、この技術は、スリバー疵防止に有効かもしれないが、軸受鋼で要求されるレベルにまで有害介在物のサイズを微細にすることができない。これは、介在物を低融点介在物にすると、これら介在物が凝集、合体してより粗大化してしまうからである。
 REMを添加する場合、REMが介在物を球状化し、疲労特性が向上するという作用効果を有する。このように介在物の形態を制御するため、必要に応じて、REMを添加してもよいが、0.010質量%を超える添加は、介在物を増加させ、却って疲労寿命を低下させる。例えば、特許文献2には、REM添加量を0.010質量%以下に制御する必要性が開示されている。しかし、特許文献2には、そのメカニズムや、介在物の組成及び存在状態に関する開示がない。
 また、MnSなどの硫化物は、鍛造などの塑性加工によりその形状が延伸されるため、繰り返し応力が負荷された際に、疲労蓄積源となって破壊起点となり、そして、疲労特性を劣化させる。よって、疲労特性を改善するためには、このような硫化物を制御する必要がある。
 硫化物の生成を防止する方法としては、Caを添加することにより脱硫する方法が知られている。しかし、Caの添加により形成されるAl-Ca-O複合酸化物は、塑性加工によりその形状が延伸されやすく、繰り返し応力が負荷された際に、疲労蓄積源となって破壊起点となりやすいという問題を有する。加えて、Caの添加は、TiNに対して効果を有さない。
 また、TiNなどの窒化物は、非常に硬質でかつ尖った形状で析出するため、疲労蓄積源となって破壊起点となり、そして、疲労特性を劣化させる。例えば、特許文献3には、Tiが0.001質量%超添加されると疲労特性が悪化することが開示される。
 TiNの生成を抑制するためには、Ti含有量を0.001質量%以下に調整することが重要となる。しかし、Tiは溶銑やスラグにも含まれている為、安定して含有量を低くすることが難しい。そこで、Ti、Nを溶鋼段階で高効率に除去することが必要となるが、製鋼コストが高くなってしまい好ましくない。
 上述のように、軸受鋼として要求される疲労特性を向上させるために必要となる、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS及びTiNなどの有害介在物を制御する技術は、現状、見当たらない。
日本国特開平09-263820号公報 日本国特開平11-279695号公報 日本国特開2004-277777号公報
 本発明の一実施態様は、前述のような従来技術の問題点を解決し、疲労特性に優れた軸受鋼とその製造方法とを提供することを課題とする。
 本発明者らは、上記従来技術の問題点を解決するために実験及び検討を重ねた結果、上記有害介在物の生成とその析出形態とを制御するため、REM、Al、及び、Caなどの化学成分の含有量を調整すると共に、脱酸方法および軸受鋼製造方法を制御することにより、軸受鋼の金属組織に、REM、Ca、O、S及びAlを含む複合介在物(以下、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と呼ぶ)を形成させることを見出した。
 Al及びAl-Ca-O複合酸化物が、このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に変態することにより、粗大なアルミナクラスターが形成されることが抑制され、かつ、上記複合酸化物が塑性加工により延伸して粗大になることが抑制される。そして、このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が、鋼中のSを固定化することにより、粗大MnSの生成が抑制される。加えて、このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面に、TiNが複合析出することにより、単独で存在するTiNの個数が減少する。
 本発明の要旨は、次のとおりである。
(1)本発明の一実施態様に係る軸受鋼は、化学成分が、質量%で、C:0.9%~1.5%、Si:0.1%~0.8%、Mn:0.1%~1.5%、Cr:0.5%~2.0%、Al:0.01%~0.05%、Ca:0.00001%~0.0050%、Rare Earth Metal:0.0001%~0.050%、O:0.0001%~0.0030%、を含有し、Ti:0.005%未満、N:0.015%以下、P:0.03%以下、S:0.05%以下、に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織が、介在物として、Rare Earth Metal、Ca、O、S及びAlを含む複合酸硫化物と、TiNと、MnSと、Alと、Al及びCaを含む複合酸化物と、を含有し、前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、50%以上100%未満であり、かつ、長径が5μm以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上2個以下であり、前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が5μm以上である前記TiNの個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上1.0個未満である。
(2)上記(1)に記載の軸受鋼で、前記化学成分の前記S含有量が、S:0.01%超~0.05%、であるとき、前記Ca含有量を、Ca:0.00050%~0.0050%、としてもよい。
(3)上記(1)又は(2)に記載の軸受鋼で、前記化学成分が、さらに、質量%で、V:0.05%~0.70%、Mo:0.05%~1.00%、W:0.05%~1.00%、Ni:0.10%~3.50%、Cu:0.10%~0.50%、Nb:0.005%~0.050%未満、B:0.0005%~0.0050%、のうち少なくとも1つを含有してもよい。
(4)上記(1)~(3)のいずれか一項に記載の軸受鋼で、前記複合酸硫化物のAl含有量が、Al換算で、20質量%以下であってもよい。
(5)上記(1)~(4)のいずれか一項に記載の軸受鋼で、長径が10μm以上である前記MnSの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上である前記TiNとの個数とが、観察面1mmあたり、合計で5個以下であってもよい。
(6)上記(1)~(5)のいずれか一項に記載の軸受鋼で、前記Cu及び前記Niの質量%で示した含有量が、Cu≦Niを満足してもよい。
(7)本発明の一実施態様に係る軸受鋼の製造方法は、Alを用いて溶鋼を脱酸するAl脱酸工程と;前記Al脱酸工程後の前記溶鋼を、Rare Earth Metalを用いて5分以上10分以下の脱酸を行うREM脱酸工程と;前記REM脱酸工程後の前記溶鋼を、鋳造して、化学成分が、質量%で、C:0.9%~1.5%、Si:0.1%~0.8%、Mn:0.1%~1.5%、Cr:0.5%~2.0%、Al:0.01%~0.05%、Ca:0.00001%~0.0050%、Rare Earth Metal:0.0001%~0.050%、O:0.0001%~0.0030%、を含有し、Ti:0.005%未満、N:0.015%以下、P:0.03%以下、S:0.05%以下、に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳片を得る鋳造工程と;前記鋳片を、1270℃~1300℃の温度範囲に加熱して、前記加熱後に、1200℃~1250℃の温度範囲で60秒以上の保持を行う加熱保持工程と;前記加熱保持工程後の前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と;を有する。
(8)上記(7)に記載の軸受鋼の製造方法で、前記溶鋼の化学成分が、質量%で、S:0.01%超~0.05%、を含有するとき、前記REM脱酸工程後で前記鋳造工程前の前記溶鋼に、Caを添加して真空脱ガス処理を行う真空脱ガス工程をさらに有してもよい。
(9)上記(7)又は(8)に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量%で、V:0.05%~0.70%、Mo:0.05%~1.00%、W:0.05%~1.00%、Ni:0.10%~3.50%、Cu:0.10%~0.50%、Nb:0.005%~0.050%未満、B:0.0005%~0.0050%、のうち少なくとも1つを含有してもよい。
(10)上記(7)~(9)のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に0.1m/分以上0.5m/分以下で旋回させて鋳造してもよい。
(11)上記(7)~(10)のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、700℃~750℃の温度範囲に加熱して、30時間以上50時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有してもよい。
(12)上記(7)~(11)のいずれか一項に記載の軸受鋼の製造方法で、前記REM脱酸工程後で前記真空脱ガス工程前の前記溶鋼に、さらに、CaO-CaFを添加して脱硫を行うフラックス工程を有してもよい。
 本発明の上記態様に係る軸受鋼とその製造方法とによれば、Al及びAl-Ca-O複合酸化物がREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に変態することにより、粗大なアルミナクラスターの形成と、上記複合酸化物が延伸して粗大になることとが抑制され、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化することにより粗大なMnSの生成が抑制され、そして、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がTiNを複合することにより単独で存在するTiNの個数が減少する。これらの結果、上記課題を解決することが可能となる。
本発明の一実施形態に係る軸受鋼の金属組織写真である。 従来技術に係る軸受鋼の金属組織写真である。 長径が10μm以上であるMnS及びREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上であるTiNの合計個数と、軸受鋼の疲労特性との関係である。
 以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。
 先ず、本発明の一実施形態に係る軸受鋼の基本成分に関して、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する%は、質量%である。
 Al:0.01%~0.05%
 Al(アルミニウム)は、脱酸元素であり、また、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の形成に必要な元素である。これらの効果を得るためには、Al含有量が0.01%以上である必要がある。しかし、Al含有量が0.05%を超えると、Al及びAl-Ca-O複合酸化物が、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物へ変態しない。これは、Al含有量が0.05%超の場合、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物よりも、Al及びAl-Ca-O複合酸化物が安定状態になるからだと考えられる。
 Alは、硬質酸化物であり、疲労特性低下の要因になるだけでなく、鋳造時の耐火物の耐久性も大きく低下させる。連続鋳造時には、この硬質酸化物が、ノズルに付着し、ノズル詰りを助長する。Al-Ca-O複合酸化物は、Alほど硬質ではないが、通常、Alよりサイズが大きく、疲労特性を劣化させる原因となる。よって、Al含有量の上限を0.05%とする。
 REM:0.0001%~0.050%
 REM(Rare Earth Metal)は強力な脱硫、脱酸元素であり、本発明の一態様の効果を十分に発揮させるために、極めて重要な元素である。ここで、REMとは、原子番号が57のランタンから71のルテシウムまでの15元素に、原子番号が21のスカンジウムと原子番号が39のイットリウムとを加えた合計17元素の総称である。
 REM含有量が0.0001%未満の場合、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物へ変態しないAlとAl-Ca-O複合酸化物とが増加する。そのため、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と化合しないSにより粗大MnSが生成し、そして、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面に析出せずに単独で存在するTiNが増加する。
 REM含有量が0.050%を超えると、コスト高となるだけでなく、生成したREM含有介在物により、鋳造時のノズル閉塞が発生しやすくなって製造性が悪化する。よって、REM含有量を0.0001%~0.050%とする。より好ましくは、REM含有量を0.0003%~0.050%とし、さらに好ましくは、REM含有量を0.001%超~0.050%とし、最も好ましくは、REM含有量を0.003%超~0.050%とする。
 C:0.9%~1.5%
 C(炭素)は、焼入れ時の硬さを確保して疲労寿命を向上させる元素であり、また、球状炭化物の分散とマトリックスのマルテンサイト変態とにより強度を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、C含有量が0.9%以上である必要がある。しかし、C含有量が1.5%を超えると、耐磨耗性は向上するものの、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命が低下し、また焼割れの原因となる。したがって、C含有量を0.9%~1.5%とする。より好ましくは、C含有量の下限値を1.0%、上限値を1.2%とする。
 Si:0.1%~0.8%
 Si(ケイ素)は、焼入れ性を高めて、疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Si含有量が0.1%以上でなければならない。しかし、Si含有量が0.8%超では、上記効果が飽和し、加えて、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下し、また焼割れの原因となる。したがって、Si含有量を0.1%~0.8%とする。より好ましくは、Si含有量はの下限値を0.15%、上限値を0.7%とする。
 Mn:0.1%~1.5%
 Mn(マンガン)は、焼入れ性を高めて強度を高め、疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Mn含有量が0.1%以上でなければならない。しかし、Mn含有量が1.5%超では、上記の焼入れ性向上効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Mn含有量を0.1%~1.5%とする。より好ましくは、Mn含有量の下限値を0.2%、上限値を1.15%とする。最も好ましくは、Mn含有量の下限値を0.5%超、上限値を1.15%とする。
 Cr:0.5%~2.0%
 Cr(クロミウム)は、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Cr含有量が0.5%以上でなければならない。しかし、Cr含有量が2.0%超では、上記効果が飽和する。しかも、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、更には、焼割れの原因ともなる。したがって、Cr含有量を0.5%~2.0%とする。より好ましくは、Cr含有量の下限値を0.9%、上限値を1.6%とする。最も好ましくは、Cr含有量の下限値を1.0%超、上限値を1.6%未満とする。
 Ca:0.00001%~0.0050%
 Ca(カルシウム)は、脱酸元素、及び脱硫元素である。Caは、酸化物を軟質化する作用も有する。快削鋼にCaを添加すると、切削中にベラーグ(Belag)という酸化物被膜が切削熱によって生成し、工具表面を被覆・保護して切削工具寿命を延ばすことが知られている。
 そして、Caは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の形成に必要な元素である。このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化することにより粗大なMnSの生成が抑制される。しかし、Ca含有量が0.00001%未満である場合、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が形成されず、Caを含まないREM-Al-O-S複合酸硫化物が形成される。
 このCaを含まないREM-Al-O-S複合酸硫化物は、Sを固定化する効果が小さい。Sを固定化する効果を高めるためには、CaとREMとを含むREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を形成させる必要がある。そのためには、Ca含有量を、0.00001%以上とする必要がある。好ましくは、Ca含有量の下限値を0.00010%とする。さらに好ましくは、Ca含有量の下限値を0.00050%とする。なお、0.00001%レベルである鋼中のCa含有量を検出するには、誘導結合プラズマ発光分光分析法(ICP-AES:Inductively Coupled Plasma - Atomic Emission Spectrometry)、または、必要に応じて、誘導結合プラズマ質量分析法(ICP-MS:Inductively Coupled Plasma - Mass Spectrometry)等の高感度元素分析法を用いればよい。
 通常、鋼は、Caを意図的に添加しなくても、不可避的に、0.0001%程度のCaを含有している。この不可避的に含有されるCaも、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を形成する効果を有する。よって、不可避的に含有されるCaが0.00001%以上である場合には、Caを意図的に添加しなくてもよい。不可避的に含有されるCaによって形成されるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が、Sを固定化する効果を発揮する。
 基本的には清浄度鋼である軸受鋼では研磨面に認められる介在物数も少ないため、介在物(REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS、及びTiNなど)の組成をEPMA(電子線マイクロ分析、Electron Probe Micro Analysis)、または、EDX(エネルギー分散型X線分析、Energy Dispersive X-Ray Analysis)を備えたSEM(走査型電子顕微鏡、Scanning Electron Microscope)等を利用して直接解析することができる。すなわち電子線をあてた場合のX線信号から、介在物中のAlやCaやSの有無などを介在物ごとに解析するため、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が形成されていることを確認できる。さらにその信号強度から組成比率を半定量的ながら算出することが可能である。また、必要に応じて、EDXを備えたTEM(透過型電子顕微鏡、Transmission Electron Microscope)等を利用して直接解析してもよい。本発明者らは、Ca含有量が0.00001%未満である高純度原料を含む種々の原料(鋳片)を使用して、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が形成されるためのCa下限値を、上記分析方法により調査した。その結果、上記したように、鋼中(鋳片)のCa含有量が0.00001%以上のときに、介在物として、Caを含まないREM-Al-O-S複合酸硫化物ではなく、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が形成されることを見出した。
 REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のSを固定化する効果をさらに高めたい場合、Caを意図的に添加することが好ましい。例えば、Sが高い含有量であり、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のSを固定化する効果をさらに高めたい場合、Caを意図的に添加することが好ましい。具体的には、S含有量が0.01%超~0.05%であるとき、Ca含有量が0.00050%~0.0050%となるように、Caを意図的に添加することが好ましい。この結果、たとえS含有量が0.01%超~0.05%であるような高含有量であっても、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化する効果が十分に高まり、そして、MnSの析出が十分に抑制される。
 また、Ca含有量が0.0050%を超えると、粗大な酸化物であるAl-Ca-O複合酸化物、及びCaOが多く形成され、疲労寿命が損なわれる。特に、AlにCaが複合したAl-Ca-O複合酸化物は、通常、Alよりサイズが大きく、疲労特性を劣化させる。したがって、Ca含有量の上限値は0.0050%以下とする。なお、Caは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物中に固溶しており、単独にCaSが存在する訳ではない。
 O:0.0001%~0.0030%
 O(酸素)は、脱酸により鋼から除去されるべき元素であるものの、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を析出させるために必要な元素である。この効果を得るためには、O含有量が0.0001%以上である必要がある。ただし、O含有量が0.0030%を超えると、酸化物が多数残存し、疲労寿命の低下を招く。したがって、O含有量の上限値は0.0030%以下とする。なお、上記O含有量は、鋼中に固溶する酸素と、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物やAlに含まれる酸素などとを合計したトータル酸素(T.O:Total Oxygen)を意味する。
 上記した基本成分の他に、本実施形態に係る軸受鋼は、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ti、N、P、S、Mg、Pb、Sb、Sn、Cd等の元素を意味する。この中で、Ti、N、P及びSは、本発明の一態様の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限する必要がある。ここで、記載する%は、質量%である。また、不純物含有量の制限範囲には0%が含まれるが、工業的に安定して0%にすることが難しい。
 Ti:0.005%未満
 Ti(チタニウム)は不純物であり、TiC、TiNおよびTiSなどの微細介在物を生成し、疲労特性を劣化させる元素である。特にTiNは、角型形状に析出するため、繰り返し応力が負荷された際に応力集中して、破壊起点になりやすい。よって、この角型形状に析出するTiNを抑制することが非常に重要である。
 金属組織にREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が存在する場合、TiNは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を優先的な核生成サイトとして複合析出する。そして、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、図1に示すような略球形状であるREM-Ca-Al-O-S-TiN複合酸硫化物となる。その結果、図2中のBとして示すような、尖がった角型形状で硬質なTiNが、単独に析出することが抑制される。なお、上記金属組織について、詳細は後述する。
 TiNをREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に複合析出させて、単独に存在するTiNの析出量を低減するためには、Ti含有量を0.005%未満に制限する必要がある。なお、従来、TiNによる疲労特性の劣化を抑制するためには、Ti含有量を0.001%以下とする必要があった。しかし、本発明の一態様では、Ti含有量が0.005%未満であるならば、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の効果により、従来知見レベルよりもTiが多く含まれても疲労特性が良好となる。このようにTi含有量を0.005%未満に制限すれば、安定して疲労特性の良い軸受鋼を製造することが可能となる。
 TiN析出量を低減するためには、Ti含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、Ti含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.0002%以下とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ti含有量の制限範囲は、0.0002%超~0.005%未満であることが好ましい。製鋼コストの観点から、Ti含有量の制限範囲を0.001%超~0.005%未満とするとさらに好ましい。なお、通常の操業条件では、不可避的に、Tiが0.003%程度含有される。
 N:0.015%以下
 N(窒素)は不純物であり、窒化物を形成して疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性および靭性に悪影響を及ぼす元素である。N含有量が0.015%を超えると上記弊害が顕著となる。したがって、N含有量を0.015%以下に制限する。
 窒化物量を低減するためには、N含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、N含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.0008%未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、N含有量の制限範囲は、0.0008%~0.015%であることが好ましい。さらに好ましくは、N含有量の制限範囲を0.0008%~0.010%とする。
 P:0.03%以下
 P(リン)は不純物であり、結晶粒界に偏析して疲労寿命を損ねる元素である。P含有量が0.03%を超えると、疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、P含有量を0.03%以下に制限する。
 疲労寿命の低下を抑制するためには、P含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、P含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.0005%未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、P含有量の制限範囲は、0.0005%~0.03%であることが好ましい。さらに好ましくは、P含有量の制限範囲を0.0005%~0.02%とする。
 S:0.05%以下
 S(硫黄)は不純物であり、硫化物を形成する元素である。S含有量が0.05%を超えると、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に含まれるREMとCaとのSを固定化する効果が不十分となり、図2中のDとして示すような粗大なMnSが形成されて、疲労寿命を損ねる。したがって、S含有量を0.05%以下に制限する必要がある。
 MnS析出を抑制するためには、S含有量が少ないほど望ましいので、上記制限範囲に0%が含まれる。しかし、S含有量を0%にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に0.0003%以下とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、S含有量の制限範囲は、0.0003%超~0.05%であることが好ましい。また、Sには被削性を高める作用があり、S含有量が0.005%以上の場合に被削性が向上する。このため被削性を重視する場合には、S含有量の制限範囲を0.005%~0.05%としてもよい。
 S含有量が0.05%以下であり、かつ、不可避的にCaが0.00001%以上含有されるならば、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のSを固定化する効果により、MnSの析出量が許容範囲内に抑制される。この場合、Caを意図的に添加しなくてもよい。ただ、Sを固定化する効果をさらに高めたい場合に、Caを意図的に添加することが好ましい。S含有量が上記制限範囲内で高い含有量であるとき、具体的には、S含有量が0.01%超~0.05%であるとき、Caを添加して、Ca含有量を0.00050%~0.0050%とすることが好ましい。この結果、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化する効果が十分に高まり、そして、MnSの析出が十分に抑制される。
 なお、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化する効果は、REMとCaとにより得られるが、REMは鋳造時のノズル閉塞等の問題を有するため、上記上限値以上に添加することができない。よって、Sを固定化する効果は、Ca含有量により制御することが好ましい。
 以上が、本実施形態における鋼の基本成分(基本元素)である。上記の基本元素が含有または制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。しかし、この基本成分に加えて、残部の鉄の一部の代わりに、本実施形態では、必要に応じて以下の選択元素を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に、例えば、各選択元素の下限未満の量だけ混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
 すなわち、本実施形態に係る軸受鋼は、さらに、選択成分として、V、Mo、W、Ni、Cu、Nb、Bのうちの少なくとも一つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する%は、質量%である。
 V:0.05%~0.70%
 Vは、炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素である。Vの添加により、円相当径が0.2μm未満の微細なVの炭化物、窒化物、炭窒化物を生成して、焼戻し軟化抵抗の向上、降伏点の上昇、及び、旧オーステナイトの微細化などの効果を有する。V含有量を多くし、焼戻し時間を延長することで、上記析出物を十分に析出させて、硬度と引張強度とを上昇させることもできる。
 これらの効果を得るためには、V含有量を0.05%~0.70%とすることが好ましい。V含有量が0.05%未満では、上記効果が得られない。より好ましくは、V含有量の下限値を0.10%とする。なお、下限未満の量のVが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 V含有量が0.70%超では、焼入れ前の加熱でも十分に溶解せず、粗大な球状炭化物、いわゆる、未溶解炭化物が残留し、加工性や疲労特性を阻害するおそれがある。また、Vを添加することで、加工前の割れや、伸線時の断線の原因となる過冷組織を生じ易くなる。よって、V含有量の上限値は0.70%であることが好ましい。軸受製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を重視する場合には、V含有量の上限値が0.50%であることが好ましく、または0.30%以下であることがさらに好ましい。
 Mo:0.05%~1.00%
 Moは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。Moは、鋼中でMo含有炭化物を生成する元素でもある。これらの効果を得るため、Mo含有量を0.05%~1.00%とすることが好ましい。
 Mo含有炭化物が析出する温度は、V含有炭化物等に比べると低い。低温で焼戻しを行う軸受鋼にとって、Mo含有炭化物は、上記特性を向上させるのに有効である。よって、Mo含有量の下限値は0.05%とすることが好ましい。より好ましくは、Mo含有量の下限値を0.10%とする。なお、下限未満の量のMoが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 Mo含有量が1.00%超となると、熱間圧延や、加工前の熱処理後の冷却時に、過冷組織が生じ易くなる。過冷組織は、置き割れや加工時の割れの原因となる。したがって、Mo含有量の上限値を1.00%とすることが好ましい。より好ましくは、Mo含有量の上限値を0.50%とする。
 軸受製造時の品質ばらつきを抑制し、製造安定性を確保するには、Mo含有量の上限値を0.20%とすることが好ましい。さらに、冷却時の温度ばらつきに起因する変態歪みを精密に制御して、形状精度を安定させるためには、Mo含有量の上限値を0.15%とすることが好ましい。
 W:0.05%~1.00%
 Wは、Moと同様に、焼入れ性を高め、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。これらの効果を得るため、W含有量を0.05%~1.00%とすることが好ましい。より好ましくは、W含有量の下限値を0.10%とする。なお、下限未満の量のWが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 一方、W含有量が1.00%超となると、Moと同様に、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に、過冷組織が生じ易くなる。よって、W含有量の上限値を1.00%とすることが好ましい。より好ましくは、W含有量の上限値を0.50%とする。
 軸受製造時の品質ばらつきを抑制し、製造安定性を確保するには、W含有量の上限値を0.20%とすることが好ましい。さらに、冷却時の温度ばらつきに起因する変態歪みを精密に制御して、形状精度を安定させるためには、W含有量の上限値を0.15%とすることが好ましい。
 Ni:0.10%~3.50%
 Niは、鋼の強度を高める元素である。この効果を得るため、Ni含有量を0.10%~3.50%とすることが好ましい。Ni含有量が0.10%未満では、上記効果が得られない。よって、Ni含有量の下限値を0.10%とすることが好ましい。より好ましくは、Ni含有量の下限値を0.20%とする。なお、下限未満の量のNiが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 一方、Ni含有量が3.50%超となると、残留オーステナイト量が多くなり、その結果、焼入れを行っても硬度が上昇せず、軸受鋼として要求される硬度を満足できないおそれがある。また残留オーステナイトを多く含む軸受は、その使用に伴い、膨張変態であるマルテンサイト変態が生じて、軸受製品の形状精度を低下させるおそれがある。よって、Ni含有量の上限値を3.50%とすることが好ましい。
 Niは高価な元素であるので、製造コストを低減するためには、Ni含有量の上限値を2.50%とすることが好ましい。より好ましくは、Ni含有量の上限値を1.00%とする。
 Niは、Cuと共存する場合、Cuの弊害を抑制する元素でもある。Cuは、鋼の熱間延性を低下させて、しばしば、熱間圧延や熱間鍛造において、割れや疵の原因になる。しかし、Cuと同時にNiを添加すると、CuとNiとは合金相を形成して、熱間延性の低下を抑制する。したがって、鋼中にCuが存在する場合には、Niを添加することが好ましい。Ni含有量は上記範囲内で、かつ、Cu及びNiの質量%で示した含有量が、Cu≦Niを満足することが好ましい。
 Cu:0.10%~0.50%
 Cuは、耐食性を高め、そして、脱炭を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Cu含有量を0.10%~0.50%とすることが好ましい。Cu含有量が0.10%未満では、上記効果が得られない。よって、Cu含有量の下限値を0.10%とすることが好ましい。より好ましくは、Cu含有量の下限値を0.20%とする。なお、下限未満の量のCuが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 一方、Cu含有量が0.50%超となると、熱間延性が低下し、鋳造、圧延、鍛造などの製造工程での割れや疵の発生原因となるおそれがある。よって、Cu含有量の上限値を0.50%とすることが好ましい。より好ましくは、Cu含有量の上限値を0.40%とする。また、上記したように、Cu含有量は上記範囲内で、かつ、Cu及びNiの質量%で示した含有量が、Cu≦Niを満足することが好ましい。その結果、熱間延性の低下を抑制し、軸受鋼の品質を良好に維持することができる。
 Nb:0.005%~0.050%未満
 Nbは、鋼中のC、Nと結びついて、炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素である。微量の添加でも、添加しない場合と比べて、結晶粒の粗大化を防止する効果を有する。さらに、Nbを、V等の炭化物、窒化物、炭窒化物を生成する元素と複合添加する場合、Nbは、Vよりも窒化物を生成しやすく、その結果、Vが窒化物を生成せずに、オーステナイト粒径の微細化に有効なV含有炭化物が生成し易くなるという効果も有する。このように、微量のNb添加でも、より効果的に、オーステナイト粒径制御や、焼戻し軟化抵抗の付与を行うことができる。
 上記効果を得るため、Nb含有量を0.005%~0.050%未満とすることが好ましい。Nb含有量が0.005%未満では、上記効果が得られない。よって、Nb含有量の下限値を0.005%とすることが好ましい。より好ましくは、Nb含有量の下限値を0.010%とする。なお、下限未満の量のNbが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 一方、Nbは、熱間延性を低下させる元素でもある。Nb含有量が0.050%以上となると、鋳造、圧延、鍛造などの製造工程での割れの発生原因となり、製造性を大きく損なうおそれがある。よって、Nb含有量の上限値を0.050%未満とすることが好ましい。冷間加工性や、切削性を重視する場合には、Nb含有量の上限値を0.030%とすることが好ましい。より好ましくは、Nb含有量の上限値を0.020%とする。V等の焼入れ性を高め、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素と複合添加する場合には、Nb含有量の上限値を0.010%としてもよい。
 B:0.0005%~0.0050%
 Bは、微量の添加で、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Bは、母材が高炭素鋼である場合、熱間圧延後の冷却過程でBとFeとを含有する炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、鋼材の加工性を向上させる元素である。さらに、Bは、オーステナイト粒界に偏析することで、Pの粒界偏析を抑制して粒界強度を向上させ、そして、疲労強度、衝撃強度を向上させる元素でもある。
 上記効果を得るため、B含有量を0.0005%~0.0050%とすることが好ましい。B含有量が0.0005%未満では、上記効果が得られない。よって、B含有量の下限値を0.0005%とすることが好ましい。より好ましくは、B含有量の下限値を0.0010%とする。なお、下限未満の量のBが鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、下限値を0%としてもよい。
 一方、B含有量が0.0050%超となると、上記効果が飽和し、また、鋳造、圧延、鍛造などの製造時に、マルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織を容易に生成して、製品の製造性や衝撃強度を劣化させるおそれがある。よって、B含有量の上限値を0.0050%とすることが好ましい。より好ましくは、B含有量の上限値を0.0030%とする。
 次に、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織について説明する。
 上述のように、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織は、Rare Earth Metal、Ca、O、S及びAlを含む複合酸硫化物(REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物)と、Alと、Al及びCaを含む複合酸化物(Al-Ca-O複合酸化物)と、MnSと、TiNと、その他の介在物とを含む。また、このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に、TiNが優先的に析出して、REM-Ca-Al-O-S-TiN複合酸硫化物となる。ここで、このREM-Ca-Al-O-S-TiN複合酸硫化物のTiNは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面にTiNが析出して複合化されていることを表す。
 鋼に添加されたREMは、まず鋼中のAl及びAl-Ca-O複合酸化物と反応し、これら酸化物のOを奪いREM酸化物を生成する。このREM酸化物が、次いで、鋼中に不可避的に含有しているCaと、または必要に応じて添加されるCaと反応して、REM複合酸化物となる。このREM複合酸化物が、鋼中に含まれる不純物であるSを吸収して、REM、Ca、O、S及びAlを含むREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物となる。このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面に、TiNが優先的に析出する。
 このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、次の効果を有する。Al及びAl-Ca-O複合酸化物などの酸化物が金属組織に残存することを抑制し、粗大な硫化物であるMnSが生成することを抑制し、及び、窒化物であるTiNが単独で存在することを抑制する。その結果、軸受鋼の疲労特性が向上する。
 このREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、図1に示すように、略球形状であり、鍛造等の塑性加工により延伸あるいは破砕されることがない。よって、繰り返し応力が負荷された際に、破壊起点となりにくい。ここで、略球形状とは、図1に示されるような、介在物表面の最大凹凸が0.5μm以下であり、または介在物の長径を短径で割った値が3以下であることを意味する。
 上記効果を得るためには、金属組織中のREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数が、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS、及びTiNなどの介在物の合計個数に対して、50%以上100%未満である必要がある。REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数が、50%未満では、軸受鋼の疲労特性を向上させる効果が得られない。また、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数を、100%とすることは、実質上、困難である。より好ましくは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数を、60%以上100%未満とする。なお、この個数割合を求める際、例えば、1μm以上の介在物を主として考慮すればよい。
 また、上記効果を得るためには、長径が5μm以上であるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上2個以下である必要がある。ここで、長径が5μm未満であるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、規定内の酸素量、硫黄量では存在していても無害であるため、考慮から除外する。
 長径が5μm以上であるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数が、0.001個未満では、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS、及びTiNなどの有害介在物を抑制する効果が不十分である。また、長径が5μm以上であるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数が、2個超では、その効果が飽和し、かつ、析出量が多すぎて、疲労特性を劣化させる。より好ましくは、長径が5μm以上であるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の個数を、観察面1mmあたり、0.001個以上1.5個以下とする。
 また、確実に軸受鋼の疲労特性を向上させるためには、繰り返し応力が負荷される際に破壊起点となる、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在するTiNの個数を少なくする必要がある。具体的には、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在する長径が5μm以上であるTiNの個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上1.0個未満である必要がある。
 REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が、観察面1mmあたり、1.0個以上では軸受鋼の疲労特性を向上させる効果が十分でない。一方、軸受鋼の疲労特性を最適に向上させるには、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が、少ないほど望ましい。しかし、実質上、0.001個未満とするのは困難である。よって、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数を、観察面1mmあたり、0.001個以上1.0個未満とした。好ましくは、複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上0.7個以下であり、より好ましくは、0.001個以上0.5個以下である。
 REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS、及びTiNなどの介在物の個数は、EPMA(電子線マイクロ分析、Electron Probe Micro Analysis)、または、EDX(エネルギー分散型X線分析、Energy Dispersive X-Ray Analysis)を備えたSEM(走査型電子顕微鏡、Scanning Electron Microscope)、及び、TEM(透過型電子顕微鏡、Transmission Electron Microscope)等を利用して計測することができる。
 軸受鋼の延伸方向と直交する切断面を観察面として、上記顕微鏡で観察して介在物の存在を識別し、そして、EPMAまたはEDXを用いる組成分析を行って、これらの介在物の種類を同定すればよい。観察位置は、例えば、丸棒形状である場合、上記観察面(長手方向に垂直な断面)で見た場合の半径を単位mmでrとしたとき、軸受鋼(熱間加工鋼材)の表面から1/2rの深さまでの領域を平均的に観察すればよい。観察倍率は、長径が1μm以上である介在物を識別できる倍率以上とし、また、観察視野は、最低でも合計1000mmとなるように、複数視野観察する。そして、各介在物の存在割合と、観察面1mmあたりの存在個数とを求めればよい。
 次に、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のAl含有量は、Al換算で、20質量%以下であることが好ましい。言い換えると、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のAl含有量は、Al原子換算で、10.6質量%以下であることが好ましい。この理由は、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の融点が、溶鋼の融点より高くなり、硬質な介在物となるからである。一般的に、溶鋼より融点が高い介在物は硬度が高くなる。
 より確実に、上記介在物の融点を溶鋼の融点より高くして、硬質な介在物とするには、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のAl含有量が、Al換算で、10質量%以下であることが好ましい。最も好ましくは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のAl含有量が、Al換算で、5質量%以下とする。なお、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物にTiNを優先的に析出させる為には、上記介在物中に、Al換算で、1質量%以上のAlが含まれることが好ましい。
 上述したように、TiNは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面を優先的な核生成サイトとして複合析出する。そして、REM-Ca-Al-O-S-TiN複合酸硫化物が形成される。その結果、硬質で尖がった角型形状であるTiNの単独の析出が抑制される。
 このREM-Ca-Al-O-S-TiN複合酸硫化物も、図1に示すように、その形状が略球形状であり、破壊起点となりにくい無害介在物である。なお、TiNがREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を優先核生成サイトとして複合析出する理由は、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の結晶格子構造とTiNの結晶格子構造とが類似するためと推察される。
 上記REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に、Tiは酸化物として含まれない。これは、C含有量が0.9%~1.5%と高いので、脱酸時の酸素レベルが低く、Ti酸化物の生成が極めて少ない為と考えられる。また、上記REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物にTiが酸化物として含まれないことが、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の結晶格子構造とTiNの結晶格子構造とが類似する理由の一つであると推察される。
 通常、鋼にAlとCaとが同時に含有される際、鋼の金属組織にAl-Ca-O複合酸化物が形成される。しかし、このAl-Ca-O複合酸化物も、REMの添加により、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に変態して、高融点化する。そのため、Al-Ca-O複合酸化物が、塑性加工により、延伸して粗大になることを防止できる。また、製造方法として詳しく後述するが、溶鋼にREMを添加した後、必要に応じてCaを添加するので、Ca系の硫化物であるCaSやCa-Mn-S等は形成されにくい。
 上記した通り、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化することにより、粗大MnSの生成が抑制される。そして、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がTiNを複合することにより、金属組織中に単独で析出するTiNの個数が減少する。その結果、疲労特性が向上する。ただ、本実施形態に係る軸受鋼の金属組織中に含まれる、MnSの析出量と、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在するTiNの析出量とは、もちろん少ないことが理想であるが、ゼロにまで低減させる必要はない。
 軸受鋼として要求される疲労特性を確実に満足させるためには、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在する金属組織中のMnS及びTiNの析出量が、次の条件を満足することが好ましい。長径が10μm以上であるMnSの個数と、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上であるTiNの個数とが、観察面1mmあたり、合計で5個以下であることが好ましい。
 長径が10μm以上に延伸されたMnSは、繰り返し応力が負荷された際に破壊の起点となるため、疲労寿命に悪影響を及ぼす。長径が10μm以上に延伸されたMnSはすべて、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、この長径に上限値はない。同様に、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在する、長径が5μm以上であるTiNは、その角張った形状が破壊起点となるため、疲労寿命に悪影響を及ぼす。長径が5μm以上であるTiNはすべて、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、この長径に上限値はない。
 図3に、長径が10μm以上であるMnS及びREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上であるTiNの合計個数(MnSと単独で存在するTiNとの合計個数)と、軸受鋼の疲労特性(L10疲労寿命)との関係を示す。
 図3に示されるように、上記MnSの個数と、上記TiNの個数とが、観察面1mmあたり、合計で5個超となると、軸受鋼の疲労特性が劣化する。よって、上記MnSと上記TiNとの合計個数は、上記範囲に制御されることが好ましい。より好ましくは、上記合計個数を、観察面1mmあたり、4個以下とする。最も好ましくは、上記合計個数を、観察面1mmあたり、3個以下とする。また、上記MnSと上記TiNとの上記合計個数の下限値は、0.001個超である。
 以上、説明したように、軸受鋼の疲労特性に悪影響を及ぼす有害介在物であるAl、Al-Ca-O複合酸化物は、主にREMの添加効果により、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物へ変態するので、その存在量が低減する。また、有害介在物であるMnSは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物に含まれるREMとCaとの脱硫効果、特にCaの脱硫効果により、その析出量が抑制される。そして、有害介在物であるTiNは、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面に優先的に析出するので、単独で析出する量が低減する。これらの結果、疲労特性に優れた軸受鋼を得ることが可能となる。
 次に、本実施形態に係る軸受鋼の製造方法について説明する。
 本実施形態に係る軸受鋼の製造方法では、溶鋼を精錬する際の脱酸剤の投入順序が重要となる。
 Al脱酸工程として、成分組成を調整した溶鋼にAlを添加して脱酸を行う。Al脱酸工程後の溶鋼に、REM脱酸工程として、REMを添加して5分以上10分以下の脱酸を行う。必要に応じて、REM脱酸工程後の溶鋼に、真空脱ガス工程として、Caを添加して真空脱ガス処理を行ってもよい。この順番で脱酸剤を添加して溶鋼を取鍋精錬することにより、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が生成されて、有害な、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS及びTiNの生成を抑制することができる。
 REMの添加にはミッシュメタルなどを用いればよく、塊状のミッシュメタルを精錬の末期に溶鋼に添加すればよい。また、必要に応じて、REM脱酸工程後で真空脱ガス工程前の溶鋼に、フラックス工程として、CaO-CaFなどのフラックスを添加して適宜脱硫および介在物の改質を行ってもよい。
 最初にAl脱酸工程を行う理由は、Al以外の元素を用いて脱酸するとコスト高となるからである。Al脱酸工程後にREM脱酸工程を行う理由は、Al脱酸工程で生成するAl、及び、溶鋼に不可避的に含有されるCaと反応することで生成するAl-Ca-O複合酸化物を、REMと反応させて、金属組織中に残存する量を低減するためである。
 また、REM脱酸工程で5分以上10分以下の脱酸を行う理由は、5分未満ではAl-Ca-O複合酸化物が残存して、これを防止することが出来ないからである。一方、REM脱酸工程での脱酸時間の上限値は、特に限定されないが、10分超ではその効果が飽和する。
 REM脱酸工程後に、必要に応じて、Caを添加して真空脱ガス工程を行う理由は、REMよりCaを先に添加すると、つまり、REM脱酸工程の前に真空脱ガス工程を行うと、低融点であり、かつ延伸しやすいAl-Ca-O複合酸化物が多数生成するおそれがあるからである。不可避的に含有されるCa量では、上記Al-Ca-O複合酸化物が形成されにくい。しかし、意図的に添加されるCa量(例えば0.00050%以上)では、上記Al-Ca-O複合酸化物が多数生成するおそれがある。このAl-Ca-O複合酸化物が生成すると、たとえCa添加後にREMを添加しても、この介在物を充分に変態させることが難しい。また、上記工程順とする理由は、Caを含有する硫化物であるCaSやCa-Mn-S等の形成を抑制できるからでもある。
 このCaを添加する真空脱ガス工程は、溶鋼の化学成分が、質量%で、S:0.01%超~0.05%を含有するときに、行うことが好ましい。上述したように、S含有量が0.01%超~0.05%である場合、Ca含有量が0.00050%~0.0050%となるように、Caを添加することが好ましい。その結果、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物がSを固定化する効果がさらに高まる。そして、MnSの析出が十分に抑制される。
 また、必要に応じて、REM脱酸工程後で真空脱ガス工程前にフラックス工程を行う理由は、REMよりフラックスを先に添加すると、つまり、REM脱酸工程の前にフラックス工程を行うと、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物のAl含有量が、Al換算で、20質量%超となり、その結果、この複合酸硫化物の融点が下がって破砕されやすくなるからである。この破砕された複合酸硫化物は、延伸した介在物と同様に疲労特性に悪影響を与えるので、REM添加による介在物の改質効果が充分でなくなる。
 続いて、鋳造工程として、上記REM脱酸工程後、または真空脱ガス工程後の溶鋼を鋳造して鋳片を得る。この鋳造工程では、溶鋼を鋳型内で水平方向に0.1m/分以上0.5m/分以下で旋回させて鋳造凝固させることが好ましい。
 上記したAl脱酸やREM脱酸などの取鍋精錬により形成されるREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、その比重が6程度であり、鋼の比重である7に近い。そのため、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物は、溶鋼中で浮上分離し難く、鋳型内に溶鋼が注入された際に下降流により鋳片未凝固層深くまで侵入して、鋳片の中心部に偏析し易い。鋳片の中心部にREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物が偏析すると、鋳片の表層部で複合酸硫化物の量が相対的に少なくなる。そして、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を析出の優先核生成サイトとするTiNの無害化効果が、鋳片の表層部で損なわれる。
 よって、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の偏析を防止するために、必要に応じて、鋳型内の溶鋼を水平方向に撹拌して旋回させ、介在物を均一分散させることが好ましい。溶鋼を鋳型内で水平方向に0.1m/分以上0.5m/分以下で旋回させることにより、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の均一分散を図ることができる。鋳型内旋回の速度が0.1m/分未満では、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を均一に分散させる効果が小さい。また、通常の条件において想定される上記旋回速度の範囲の上限は、0.5m/分である。溶鋼を撹拌するための方法としては、例えば、電磁力などを適用すればよい。
 次に、加熱保持工程として、上記鋳造工程後の鋳片を、1270℃~1300℃の温度範囲に加熱して、この加熱後に、1200℃~1250℃の温度範囲で60秒以上の保持を行う。この加熱保持工程では、上記鋳造工程後に、室温まで冷却した鋳片を再加熱して保持してもよいし、あるいは、室温まで冷却していない鋳片を再加熱して保持してもよい。工業的には材質の均質化のために、1200℃~1250℃の温度範囲の炉内で72時間程度間程度の長時間加熱することもあり、複合酸硫化物の制御には問題ない。よって、1200℃~1250℃の温度範囲での保持時間の上限値は、特に限定されないが、通常の操業条件を考慮して、この上限値を100時間とすればよい。
 1270℃~1300℃の温度範囲に加熱する理由は、1270℃未満では、溶体化処理温度として不十分であり、鋳造工程後の冷却中に析出した、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立したTiNを、溶解して固溶させることが出来ないからである。1300℃超では、加熱のために高価な設備が必要となり、加熱コストも上昇する。
 上記加熱後に、1200℃~1250℃の温度範囲で、保持を行う理由は、上記加熱により溶解したTiNを、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面に優先的に複合析出させるためである。REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物の表面を優先核生成サイトとしてTiNを析出させ、充分に成長させるためには、60秒以上の保持が必要である。また、工業的には材質の均質化のために、72時間程度間程度の長時間加熱することもある。この場合でも。複合酸硫化物の制御に問題はない。
 なお、一般的な鋼、例えば低炭素鋼では、1270℃~1300℃の温度範囲に加熱した後、1200℃~1250℃の温度範囲で保持しても、TiNが固溶している状態であり、析出しない。しかし、本実施形態に係る鋼では、C含有量が0.9%~1.5%である高炭素鋼であるために、鋼のN溶解度が低いため、上記温度範囲で保持すると、TiNがREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物上へ優先的に析出して成長すると考えられる。
 続いて、熱間加工工程として、上記加熱保持工程後の鋳片に、熱間鍛造や熱間圧延などの塑性加工を施して熱間加工鋼材(軸受鋼)を得る。この熱間加工は、Arm(過共祈鋼において、冷却時に、オーステナイトからセメンタイトが生じ始める温度)以上、1200℃以下の温度範囲で行うことが好ましい。熱間加工をArmの温度未満で行うと、セメンタイト分率が上昇して塑性加工性が低下し、また、1200℃超で行うと、加熱するためのエネルギーを過剰に使用しコスト増を招くからである。なお、加熱保持工程後の鋳片を冷却することなく、この熱間加工工程に供することが、コストの観点から好ましい。また、この熱間加工工程で熱間加工鋼材に形状を付与して最終形状を有する製品(軸受鋼または軸受)としてもよい。
 本実施形態に係る軸受鋼は、質量%で0.9%~1.5%のCを含有する過共析鋼であるので、上記熱間加工鋼材は、通常、板状の初析セメンタイトとパーライトとを主に有する金属組織を呈する。そして、その硬さはビッカース硬さで250Hv~400Hv程度の硬質なものとなる。
 熱間加工工程後の熱間加工鋼材は硬質であるため、熱間加工鋼材に球状化焼鈍などの熱処理を施す軟質化熱処理工程を行うことが好ましい。この軟質化熱処理工程では、熱間加工鋼材を、700℃~750℃の温度範囲で、30時間以上50時間以下保持することが好ましい。保持時間が30時間未満では、軟質化が不十分であり、保持時間が50時間超では、その効果が飽和する。この軟質化熱処理工程により、炭化物の球状化が進行し、熱間加工鋼材を軟質化鋼材とすることができる。
 この軟質化鋼材を、必要に応じて、冷間加工工程、及び、切削工程の少なくともどちらか一方に供することで、最終部品形状に近い形へ、成形すればよい。続いて、焼入れ工程として、上記冷間加工工程、又は、上記切削工程後の最終部品形状に近い形である鋼材を、硬度を高めるために、830℃以上900℃以下の温度範囲から焼き入れることが好ましい。この焼入れ工程により、上記鋼材の硬度をビッカース硬さで800Hv以上にすることができる。また、必要に応じて、最終仕上げ工程として、焼入れ工程後の鋼材を、研削などの高硬度かつ高精度な加工が可能である方法を用いて、精密寸法が要求される軸受摺動部などの最終仕上げを行って、最終部品形状である軸受とすればよい。
 以下、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
 成分組成を調整した溶鋼に、取鍋精錬として、表1~3中に示す順番で、Al脱酸工程、REM脱酸工程、そして、必要に応じて、フラックス工程またはCaを添加する真空脱ガス工程を施した。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。Al脱酸工程では金属Alを、REM脱酸工程ではミッシュメタルを、真空脱ガス工程ではCa-Si合金を、フラックス工程ではCaO:CaF=50:50(質量比)のフラックスを使用した。
 この取鍋精錬後の溶鋼を、鋳造工程として、連続鋳造装置により300mm角の鋳片に鋳造した。表4~9中に、鋳片の成分組成を示す。この成分組成の残部は、鉄および不可避的不純物である。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示し、空欄は無添加であることを示す。また、上記鋳造工程では、表1~3中に示された条件で電磁撹拌による鋳型内旋回を行った。鋳造工程後の鋳片に、加熱保持工程として、表1~3中に示された加熱保持条件の熱処理を行った。
 加熱保持工程後の鋳片を、熱間加工工程として、1190℃の温度で熱間鍛造して、20mmの丸棒形状である熱間加工鋼材(軸受鋼)とした。この熱間加工鋼材に、必要に応じて、軟質化熱処理工程として、720℃の温度で40時間の熱処理を施し、軟質化鋼材(軸受鋼)とした。そして、切削工程として、10mmの丸棒形状になるように研削加工を行った。切削工程後の鋼材に、焼入れ工程として、850℃の温度から焼入れ処理を行って、製品である軸受鋼とした。
 金属組織の観察は、上記軸受鋼の延伸方向と直交する切断面が観察面となるように、選択的定電位電解エッチング法(SPEED法)で処理した後、鋼中の介在物を走査型電子顕微鏡で観察した。そして、EDXを用いる組成分析により介在物の種類を同定した。上記観察は、上記観察面(長手方向に垂直な断面)で見た場合の半径を単位mmでrとしたとき、表面から1/2rの深さまでの領域を平均的に、観察視野が合計1000mm以上となるように複数視野で行い、各介在物の個数を測定した。表10~12中に、介在物の合計個数に対する複合酸硫化物の個数分率、長径が5μm以上である複合酸硫化物の観察面1mmあたりの存在個数、複合酸硫化物と独立に存在する長径が5μm以上であるTiNの観察面1mmあたりの存在個数、長径が10μm以上であるMnSの個数と記複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上であるTiNとの観察面1mmあたりの合計個数、及び複合酸硫化物のAl換算でのAl含有量を示した。
 また、疲労特性は、上記軸受鋼を超音波疲労試験により荷重条件1000MPaで測定し、ワイブル統計を用いてL10疲労特性として評価した。疲労特性は、L10疲労特性が、10×10回以上である場合を合格とした。また、機械的特性の評価として、上記軸受鋼を180℃で焼戻した後に、ビッカース硬さHvを測定した。機械的特性は、180℃焼戻し硬さが、600Hv以上である場合を合格とした。
 測定結果及び評価結果を表10~12中に示す。表中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。表中、No.1~No.61が発明例であり、No.62~No.98が比較例である。表10~12に示す通り、発明例では、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物にTiNが複合析出したもの(表中、REM-Ca-Al-O-S-(TiN)と示す)が多く、Al、及びAl-Ca-O複合酸化物はほとんど観察されなかった。
 また、発明例のNo.1~No.61は、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物、TiN、MnSなどの個数や分率に関する数値が、いずれも目標を達成している。その結果、いずれもL10疲労特性が、10×10回以上となり合格であった。また、同様に、いずれも180℃焼戻しビッカース硬さHvが、600Hv以上となり合格であった。
 これに対し、比較例のNo.62~No.98は、化学組成、金属組織、または、製造方法が、目標を達成していない。その結果、L10疲労特性及び/または180℃焼戻しビッカース硬さが不十分となっている。
 比較例No.62~65は、Ca添加量が本発明範囲を下回り、その結果、酸硫化物の生成率が低く、さらに延伸した硫化物個数が多く、L10疲労特性が不十分となった。
 比較例No.66は、加熱温度と保持時間が本発明範囲を下回り、その結果、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が多く、L10疲労特性が不十分となった。
 比較例No.67、68、73~75、78~98は、添加成分が本願規定の範囲を外れ、その結果、L10疲労特性が不足または焼割れ、加工による割れを生じ、軸受としての性能が満たせない。
 比較例No.69は、REM添加量が本発明範囲を上回り、その結果、耐火物への付着が多く、製造不能と判定された。
 比較例No.70、72は、取鍋精錬時の処理順序が本発明とは異なるため、その結果、酸硫化物または酸化物の形態が変化し、介在物が大きくなり、L10疲労特性が不十分であった。
 比較例No.71は、REM脱酸時間が本発明範囲を下回り、その結果、酸硫化物の生成率が低く、さらに延伸した硫化物個数が多くなり、L10疲労特性が不十分となった。
 比較例No.76は、保持温度が本発明範囲を下回り、その結果、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が多く、L10疲労特性が不十分となった。
 比較例No.77は、保持温度が本発明範囲を上回り(そのため、その後の冷却時に1200℃~1250℃の温度範囲での保持時間が60秒以下であったため)、その結果、REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物と独立に存在するTiNの個数が多く、L10疲労特性が不十分となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
 本発明の上記態様によると、鋼の金属組織にREM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物を形成させることで、有害介在物である、Al、Al-Ca-O複合酸化物、MnS及びTiNの生成とその析出形態とを制御することができる。その結果、疲労特性に優れた軸受鋼とその製造方法とを提供することが可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
 A  REM-Ca-Al-O-S複合酸硫化物
 B  TiN 
 C  初析セメンタイト
 D  MnS

Claims (12)

  1.  化学成分が、質量%で、
      C:0.9%~1.5%、
      Si:0.1%~0.8%、
      Mn:0.1%~1.5%、
      Cr:0.5%~2.0%、
      Al:0.01%~0.05%、
      Ca:0.00001%~0.0050%、
      Rare Earth Metal:0.0001%~0.050%、
      O:0.0001%~0.0030%、
     を含有し、
      Ti:0.005%未満、
      N:0.015%以下、
      P:0.03%以下、
      S:0.05%以下、
     に制限し、
     残部が鉄および不可避的不純物からなり、
     金属組織が、
     介在物として、Rare Earth Metal、Ca、O、S及びAlを含む複合酸硫化物と、TiNと、MnSと、Alと、Al及びCaを含む複合酸化物と、を含有し、
     前記介在物の合計個数に対して、前記複合酸硫化物の個数が、50%以上100%未満であり、かつ、長径が5μm以上である前記複合酸硫化物の個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上2個以下であり、
     前記複合酸硫化物と独立に存在する長径が5μm以上である前記TiNの個数が、観察面1mmあたり、0.001個以上1.0個未満である
    ことを特徴とする軸受鋼。
  2.  前記化学成分の前記S含有量が、
      S:0.01%超~0.05%、
     であるとき、前記Ca含有量を、
      Ca:0.00050%~0.0050%、
     とする
    ことを特徴とする請求項1に記載の軸受鋼。
  3.  前記化学成分が、さらに、質量%で、
      V:0.05%~0.70%、
      Mo:0.05%~1.00%、
      W:0.05%~1.00%、
      Ni:0.10%~3.50%、
      Cu:0.10%~0.50%、
      Nb:0.005%~0.050%未満、
      B:0.0005%~0.0050%、
     のうち少なくとも1つを含有する
    ことを特徴とする請求項1又は2に記載の軸受鋼。
  4.  前記複合酸硫化物のAl含有量が、Al換算で、20質量%以下である
    ことを特徴とする請求項1又は2に記載の軸受鋼。
  5.  長径が10μm以上である前記MnSの個数と、前記複合酸硫化物と独立して存在する長径が5μm以上である前記TiNとの個数とが、観察面1mmあたり、合計で5個以下である
    ことを特徴とする請求項1又は2に記載の軸受鋼。
  6.  前記Cu及び前記Niの質量%で示した含有量が、Cu≦Niを満足する
    ことを特徴とする請求項3に記載の軸受鋼。
  7.  Alを用いて溶鋼を脱酸するAl脱酸工程と;
     前記Al脱酸工程後の前記溶鋼を、Rare Earth Metalを用いて5分以上10分以下の脱酸を行うREM脱酸工程と;
     前記REM脱酸工程後の前記溶鋼を、鋳造して、化学成分が、質量%で、
      C:0.9%~1.5%、
      Si:0.1%~0.8%、
      Mn:0.1%~1.5%、
      Cr:0.5%~2.0%、
      Al:0.01%~0.05%、
      Ca:0.00001%~0.0050%、
      Rare Earth Metal:0.0001%~0.050%、
      O:0.0001%~0.0030%、
     を含有し、
      Ti:0.005%未満、
      N:0.015%以下、
      P:0.03%以下、
      S:0.05%以下、
     に制限し、
     残部が鉄および不可避的不純物からなる鋳片を得る鋳造工程と;
     前記鋳片を、1270℃~1300℃の温度範囲に加熱して、前記加熱後に、1200℃~1250℃の温度範囲で60秒以上の保持を行う加熱保持工程と;
     前記加熱保持工程後の前記鋳片を、熱間塑性加工して熱間加工鋼材を得る熱間加工工程と;を有する
    ことを特徴とする軸受鋼の製造方法。
  8.  前記溶鋼の化学成分が、質量%で、
      S:0.01%超~0.05%、
     を含有するとき、
     前記REM脱酸工程後で前記鋳造工程前の前記溶鋼に、Caを添加して真空脱ガス処理を行う真空脱ガス工程をさらに有する
    ことを特徴とする請求項7に記載の軸受鋼の製造方法。
  9.  前記鋳片の前記化学成分が、さらに、質量%で、
      V:0.05%~0.70%、
      Mo:0.05%~1.00%、
      W:0.05%~1.00%、
      Ni:0.10%~3.50%、
      Cu:0.10%~0.50%、
      Nb:0.005%~0.050%未満、
      B:0.0005%~0.0050%、
     のうち少なくとも1つを含有する
    ことを特徴とする請求項7又は8に記載の軸受鋼の製造方法。
  10.  前記鋳造工程で、前記溶鋼を鋳型内で水平方向に0.1m/分以上0.5m/分以下で旋回させて鋳造する
    ことを特徴とする請求項7又は8に記載の軸受鋼の製造方法。
  11.  前記熱間加工工程後の前記熱間加工鋼材を、700℃~750℃の温度範囲に加熱して、30時間以上50時間以下保持することで軟質化鋼材を得る軟質化熱処理工程をさらに有する
    ことを特徴とする請求項7又は8に記載の軸受鋼の製造方法。
  12.  前記REM脱酸工程後で前記真空脱ガス工程前の前記溶鋼に、さらに、CaO-CaFを添加して脱硫を行うフラックス工程を有する
    ことを特徴とする請求項7又は8に記載の軸受鋼の製造方法。
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