WO2019142947A1 - 浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼 - Google Patents

浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼 Download PDF

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WO2019142947A1
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steel
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達也 小山
慶 宮西
根石　豊
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日本製鉄株式会社
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present disclosure relates to a carburized bearing steel part and a steel bar for the carburized bearing steel part.
  • Patent Document 1 discloses a technique for suppressing the bulged portion of the indentation periphery by increasing the amount of retained austenite on the rolling surface. Further, Patent Document 1 states that the amount of retained austenite is in the range of 20% to 45%.
  • Patent Document 2 discloses that the shot peening process on bearing steel parts is softened, that is, the compressive residual stress is reduced to suppress the occurrence of micro cracks generated at the time of shot peening. And, in Patent Document 2, it is disclosed that the indentation life is improved by suppressing the occurrence of a minute crack.
  • Patent Documents 3 to 5 disclose techniques relating to bearing steel parts. Specifically, it is as follows.
  • the precipitation amount of AlN is limited to 0.01% or less, the equivalent circle diameter is more than 20 ⁇ m, the aspect ratio is more than 3 and the sulfide density d (pieces / mm 2 ) and the content of S [
  • S] (% by mass) satisfies d ⁇ 1700 [S] +20.
  • production of the coarse grain of skin-hardening steel is prevented by controlling content of AlN, a sulfide, and S, and it is excellent in the cold workability, machinability, and the fatigue characteristic after carburizing hardening. Is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a bearing steel in which all the oxide inclusions contained in the steel have a particle diameter of 15 ⁇ m or less and particles of 10 ⁇ m or more are less than 2% of the whole. Patent Document 5 discloses that high strength, long life and high heat resistance are realized by controlling the particle size of oxide inclusions.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open Publication No. 64-55423
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open Publication No. 2006-329319
  • Patent Document 3 International Publication WO 2010-116555 Publication
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open Publication No. 2010-196114
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-140696
  • an object of the present disclosure is to provide a carburized bearing steel part having excellent indentation life while maintaining the surface hardness equal to that of a general bearing steel part, and a carburized bearing steel part suitable for obtaining the carburized bearing steel part It is providing a bar stock.
  • the above-mentioned subject includes the following means. ⁇ 1> Internal chemical composition from the surface of carburized bearing steel parts to a depth of 2.00 mm, In mass%, C: 0.15 to 0.25%, Si: 0.70 to 1.50%, Mn: 0.40 to 1.50%, Cr: 0.15 to 1.50%, Mo: 0.001 to 0.150%, S: 0.001 to 0.030%, N: 0.004 to 0.020%, Ca: 0.0002 to 0.0100% Al: 0.001 to 0.010%, O: 0 to 0.005%, P: 0 to 0.030%, Ni: 0 to 3.00%, Cu: 0 to 1.00%, Co: 0 to 3.00%, W: 0 to 1.00%, V: 0 to 0.30%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.300%, B: 0 to 0.0050% Pb: 0 to 0.50%, Bi: 0 to 0.50%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0
  • ⁇ 2> Internal chemical composition from the surface of carburized bearing steel parts to a depth of 2.00 mm, In mass%, Ni: 0.01 to 3.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, Co: 0.01 to 3.00%, W: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 0.30%, Ti: 0.001 to 0.300%, Nb: 0.001 to 0.300%, and B: 0.0001 to 0.0050%
  • the carburized bearing steel component as described in ⁇ 1> which contains 1 type, or 2 or more types of.
  • ⁇ 3> Internal chemical composition from the surface of carburized bearing steel parts to a depth of 2.00 mm, In mass%, Pb: 0.01 to 0.50%, Bi: 0.01 to 0.50%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Zr: 0.0001 to 0.0050%, Te: 0.0001 to 0.1000%, Rare earth elements: 0.0001 to 0.0050%
  • ⁇ 4> The carburized bearing steel component according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 3>, wherein the C content of the carburized layer on the rolling contact surface is 0.60 to 1.10% by mass%.
  • a carburized bearing steel part excellent in indentation life while maintaining the surface hardness equal to that of a general bearing steel part, and a bar steel for a carburized bearing steel part suitable for obtaining the carburized bearing steel part Can provide
  • FIG. 1 is a schematic surface view showing a cylindrical rolling fatigue test piece whose outer dimension is ⁇ 12 mm ⁇ 22 mm.
  • a numerical range represented using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as the lower limit value and the upper limit value. Further, a numerical range in which “super” or “less than” is added to the numerical values described before and after “to” means a range that does not include these numerical values as the lower limit value or the upper limit value. Moreover, “%” means "mass%” about content of the element of a chemical composition.
  • the carburized bearing steel part according to the present embodiment (hereinafter, also simply referred to as “bearing steel part”) has a predetermined chemical component, and in any part cross section, the equivalent circle diameter is 5 ⁇ m or more, CaO, Al 2 O includes 3 and SiO 2, and CaO, with Al 2 O 3 and the content of Al 2 O 3 to the total mass of SiO 2 is 50 percent by mass or more oxides (hereinafter, "equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more and The number density of Al 2 O 3 content is also referred to as “50% by mass or more oxide”) is 3.0 pieces / cm 2 or less, and the Vickers hardness of 50 ⁇ m depth from the rolling surface is 750 or more And the compressive residual stress of the rolling surface is 900 MPa or more.
  • the bearing steel component according to the present embodiment With the above-described configuration, becomes a bearing steel component having an excellent indentation life while maintaining the surface hardness equal to that of a general bearing steel component.
  • the bearing steel component according to the present embodiment was found by the following findings.
  • the present inventors carried out the following evaluation in order to realize a bearing steel part having an excellent indentation life while maintaining the surface hardness equal to or higher than that of a general bearing steel part. Specifically, with respect to bearing steels whose chemical compositions have been systematically changed, evaluation of indentation life was carried out when various processing processes were combined to make bearing steel parts. As a result, the following findings (1) to (2) were obtained.
  • the depression life reduction is caused by a crack generated from the raised surface of the indentation periphery.
  • (2) Select a steel material that has a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and a small number of oxides with a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more, and further compression residual stress by shot peening on the rolling surface of parts. By applying the crack, the crack is suppressed, and the indentation life can be improved.
  • the improvement of the indentation life is a mechanism that does not use retained austenite, that is, a mechanism that utilizes the effect of compressive residual stress and the effect of suppressing microcracks, and a large amount of retained austenite is not required. It also has the advantage of not letting it happen.
  • the bearing steel component according to the present embodiment is a bearing steel component having an excellent indentation life while maintaining the surface hardness equivalent to that of a general bearing steel component. And since the bearing steel parts which concern on this embodiment have the outstanding indentation life, they can be used also in a foreign material mixing environment.
  • the C content affects the hardness of the non-carburized area of the bearing steel parts.
  • the lower limit value of the C content is made 0.15%.
  • the upper limit value of the C content is made 0.25%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.17%, more preferably 0.18%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.24%, more preferably 0.23%.
  • Si 0.70 to 1.50%
  • Si is an element effective for deoxidation of steel and affecting the composition of oxides, and also an element effective for imparting strength in a high temperature environment necessary for bearing steel parts. If the Si content is less than 0.70%, the effect is insufficient. In addition, when the Si content exceeds 1.50%, an oxide containing Si appears and causes a crack during shot peening. For the above reasons, the Si content needs to be in the range of 0.70 to 1.50%.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.75%, and more preferably 0.80%. Further, the lower limit of the Si content may be more than 0.90% or 1.0%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 1.40%, more preferably 1.20%.
  • Mn 0.40 to 1.50%
  • Mn is an element effective to impart the necessary strength and hardenability to the steel. If the Mn content is less than 0.40%, this effect is insufficient. If the Mn content exceeds 1.50%, retained austenite becomes large after carburizing and quenching, and the hardness decreases. For the above reasons, the Mn content needs to be in the range of 0.40 to 1.50%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.45%, and more preferably 0.5%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.40%, more preferably 1.30%.
  • Cr 0.15 to 1.50% Cr is an element effective to impart the necessary strength and hardenability to the steel. If the Cr content is less than 0.15%, the effect is insufficient. When the Cr content exceeds 1.50%, the effect is saturated. For the above reasons, the Cr content needs to be in the range of 0.15 to 1.50%.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.18%, more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.45%, more preferably 1.40%.
  • Mo 0.001 to 0.150%
  • Mo is an effective element for improving the fatigue strength of the steel because Mo suppresses segregation of P at grain boundaries in addition to imparting necessary hardenability. If the Mo content is less than 0.001%, this effect is insufficient. When the Mo content exceeds 0.150%, the effect is saturated. For the above reasons, the Mo content needs to be in the range of 0.001 to 0.150%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.010%, more preferably 0.020%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 0.140%, and more preferably 0.130%.
  • S forms MnS in the steel, thereby improving the machinability of the steel.
  • S content equivalent to that of a general steel for machine structural use. From the above reasons, the content of S needs to be in the range of 0.001 to 0.030%.
  • the preferable lower limit of the S content is 0.002%, more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.025%, more preferably 0.020%.
  • N 0.004 to 0.020%
  • N is an element which is unavoidably mixed, but it has a grain refining effect by forming a compound with Al, Ti, V, Cr or the like. Therefore, it is necessary to add N 0.004% or more. However, when the N content exceeds 0.020%, the compound becomes coarse, and the crystal grain refining effect can not be obtained. Due to the above reasons, the N content needs to be in the range of 0.004 to 0.020%.
  • the preferred lower limit of the N content is 0.0045%, and more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.015%, more preferably 0.012%.
  • Ca 0.0002 to 0.0100%
  • Ca is an element effective for deoxidation of steel and reducing the content of Al 2 O 3 in the oxide. If the Ca content is less than 0.0002%, this effect is insufficient. When the Ca content exceeds 0.0100%, a large amount of coarse oxides containing Ca appear, which causes a reduction in rolling fatigue life. For the above reasons, the Ca content needs to be in the range of 0.0002 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Ca content is 0.0003%, and more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%.
  • Al 0.001 to 0.010%
  • Al crystallizes in the steel as Al 2 O 3 and affects the cracks generated at the time of shot peening and the generation of cracks at indentations and bulges. Therefore, the Al content needs to be limited to 0.010% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.009%, more preferably 0.007%.
  • the lower limit of the Al content is 0.001% because it is always mixed as an impurity such as an auxiliary material used at the time of production.
  • O 0 to 0.005%
  • O is an element that affects the formation of a crack during shot peening and a crack at a raised portion because it forms an oxide in steel.
  • the O content needs to be limited to 0.005% or less.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.002%.
  • P 0 to 0.030% P segregates at austenite grain boundaries during heating before carburizing and quenching, thereby reducing the fatigue strength. Therefore, it is necessary to limit the P content to 0.030% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.023%.
  • the lower the P content the better, so the lower limit of the P content is 0%. That is, P may not be contained. However, if P is removed more than necessary, the manufacturing cost will increase. Therefore, the substantial lower limit of the P content should be 0.004%.
  • the bearing steel part according to the present embodiment is further substituted from Fe, and Ni, Cu, Co, W, V, Ti, Nb, and B are used instead. It may contain one or more selected from the group consisting of That is, the lower limit of the content of these elements is 0%. And when making these elements contain, let the upper limit of content of an element be an upper limit of the range mentioned later.
  • the content of each element is preferably more than 0% and not more than the upper limit of the range described later, and more preferably the range described later.
  • Ni 0.01 to 3.00%
  • Ni is an element effective to impart the necessary hardenability to the steel. If the Ni content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Ni content is preferably 0.01% or more. If the Ni content exceeds 3.00%, the amount of retained austenite increases after carburizing and quenching, and the hardness may decrease. From the above reasons, the upper limit of the Ni content is 3.00%. The upper limit of the Ni content is preferably 2.00%, more preferably 1.80%. The lower limit of the preferable Ni content is 0.10%, more preferably 0.30%.
  • Cu 0.01 to 1.00%
  • Cu is an element effective for improving the hardenability of steel. If the Cu content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Cu content is preferably 0.01% or more. When the Cu content exceeds 1.00%, hot ductility may be reduced. Therefore, the upper limit of the Cu content is 1.00%. The upper limit of the Cu content may be 0.50%, 0.30%, or 0.20%. When Cu is contained to obtain the above-mentioned effect, the preferable lower limit of the Cu content is 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • Co 0.01 to 3.00%
  • Co is an element effective for improving the hardenability of steel. If the Co content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Co content is preferably 0.01% or more. When the Co content exceeds 3.00%, the effect may be saturated. Therefore, the upper limit of the Co content is 3.00%.
  • the upper limit of the Co content may be 1.00%, 0.50%, or 0.20%.
  • the preferable lower limit of the Co content is 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • W 0.01 to 1.00% W is an element effective for improving the hardenability of steel. If the W content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the W content is preferably 0.01% or more. When the W content exceeds 1.00%, the effect may be saturated. Therefore, the upper limit of the W content is set to 1.00%. The upper limit of the W content may be 0.50%, 0.30%, or 0.20%. When W is contained to obtain the above-mentioned effect, the preferable lower limit of the W content is 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • V 0.01 to 0.30%
  • V is an element which forms a compound with C and N and brings about a grain refining effect. If the V content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the V content is preferably 0.01% or more. When the V content exceeds 0.30%, the compound becomes coarse, and the grain refining effect may not be obtained. Therefore, the upper limit of the V content is 0.30%. The upper limit of the V content may be 0.20%. When V is contained to obtain the above-mentioned effect, the preferable lower limit of the V content is 0.10%, more preferably 0.15%.
  • Ti 0.001 to 0.300%
  • Ti is an element that forms Ti-based precipitates such as fine TiC, (Ti, Nb) C and TiCS in steel and brings about a grain refining effect. If the Ti content is less than 0.001%, this effect may be insufficient. Therefore, the Ti content is preferably 0.001% or more. When the Ti content exceeds 0.300%, the effect may be saturated. From the above reasons, the content of Ti is set to 0.300% or less. The upper limit of the Ti content is preferably 0.250%, more preferably 0.200%.
  • Nb 0.001 to 0.300%
  • Nb is an element that produces (Ti, Nb) C in steel and brings about a grain refining effect. If the Nb content is less than 0.001%, this effect may be insufficient. Therefore, the Nb content is preferably 0.001% or more. When the Nb content exceeds 0.300%, the effect may be saturated. From the above reasons, the content of Nb is made 0.300% or less. The upper limit of the Nb content is preferably 0.250%, more preferably 0.200%.
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • B has the function of suppressing grain boundary segregation of P.
  • B also has the effect of improving grain boundary strength and intragranular strength, and the effect of improving hardenability, and these effects improve the fatigue strength of the steel. If the B content is less than 0.0001%, this effect may be insufficient. Therefore, the B content is preferably 0.0001% or more. When the B content exceeds 0.0050%, the effect may be saturated. For the above reasons, the B content is made 0.0050% or less.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0045%, more preferably 0.0040%.
  • the chemical composition of the bearing steel component according to the present embodiment is, further, at least one selected from the group consisting of Pb, Bi, Mg, Zr, Te and rare earth elements (REM) instead of part of Fe. May be contained. That is, the lower limit of the content of these elements is 0%. And when making these elements contain, let the upper limit of content of an element be an upper limit of the range mentioned later.
  • the content of each element is preferably more than 0% and not more than the upper limit of the range described later, and more preferably the range described later.
  • Pb 0.01 to 0.50%
  • Pb is an element that improves machinability by melting and embrittlement during cutting. If the Pb content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Pb content is preferably 0.01% or more. On the other hand, when added in excess, the productivity may be reduced. Therefore, the upper limit of the Pb content is 0.50%. The upper limit of the Pb content may be 0.30%, 0.20%, or 0.10%. When Pb is contained to obtain the above-mentioned effect, the preferable lower limit of the Pb content is 0.02%, more preferably 0.05%.
  • Bi 0.01 to 0.50% Bi is an element that improves machinability by finely dispersing sulfides. If the Bi content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Bi content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if it is added excessively, the hot workability of the steel may be deteriorated and the hot rolling may become difficult. Therefore, the upper limit of the Bi content is 0.50%. The upper limit of the Bi content may be 0.20%, 0.10%, or 0.05%. When Bi is contained to obtain the above-mentioned effect, the preferable lower limit is 0.02%, more preferably 0.05%.
  • Mg 0.0001 to 0.0100%
  • Mg is a deoxidizing element and forms an oxide in the steel. Furthermore, Mg-based oxides formed by Mg tend to be nuclei of crystallization and / or precipitation of MnS. Further, the sulfide of Mg causes MnS to be spheroidized by becoming a composite sulfide of Mn and Mg. Thus, Mg is an element effective in controlling the dispersion of MnS and improving the machinability. If the Mg content is less than 0.0001%, this effect may be insufficient. Therefore, the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the upper limit of the Mg content is made 0.0100%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0050%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • Zr 0.0001 to 0.0500%
  • Zr is a deoxidizing element and forms an oxide. Furthermore, the Zr-based oxide formed by Zr tends to be a nucleus of crystallization and / or precipitation of MnS. Thus, Zr is an element effective to control the dispersion of MnS and to improve the machinability. If the Zr content is less than 0.0001%, this effect may be insufficient. Therefore, the Zr content is preferably 0.0001% or more. However, if the amount of Zr exceeds 0.0050%, the effect may be saturated. Therefore, when Zr is contained to obtain the above-described effect, the upper limit of the Zr content is set to 0.0050%. The upper limit of the Zr content is preferably 0.0400%, more preferably 0.0100%. The preferable lower limit of the Zr content is 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • Te 0.0001 to 0.1000% Since Te promotes the spheroidization of MnS, it improves the machinability of the steel. If the Te content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the Te content is preferably 0.01% or more. When the Te content exceeds 0.1000%, the effect may be saturated. Therefore, when Te is contained to obtain the above-described effect, the upper limit of the Te content is 0.1000%.
  • the preferred upper limit of the Te content is 0.0800%, more preferably 0.0600%.
  • the upper limit of the Te content may be 0.0100%, 0.0070%, or 0.0050%.
  • the preferred lower limit of the Te content is 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • Rare earth elements 0.0001 to 0.0050%
  • the rare earth elements form sulfides in the steel, and the sulfides become precipitation nuclei of MnS to promote the formation of MnS, thereby improving the machinability of the steel. If the total content of rare earth elements is less than 0.0001%, this effect may be insufficient. Therefore, the total content of the rare earth elements is preferably 0.0001% or more. However, if the total content of the rare earth elements exceeds 0.0050%, the sulfides become coarse, which may lower the fatigue strength of the steel. Therefore, in the case of containing the rare earth element to obtain the above-mentioned effect, the upper limit of the total content of the rare earth elements is set to 0.0050%. The upper limit of the total content of the rare earth elements is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%. The preferable lower limit of the total content of the rare earth elements is 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • the rare earth element is obtained by adding yttrium (Y) and scandium (Sc) to 15 elements from lanthanum (La) having atomic number 57 in the periodic table to lutetium (Lu) having atomic number 71. It is a generic term for elements.
  • the content of the rare earth element means the total content of one or more of these elements.
  • the chemical composition of the bearing steel part according to the present embodiment may further contain one or two selected from the group consisting of Sn and In, instead of part of Fe. That is, the lower limit of the content of these elements is 0%. And when making these elements contain, let the upper limit of content of an element be an upper limit of the range mentioned later.
  • the content of each element is preferably more than 0% and not more than the upper limit of the range described later, and more preferably the range described later.
  • Sn 0.01% to 2.0% Sn embrittles the ferrite and extends the tool life, and also has the effect of improving the surface roughness after cutting.
  • the Sn content is preferably 0.01% or more. Moreover, even if it contains Sn exceeding 2.0%, the effect is saturated. Therefore, when it contains Sn, let Sn content be 2.0% or less.
  • In 0.01% to 0.50% In is an element that improves machinability by melting and embrittlement during cutting. If the In content is less than 0.01%, this effect may be insufficient. Therefore, the In content is preferably 0.01% or more. On the other hand, when added in excess, the productivity may be reduced. Therefore, the upper limit of the In content is 0.50%. The upper limit of the In content may be 0.30%, 0.20%, or 0.10%. When In is contained to obtain the above effect, the lower limit of the In content is more preferably 0.02%, further preferably 0.05%.
  • the bearing steel part according to the present embodiment contains the above-described alloy component, and the balance contains Fe and impurities.
  • elements other than the above-mentioned alloy components for example, elements such as Sb, Ta, As, H, Hf, Zn, etc.
  • the mixing amount is the characteristics of the steel Is acceptable as long as it does not affect the
  • the bearing steel part according to the present embodiment is a carburized steel bearing steel part subjected to a carburizing treatment.
  • the C content of the carburized layer on the rolling surface of the steel bearing steel part is preferably 0.60 to 1.10%, and 0.65 to 1.05%. More preferable.
  • the C content of the carburized layer is an average C content at a position from the surface to a depth of 50 ⁇ m on the rolling surface of the steel bearing steel part.
  • the number density of oxides having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more will be described.
  • the inventors used a steel material having different types and amounts of oxide, and the relationship between oxide and indentation life investigated.
  • the influence of the type and amount of oxide species constituting the oxide was examined.
  • the proportion of Al 2 O 3 , CaO, and SiO 2 affects the indentation life, and the Al relative to the total mass of the three oxides. It was found that the content of 2 O 3 was strongly correlated with the indentation life. That is, in the oxide, Al 2 O 3, CaO, and also contain oxides other than SiO 2, Al 2 O 3, CaO, and the content of Al 2 O 3 to the total mass of SiO 2 is It was found that there was a strong correlation to the indentation life.
  • the shape and number of oxides that affect the indentation life were examined. As a result, it was found that the number density of oxides having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more correlates with the indentation life. Therefore, with regard to the content of Al 2 O 3 and the number density of oxides with a circle-equivalent diameter of 5 ⁇ m or more, which greatly affect the indentation life, the plots of the ordinate and the abscissa represent the circle-equivalent diameters. Good indentation life can be obtained in a region where the number density of oxides with a content of Al 2 O 3 of 5 ⁇ m or more and a content of Al 2 O 3 of 50 mass% or more is 3.0 pieces / cm 2 or less. It was found that the trace life decreased.
  • the preferable upper limit of the number density of oxides having a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more is 2.0 particles / cm 2 , and more preferably 1.5 particles / cm 2 .
  • the lower limit is 0 / cm 2 since no oxide is preferably present.
  • the number density of oxides is a value measured by the method described in [Example] except for the selection of the observation field of view.
  • the observation field of view should be 4 cm 2 in total of the area of the observation part of the cut surface.
  • Vickers hardness 50 ⁇ m deep from the rolling surface will be described.
  • the hardness of the level of bearing steel parts generally used for automobiles that is, a hardness of about 750 in Vickers hardness is required.
  • the hardness of the surface that is, the Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m from the rolling surface needs to be 750 or more.
  • the Vickers hardness becomes brittle if it becomes too high, it is necessary to make the upper limit 1050.
  • Vickers hardness is 1000, more preferably 950.
  • Vickers hardness is the value measured by the method described in [Example] except a cutting position.
  • the cutting position varies depending on the part shape, but may be a cross section cut perpendicularly to the surface of the transfer portion.
  • the compressive residual stress on the rolling surface has the effect of suppressing the occurrence of a crack from the raised portion of the indentation edge and improving the indentation life.
  • the compressive residual stress of the rolling surface needs to be 900 MPa or more.
  • the compressive residual stress on the rolling contact surface is preferably as high as possible.
  • the upper limit of the compressive residual stress of the rolling surface is 2000 MPa.
  • compressive residual stress is the value measured by the method described in [Example].
  • the metallographic structure of bearing steel parts will be described.
  • the bearing steel component according to the present embodiment can be obtained, for example, by performing carburizing, quenching and tempering. Therefore, the metallographic structure of the bearing steel part is constituted of, for example, a surface portion (that is, a carburized layer) having a carburized surface and a gradient of C concentration, and a core portion having the same C concentration as the base material before carburizing.
  • the metallographic structure of the surface layer (that is, the carburized layer) is exemplified by a metallographic structure consisting of tempered martensite, retained austenite, and the balance (such as bainite, ferrite, cementite, etc.).
  • the metal structure of a core part can illustrate the metal structure which consists of a tempered martensite and the remainder (a bainite, a ferrite, a pearlite, etc.).
  • the metallographic structure of the core portion is a metallographic structure inside from a depth of 2.00 mm from the surface of the bar steel for bearing steel parts.
  • the carburized bearing steel part steel bar according to the present embodiment suitable for obtaining the bearing steel parts according to the present embodiment (hereinafter, also referred to as “bearing steel parts steel bar”) is as follows.
  • the steel bar for bearing steel parts according to the present embodiment has the same chemical composition as the bearing steel parts according to the present embodiment, and has an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more in any cross section of the steel bar, CaO, Al 2 O 3 and SiO
  • the number density of oxides having a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more based on the total mass of CaO, Al 2 O 3 and SiO 2 is 3.0 pieces / cm 2 or less.
  • the method of measuring the number density of oxides is the same as the method of measuring the number density of oxides in the bearing steel part according to the present embodiment.
  • the metallographic structure of the steel bar for bearing steel parts mainly includes ferrite (for example, at an area ratio of 60% or more), and can be exemplified by the metallographic structure consisting of pearlite, bainite, and the remaining portion.
  • the metallographic structure of the steel bar for bearing steel parts is a metallographic structure inside the surface at a depth of 2.00 mm from the surface of the steel bar for bearing steel parts.
  • the bearing steel part having the above metal structure may be manufactured, for example, as follows. First, primary refining is performed in the converter using iron ore or scrap-based raw materials. Si is added to the molten steel extracted from the converter, and then Al is added to carry out deoxidation treatment. After the deoxidation treatment, the ladle refining method and secondary refining by the refining method using a vacuum processing apparatus are adjusted to a molten steel component having the above-described chemical composition. It is preferable to continuously cast the component-adjusted molten steel into a steel ingot.
  • the number density of the above-mentioned oxides can be controlled.
  • the SiO 2 component is not mixed in the oxide as inclusions. This is because Si or SiO 2 has a reducing action.
  • the molten steel temperature in the tundish is superheated at 5 to 200 ° C., and electromagnetic stirring is performed in the mold.
  • the steel ingot is subjected to slabbing, and is worked into a predetermined cross-sectional shape by hot rolling, and then cooled to obtain a steel bar for bearing steel parts.
  • the cooling rate after the hot rolling may be controlled in the range of 0.1 to 5 ° C./sec at an average cooling rate between 800 ° C. and 300 ° C. of the surface temperature of the steel material.
  • carburizing, quenching and tempering are performed by forming the obtained rod for bearing steel parts into a part shape in which the amount to be removed by polishing is added by hot forging, cold forging, machining, and the like. During this time, heat treatment such as normalizing or spheroidizing annealing may be performed to enhance the efficiency of forging or machining.
  • the carburizing and quenching may be performed by carbonitriding regardless of the carburizing method such as gas carburization or vacuum carburization.
  • Tempering may be performed under reduced pressure or non-oxidizing atmosphere. Machining may be performed after carburizing, quenching and tempering. And the shot peening process is implemented to the processed goods after a process. Thereafter, polishing is performed to ensure dimensional accuracy. If predetermined dimensional accuracy can be ensured after the shot peening process, the polishing step may be omitted. By manufacturing bearing steel parts in this manner, the above-described metallographic structure can be obtained.
  • the conditions in the example are an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present disclosure, and the present disclosure describes the example of the conditions. It is not limited. The present disclosure does not deviate from the scope of the present disclosure, and various conditions can be adopted as long as the purpose of the present disclosure is achieved.
  • Shot grain Steel round cut wire ⁇ 1.0, HV 800 ⁇ Projection pressure: 0.5MPa Coverage: 400%
  • Shot grain Steel round cut wire ⁇ 1.0, HV600 ⁇ Projection pressure: 0.2MPa Coverage: 200%
  • the occurrence of peeling is detected with a vibrometer and peeling is performed with 107 times as the upper limit.
  • the lifetime was measured.
  • the Vickers hardness 50 ⁇ m deep from the rolling surface was measured as follows. Using a micro Vickers hardness tester according to JIS Z 2244: 2009, for a section obtained by cutting perpendicularly to the longitudinal direction at about 7 mm from the end face, which is the position corresponding to the test execution of the cylindrical rolling fatigue test specimen Measured. Specifically, under the conditions of a load of 200 g and a holding time of 10 seconds, the hardness of 50 ⁇ m depth from the rolling surface is measured at five points separated by 150 ⁇ m in the center distance of the depression, and arithmetically averaged Vickers hardness was determined.
  • the compressive residual stress of the rolling surface was measured as follows. It masked so that the range of 2 mm x 2 mm could be measured centering on about 7 mm position from the end surface of a cylindrical rolling fatigue test piece. Then, for the 2 mm ⁇ 2 mm range, the rolling surface is compressed using a 2 ⁇ ⁇ sin 2 ⁇ method and an Iso-Inclination method as a collimator ⁇ 1 mm using Automate (using Cr tube) manufactured by Rigaku Denki The residual stress was measured.
  • the number density of oxides having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more was measured as follows. It cut
  • the mass ratio of three elements other than oxygen, Ca, Al, and Si is calculated, and oxides formed by each of the three elements (that is, CaO, Al 2 O 3, and SiO 2
  • the content ratio of Al 2 O 3 is 50% by mass or more by calculating the Al 2 O 3 content with respect to the total mass of CaO, Al 2 O 3 and SiO 2 by converting it to the mass ratio of
  • the number density was calculated by dividing the number of objects by the observation area of 4 cm 2 (total observation area of 1 cm ⁇ 1 cm of observation ⁇ 4 fields of view). In the same manner, “number density of oxides having an equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and a content of Al 2 O 3 of 50 mass% or more” of the obtained bar before forging was measured.
  • the measuring method of C content of the carburized layer of a rolling surface is demonstrated.
  • a cross section obtained by cutting perpendicularly to the longitudinal direction at a position of about 7 mm from the end face, which is a position corresponding to the test execution of the cylindrical rolling fatigue test piece using EPMA, JXA-8200 manufactured by JEOL Ltd.
  • the concentration distribution of C in the depth direction is measured at a pitch of 5 ⁇ m, and the arithmetic mean of the concentration of 50 ⁇ m from the surface on the rolling surface (that is, the position of 5 ⁇ m from the surface is the measurement start point, and the pitch of 50 ⁇ m from the surface is 5 ⁇ m)
  • the arithmetic mean of the concentration measured in (1) was taken as the C content of the carburized layer.
  • the size of the measurement point (electron beam diameter of EPMA) was ⁇ 5 ⁇ m.
  • Table 2 shows the number density of oxides having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and a content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more (denoted as “number density of oxides in the table”) in steel types of each sample.
  • the Vickers hardness represented as “surface hardness” in the table
  • the compressive residual stress on the rolling surface the indentation life, and the rolling fatigue life are shown.
  • the C content of the carburized layer is also shown.
  • the notation “10 ⁇ X" means “10 X ".
  • “10 ⁇ 6" means “10 6 ".
  • the underlined values in Tables 1 and 2 indicate values outside the scope of the present disclosure.
  • the blank places in the column of chemical composition in Table 1 indicate that the element corresponding to the blank places is not intentionally added.
  • No. of the disclosure example Nos. 1 to 24 have a good indentation life and rolling fatigue life while maintaining the Vickers hardness 50 ⁇ m deep from the rolling surface equal to the general bearing steel part level (Vickers hardness 750 or more).
  • Reference numeral 25 denotes SUJ 2 which is generally used, the content of chemical components, the number density of oxides having a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or more and the content of Al 2 O 3 of 50% by mass or more, and compression of rolling surface Since the residual stress is outside the specified range of the present disclosure and no carburizing treatment is performed, both the indentation life and the rolling fatigue life are reduced. No. of the comparative example.
  • bearing steel parts with excellent indentation life can be maintained while maintaining the surface hardness equivalent to that of general bearing steel parts if appropriate shot peening treatment is performed. Since it is obtained, it turns out that it is a steel bar suitable for obtaining the bearing steel part concerned.

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Abstract

所定の化学組成を有し、任意の部品断面において、円相当径が５μｍ以上での、かつＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下であり、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さが７５０以上であり、転動面の圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上である、浸炭軸受鋼部品、および、当該浸炭軸受鋼部品を得るのに適した浸炭軸受鋼部品用棒鋼。

Description

浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼
　本開示は、浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼に関する。
　自動車等に用いられる軸受鋼部品は、燃費向上のために部品の小型化や潤滑油の低粘度化により近年使用環境の過酷さが増している。特に、摩耗粉等の異物噛み込みにより形成する圧痕周縁の盛り上がり部を起点とした剥離が発生し、軸受としての機能が損なわれることがある。このような現象を防止するため、圧痕が存在するときの転動疲労寿命（以下、耐圧痕寿命とする）を向上させた軸受鋼部品が望まれている。
　従来、耐圧痕寿命を向上するため、転動面の残留オーステナイト量を高くすることで、圧痕周縁の盛り上がり部を抑制する技術が特許文献１に示されている。また特許文献１では残留オーステナイト量を２０％～４５％の範囲にすると述べている。
　特許文献２では、軸受鋼部品へのショットピーニング加工をソフトにする、すなわち圧縮残留応力を低下することでショットピーニング時に発生する微小なクラックの発生を抑制することが開示されている。そして、特許文献２では、微小なクラックの発生を抑制することで、耐圧痕寿命が向上することを開示している。
　その他、特許文献３～５にも、軸受鋼部品に関する技術が開示されている。具体的には、次の通りである。
　特許文献３では、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、円相当径が２０μｍ超、アスペクト比が３超で硫化物の密度ｄ（個／ｍｍ２）と、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）とがｄ≦１７００［Ｓ］＋２０を満足する肌焼鋼が開示されている。そして、特許文献３では、ＡｌＮ、硫化物、Ｓの含有量を制御することにより、肌焼鋼の粗大粒の発生を防止し、冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れることが開示されている。
　また、特許文献４では、フッ素源を実質的に含有しないＣａＯ－ＳｉＯ２系フラックスを使用し、大気下において、Ａｌにより脱酸された溶鋼とフラックスとを攪拌した後、溶鋼にＣａを添加し、その後、溶鋼を減圧下で精錬する軸受鋼の製造方法が開示されている。そして、特許文献４では、ＣａＦ２などのフッ素源を含有しないフラックスを使用して、鋼中介在物を微細化すると同時に介在物個数を低減し、清浄性が高く、転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼を製造できることが開示されている。
　また、特許文献５では、鋼中に含まれる酸化物系介在物が全て粒子径１５μｍ以下であって、１０μｍ以上の粒子が全体の２％未満である軸受鋼が開示されている。そして、特許文献５では、酸化物系介在物の粒径を制御するにより、高強度、長寿命および高い耐熱性を実現することが開示されている。
　特許文献１：日本国特開昭６４－５５４２３号公報
　特許文献２：日本国特開２００６－３２９３１９号公報
　特許文献３：国際公開ＷＯ２０１０－１１６５５５号公報
　特許文献４：日本国特開２０１０－１９６１１４号公報
　特許文献５：日本国特開平５－１４０６９６号公報
　しかし、特許文献１の軸受鋼部品は、残留オーステナイトの増加は表面硬さを低下させるため、耐圧痕寿命以外の転動疲労寿命（すなわち清浄環境における介在物起点の内部疲労破壊、又は焼付きによる破壊に対する強度）が低下する。また、表面硬さを一般に自動車用に用いられる一般軸受鋼部品レベル（ビッカース硬さ７５０以上）以上に維持することはできない。
　また、さらなる耐圧痕寿命の向上には、特許文献２の軸受鋼部品のように圧縮残留応力を低下させるのではなく、十分な圧縮残留応力を付与することが必要である。
　そして、特許文献３～５で開示されている軸受鋼部品に関する技術は、非金属介在物を起点とした内部疲労破壊の抑制（つまり、耐圧痕寿命以外の転動疲労寿命の向上）に関するする技術であり、耐圧痕寿命ついては何ら考慮されていない。そのため、特許文献３～５で開示されている軸受鋼部品に関する技術では、耐圧痕寿命の向上について改善の余地がある。
　そこで、本開示の目的は、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等に維持しながら耐圧痕寿命に優れる浸炭軸受鋼部品、および、当該浸炭軸受鋼部品を得るのに適した浸炭軸受鋼部品用棒鋼を提供することである。
　上記課題は、以下の手段が含まれる。
＜１＞
　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｃ　：０．１５～０．２５％、
Ｓｉ：０．７０～１．５０％、
Ｍｎ：０．４０～１．５０％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０％、
Ｍｏ：０．００１～０．１５０％、
Ｓ：０．００１～０．０３０％、
Ｎ：０．００４～０．０２０％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
Ｏ　：０～０．００５％、
Ｐ　：０～０．０３０％、
Ｎｉ：０～３．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～３．００％、
Ｗ　：０～１．００％、
Ｖ　：０～０．３０％、
Ｔｉ：０～０．３００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｂ：０～０．００５０％
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｂｉ：０～０．５０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｔｅ：０～０．１０００％、
希土類元素：０～０．００５０％、
Ｓｎ：０～２．０％、
Ｉｎ：０～０．５０％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　任意の部品断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつ前記ＣａＯ、前記Ａｌ２Ｏ３および前記ＳｉＯ２の合計の質量に対する前記Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下であり、
　転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さが７５０以上であり、
　転動面の圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上である、
　浸炭軸受鋼部品。
＜２＞
　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｎｉ：０．０１～３．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．０１～３．００％、
Ｗ　：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～０．３０％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、および
Ｂ：０．０００１～０．００５０％
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の浸炭軸受鋼部品。
＜３＞
　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｐｂ：０．０１～０．５０％、
Ｂｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
Ｔｅ：０．０００１～０．１０００％、
希土類元素：０．０００１～０．００５０％
の１種又は２種以上を含有する＜１＞又は＜２＞に記載の浸炭軸受鋼部品。
＜４＞
　転動面における浸炭層のＣ含有量が、質量％で０．６０～１．１０％である＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の浸炭軸受鋼部品。
＜５＞
　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｃ　：０．１５～０．２５％、
Ｓｉ：０．７０～１．５０％、
Ｍｎ：０．４０～１．５０％、
Ｃｒ：０．１５～１．５０％、
Ｍｏ：０．００１～０．１５０％、
Ｓ：０．００１～０．０３０％、
Ｎ：０．００４～０．０２０％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
Ｏ　：０～０．００５％、
Ｐ　：０～０．０３０％、
Ｎｉ：０～３．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～３．００％、
Ｗ　：０～１．００％、
Ｖ　：０～０．３０％、
Ｔｉ：０～０．３００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｂ：０～０．００５０％
Ｐｂ：０～０．５０％、
Ｂｉ：０～０．５０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｔｅ：０～０．１０００％、
希土類元素：０～０．００５０％、
Ｓｎ：０～２．０％、
Ｉｎ：０～０．５０％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　任意の棒鋼断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつ前記ＣａＯ、前記Ａｌ２Ｏ３および前記ＳｉＯ２の合計の質量に対する前記Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下である、
　浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
＜６＞
　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｎｉ：０．０１～３．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．０１～３．００％、
Ｗ　：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～０．３０％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、および
Ｂ：０．０００１～０．００５０％
の１種又は２種以上を含有する＜５＞に記載の浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
＜７＞
　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
質量％で、
Ｐｂ：０．０１～０．５０％、
Ｂｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
Ｔｅ：０．０００１～０．１０００％、
希土類元素：０．０００１～０．００５０％
の１種又は２種以上を含有する＜５＞又は＜６＞に記載の浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
　本開示によれば、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等に維持しながら耐圧痕寿命に優れる浸炭軸受鋼部品、および、当該浸炭軸受鋼部品を得るのに適した浸炭軸受鋼部品用棒鋼を提供できる。
図１は、外形寸法がφ１２ｍｍ×２２ｍｍである円柱状転動疲労試験片を示す概略表面図である。
　以下、本開示の一例である実施形態について説明する。
　なお、本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　また、「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　また、化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
（浸炭軸受鋼部品）
　本実施形態に係る浸炭軸受鋼部品（以下、単に「軸受鋼部品」とも称する）は、所定の化学成分を有し、任意の部品断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３の含有率が５０％質量以上の酸化物（以下、「円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物」とも称する。）の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下であり、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さが７５０以上であり、転動面の圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上である。
　本実施形態に係る軸受鋼部品は、上記構成により、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等に維持しながら耐圧痕寿命に優れる軸受鋼部品となる。本実施形態に係る軸受鋼部品は、次の知見により見出された。
　まず、本発明者らは、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等以上に維持しながら耐圧痕寿命に優れる軸受鋼部品を実現するために、次の評価を実施した。具体的には、化学組成を系統的に変化させた軸受鋼材に対し、種々の加工プロセスを組み合わせて軸受鋼部品にした際の耐圧痕寿命評価を実施した。その結果、下記（１）～（２）の知見が得られた。
　（１）耐圧痕寿命低下は、圧痕周縁の盛り上がり表面から発生するき裂に起因する。
　（２）円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数が少ない鋼材を選択し、さらに部品の転動面にショットピーニングにより圧縮残留応力を付与することで、き裂が抑制されて、耐圧痕寿命を向上できる。
　ここで、円相当径が５μｍ以上でかつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数を低減することで、鋼中に存在する微小な介在物の性質（例えば、母材との密着性）が変化すると考えられる。その結果、ショットピーニング時に発生する微小なクラック、および盛り上がり部のき裂の発生が抑制されると考えられる。
　特許文献２では、ショットピーニングの加工をソフトにする、すなわち圧縮残留応力を低下することで微小クラックの発生を抑制している。しかし、ソフトでない通常のショットピーニングを施すことで、十分な圧縮残留応力を与えつつ微小なクラックが発生しない軸受鋼部品が実現される。
　また、耐圧痕寿命の向上には、残留オーステナイトを用いない機構、すなわち圧縮残留応力による効果および微小クラックの抑制効果を利用した機構であり、多量の残留オーステナイトが必要ないため、表面硬さを低下させないという利点もある。
　以上の知見により、本実施形態に係る軸受鋼部品は、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等に維持しながら耐圧痕寿命に優れる軸受鋼部品となることが見出された。
　そして、本実施形態に係る軸受鋼部品は、優れた耐圧痕寿命を有するため、異物混入環境においても使用することができる。
　以下、本実施形態に係る軸受鋼部品について詳細に説明する。
（化学成分）
　まず、本実施形態に係る鋼の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下説明する鋼の化学成分は、浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分を示す。
　Ｃ：０．１５～０．２５％
　Ｃ含有量は、軸受鋼部品の浸炭されていない領域の硬さに影響する。所要の硬さを確保するために、Ｃ含有量の下限値を０．１５％とする。一方、Ｃ含有量が多すぎると機械加工時の加工性が圧下するため、Ｃ含有量の上限値を０．２５％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％である。
　Ｓｉ：０．７０～１．５０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効で酸化物の組成に影響を与える元素であるとともに、軸受鋼部品として必要な高温環境下での強度を付与するために有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．７０％未満では、その効果が不十分である。また、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、Ｓｉを含む酸化物が現れ、ショットピーニング時のクラックの原因となる。以上の理由によって、Ｓｉ含有量を０．７０～１．５０％の範囲内にする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。また、Ｓｉ含有量の下限は、０．９０％超え又は１．０％であってもよい。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
　Ｍｎ：０．４０～１．５０％
　Ｍｎは、必要な強度及び焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、この効果が不十分である。また、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、浸炭焼入れ後に残留オーステナイトが多量になり、硬さが低下する。以上の理由によって、Ｍｎ含有量を０．４０～１．５０％の範囲内にする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
　Ｃｒ：０．１５～１．５０％
　Ｃｒは、必要な強度及び焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．１５％未満では、その効果が不十分である。Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、その効果が飽和する。以上の理由によって、Ｃｒ含有量を０．１５～１．５０％の範囲内にする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
　Ｍｏ：０．００１～０．１５０％
　Ｍｏは、必要な焼入れ性を付与することに加え、Ｐが粒界に偏析することを抑制するので、鋼の疲労強度の向上のために有効な元素である。Ｍｏ含有量が０．００１％未満では、この効果が不十分である。Ｍｏ含有量が０．１５０％を超えると、その効果が飽和する。以上の理由により、Ｍｏ含有量を０．００１～０．１５０％の範囲内にする必要がある。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％である。
　Ｓ：０．００１～０．０３０％
　Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより鋼の被削性を向上させる。部品への切削加工が可能なレベルの被削性を得るには一般的な機械構造用鋼と同等のＳ含有量が必要である。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１～０．０３０％の範囲内にする必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｎ：０．００４～０．０２０％
　Ｎは不可避的に混入する元素であるが、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒなどと化合物を形成することによる結晶粒微細化効果がある。そのため、Ｎは０．００４％以上添加する必要がある。しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると化合物が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られない。以上の理由によって、Ｎ含有量を０．００４～０．０２０％の範囲内にする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。
　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
　Ｃａは、鋼の脱酸に有効で、酸化物中のＡｌ２Ｏ３の含有率を低下させる元素である。Ｃａ含有量が０．０００２％未満では、この効果が不十分である。Ｃａ含有量が０．０１００％を超えるとＣａを含む粗大な酸化物が大量に現れ、転動疲労寿命低下の原因となる。以上の理由によって、Ｃａ含有量を０．０００２～０．０１００％の範囲内にする必要がある。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
　Ａｌ：０．００１～０．０１０％
　Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３として鋼中に晶出し、ショットピーニング時に発生するクラックおよび圧痕周縁盛り上がり部のき裂の発生に影響を与える。そのためＡｌ含有量は０．０１０％以下に制限される必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ａｌ含有量は少ない方が好ましいので、Ａｌ含有量は０％が好ましい。ただし、製造時に使用する副原料等の不純物として必ず混入するため、Ａｌ含有量の下限は０．００１％である。
　Ｏ：０～０．００５％
　Ｏは、鋼中で酸化物を形成するため、ショットピーニング時のクラックおよび盛り上がり部のき裂の発生に影響を与える元素である。Ｏ含有量は０．００５％以下に制限される必要がある。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｏ含有量は少ない方が好ましいので、Ｏ含有量の下限値は０％である。つまり、Ｏは含有しなくてもよい。
　Ｐ：０～０．０３０％
　Ｐは、浸炭焼入れ前の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、それにより疲労強度を低下させてしまう。したがって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２３％である。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、Ｐ含有量の下限値は０％である。つまり、Ｐは含有しなくてもよい。しかし、Ｐの除去を必要以上に行った場合、製造コストが増大する。従って、Ｐ含有量の実質的な下限値は０．００４％となるのがよい。
　本実施形態に係る軸受鋼部品は、焼入れ性または結晶粒微細化効果を高めるために、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。つまり、これら元素の含有量の下限は０％である。そして、これら元素を含有させる場合、元素の含有量の上限値は、後述する範囲の上限値とする。各元素の含有量は、０％超え後述する範囲の上限値以下が好ましく、後述する範囲がより好ましい。
　Ｎｉ：０．０１～３．００％
　Ｎｉは、必要な焼入れ性を鋼に付与するために有効な元素である。Ｎｉ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｎｉ含有量が３．００％を超えると、浸炭焼入れ後に残留オーステナイトが多量になり、硬さが低下することがある。以上の理由によって、Ｎｉ含有量の上限を３．００％とする。Ｎｉ含有量の上限は好ましくは、２．００％であり、さらに好ましくは１．８０％である。好ましいＮｉ含有量の下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｕ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量の上限を１．００％とする。Ｃｕ含有量の上限としては、０．５０％、０．３０％、又は０．２０％としてもよい。Ｃｕを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｃｏ：０．０１～３．００％
　Ｃｏは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｏ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｏ含有量が３．００％を超えると、その効果が飽和することがある。そのため、Ｃｏ含有量の上限を３．００％とする。Ｃｏ含有量の上限としては、１．００％、０．５０％、又は０．２０％としてもよい。Ｃｏを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｗ：０．０１～１．００％
　Ｗは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｗ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｗ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｗ含有量が１．００％を超えると、その効果が飽和することがある。そのため、Ｗ含有量の上限を１．００％とする。Ｗ含有量の上限としては、０．５０％、０．３０％、又は０．２０％としてもよい。Ｗを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｗ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｖ：０．０１～０．３０％
　Ｖは、Ｃ及びＮと化合物を形成し、結晶粒微細化効果をもたらす元素である。Ｖ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｖ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｖ含有量が０．３０％を超えると化合物が粗大となり、結晶粒微細化効果が得られないことがある。そのため、Ｖ含有量の上限を０．３０％とする。Ｖ含有量の上限としては、０．２０％としてもよい。Ｖを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｖ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｔｉ：０．００１～０．３００％
　Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、（Ｔｉ，Ｎｂ）ＣおよびＴｉＣＳ等のＴｉ系析出物を生成し、結晶粒の微細化効果をもたらす元素である。Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、その効果は飽和することがある。以上の理由から、Ｔｉの含有量を０．３００％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
　Ｎｂ：０．００１～０．３００％
　Ｎｂは、鋼中に（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを生成し、結晶粒微細化効果をもたらす元素である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｎｂ含有量が０．３００％を超えると、その効果は飽和することがある。以上の理由から、Ｎｂの含有量を０．３００％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制する働きを有する。また、Ｂは粒界強度および粒内強度の向上効果、及び焼入れ性の向上効果も有し、これら効果は鋼の疲労強度を向上させる。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｂ含有量は０．０００１％以上が好ましい。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果は飽和することがある。以上の理由から、Ｂの含有量を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　本実施形態による軸受鋼部品の化学組成は、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。つまり、これら元素の含有量の下限は０％である。そして、これら元素を含有させる場合、元素の含有量の上限値は、後述する範囲の上限値とする。各元素の含有量は、０％超え後述する範囲の上限値以下が好ましく、後述する範囲がより好ましい。
　Ｐｂ：０．０１～０．５０％
　Ｐｂは切削時に溶融、脆化することで被削性を向上する元素である。Ｐｂ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｐｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方過剰に添加すると製造性が低下することがある。そのため、Ｐｂ含有量の上限は０．５０％とする。Ｐｂ含有量の上限としては、０．３０％、０．２０％、又は０．１０％としてもよい。Ｐｂを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｂｉ：０．０１～０．５０％
　Ｂｉは、硫化物が微細分散することで被削性を向上する元素である。Ｂｉ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｂｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方過剰に添加すると鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることがある。そのため、Ｂｉ含有量の上限を０．５０％とする。Ｂｉ含有量の上限としては、０．２０％、０．１０％、又は０．０５％としてもよい。Ｂｉを含有させて上述の効果を得る場合には、好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％
　Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中に酸化物を生成する。さらに、Ｍｇが形成するＭｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出および／または析出の核になりやすい。また、Ｍｇの硫化物は、ＭｎおよびＭｇの複合硫化物となることにより、ＭｎＳを球状化させる。このように、ＭｇはＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素である。Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上が好ましい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、ＭｇＳが大量に生成され、鋼の被削性が低下することがある。そのため、Ｍｇを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｍｇ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％
　Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。さらに、Ｚｒが形成するＺｒ系酸化物はＭｎＳの晶出および／または析出の核になりやすい。このように、Ｚｒは、ＭｎＳの分散を制御し、被削性を改善するために有効な元素ある。Ｚｒ含有量が０．０００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上が好ましい。しかし、Ｚｒ量が０．０５００％を超えると、その効果が飽和することがある。そのため、Ｚｒを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｚｒ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｔｅ：０．０００１～０．１０００％
　Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進するので、鋼の被削性を改善する。Ｔｅ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｔｅ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｔｅ含有量が０．１０００％を超えるとその効果が飽和することがある。そのため、Ｔｅを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｔｅ含有量の上限を０．１０００％とする。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０６００％である。Ｔｅ含有量の上限としては、０．０１００％、０．００７０％、又は０．００５０％としてもよい。Ｔｅ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　希土類元素：０．０００１～０．００５０％
　希土類元素は、鋼中に硫化物を生成し、この硫化物がＭｎＳの析出核となることで、ＭｎＳの生成を促進する元素であり、鋼の被削性を改善する。希土類元素の合計含有量が０．０００１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、希土類元素の合計含有量は０．０００１％以上が好ましい。しかし、希土類元素の合計含有量が０．００５０％を超えると、硫化物が粗大になり、鋼の疲労強度を低下させることがある。そのため、希土類元素を含有させて上述の効果を得る場合には、希土類元素の合計含有量の上限を０．００５０％とする。希土類元素の合計含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。希土類元素の合計含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　本明細書でいう希土類元素は、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。希土類元素の含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
　本実施形態による軸受鋼部品の化学組成は、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、及びＩｎからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。つまり、これら元素の含有量の下限は０％である。そして、これら元素を含有させる場合、元素の含有量の上限値は、後述する範囲の上限値とする。各元素の含有量は、０％超え後述する範囲の上限値以下が好ましく、後述する範囲がより好ましい。
　Ｓｎ：０．０１％～２．０％
　Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、切削加工後の表面粗さを向上させる効果がある。その効果を安定して得るには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。また、２．０％を超えてＳｎを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を２．０％以下とする。
　Ｉｎ：０．０１％～０．５０％
　Ｉｎは、切削時に溶融、脆化することで被削性を向上する元素である。Ｉｎ含有量が０．０１％未満では、この効果が不十分となることがある。そのため、Ｉｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方過剰に添加すると製造性が低下することがある。そのため、Ｉｎ含有量の上限は０．５０％とする。Ｉｎ含有量の上限としては、０．３０％、０．２０％、又は０．１０％としてもよい。Ｉｎを含有させて上記効果を得る場合には、Ｉｎ含有量の下限は、０．０２％がより好ましく、０．０５％がさらに好ましい。
　本実施形態に係る軸受鋼部品は、上述の合金成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含む。上述の合金成分以外の元素（例えば、Ｓｂ、Ｔａ、Ａｓ、Ｈ、Ｈｆ、Ｚｎ等の元素）が、不純物として、原材料および製造装置から鋼中に混入することは、その混入量が鋼の特性に影響を及ぼさない水準である限り許容される。
　ここで、本実施形態に係る軸受鋼部品は、浸炭処理が施された浸炭鋼軸受鋼部品である。そして、後述する金属組織の条件を満たす観点から、鋼軸受鋼部品の転動面における浸炭層のＣ含有量は、０．６０～１．１０％が好ましく、０．６５～１．０５％がより好ましい。
　ここで、浸炭層のＣ含有量は、鋼軸受鋼部品の転動面において表面から５０μｍ深さまでの位置での平均Ｃ含有量とする。
（金属組織）
　次に、本実施形態に係る軸受鋼部品の金属組織について説明する。
　円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度について説明する。
　ショットピーニング時のクラック、および圧痕周縁の盛り上がり部からのき裂発生、伝播を抑制するために、発明者らが酸化物の種類および量が異なる鋼材を用いて、酸化物と耐圧痕寿命の関係を調査した。
　まず、酸化物を構成する酸化物種の種類、量の影響を検討した。その結果、様々な酸化物種が鋼中に存在するうち、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、およびＳｉＯ２の割合が耐圧痕寿命に対して影響を与え、その３種の酸化物の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３の含有率が耐圧痕寿命に対し強く相関することがわかった。つまり、酸化物中に、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、およびＳｉＯ２以外の酸化物が含まれても、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、およびＳｉＯ２の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３の含有率が耐圧痕寿命に対し強く相関することがわかった。
　次に、耐圧痕寿命に及ぼす酸化物の形状、個数について検討した。その結果、円相当径が５μｍ以上の酸化物の個数密度が耐圧痕寿命と相関することがわかった。そこで、耐圧痕寿命に大きな影響を及ぼすＡｌ２Ｏ３の含有率と円相当径が５μｍ以上の酸化物の個数密度について、それぞれ縦軸、横軸にプロットをとり整理した結果、円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下の領域で良好な耐圧痕寿命が得られ、その領域から外れるほど耐圧痕寿命が低下することを知見した。
　これは、円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物を制御することに伴って、光学顕微鏡で判別できないレベルの微小な介在物による「ショットピーニング時に発生する微小なクラック」、および「盛り上がり部のき裂の発生」を無害化できているためと推測する。
　そして、円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下となる軸受鋼部品は、クラックが見られず、良好な耐圧痕寿命が得られた。そのため、酸化物の個数密度の上限を３．０個／ｃｍ２とした。Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度の好ましい上限は２．０個／ｃｍ２であり、さらに好ましくは１．５個／ｃｍ２である。酸化物は存在しないことが好ましいため、下限は０個／ｃｍ２である。
　なお、酸化物の個数密度は、観察視野の選定を除き［実施例］に記載した方法で測定された値である。観察視野は切断面の観察部の面積が合計で４ｃｍ２確保できればよい。
　次に、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さについて説明する。
　表面硬さを低くすると圧痕周縁の盛り上がり部がつぶれるため耐圧痕寿命を向上できるが、耐圧痕寿命以外の転動疲労寿命が低下する。そのため、耐圧痕寿命以外の転動疲労寿命を維持するには、一般に自動車用に用いられる軸受鋼部品レベルの硬さ、すなわちビッカース硬さで７５０程度の硬さが求められる。このことから、表面の硬さ、すなわち転動面から５０μｍ深さでのビッカース硬さは７５０以上である必要がある。しかし、ビッカース硬さは高くなりすぎると脆くなるため、１０５０を上限とする必要がある。ビッカース硬さの好ましい上限は１０００、さらに好ましくは９５０である。
　なお、ビッカース硬さは、切断位置を除き［実施例］に記載した方法で測定された値である。切断位置は部品形状によって異なるが、転送部表面に垂直に切断した断面であればよい。
　次に、転動面の圧縮残留応力について説明する。
　転動面の圧縮残留応力は、圧痕周縁の盛り上がり部からのき裂発生を抑制し耐圧痕寿命を向上する効果がある。その効果を得るには、転動面の圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上である必要がある。転動面の圧縮残留応力は高いほど好ましいが、圧縮残留応力を過剰に高くするにはショットピーニング時の投射圧を高くする等の激しい加工が必要となり、部品形状が変わり機能を果たせなくなる。そのため転動面の圧縮残留応力の上限は２０００ＭＰａである。
　なお、圧縮残留応力は、［実施例］に記載した方法で測定された値である。
　次に、軸受鋼部品の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る軸受鋼部品は、例えば、浸炭焼入れ焼戻しを行うこと得られる。
　そのため、軸受鋼部品の金属組織は、例えば、浸炭されＣ濃度の勾配を持つ表層部（つまり浸炭層）と、Ｃ濃度が浸炭前の母材と同じ芯部とで構成される。
　そして、表層部（つまり浸炭層）の金属組織は、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、および残部（ベイナイト、フェライト、セメンタイト等）からなる金属組織が例示される。
　一方、芯部の金属組織は、焼戻しマルテンサイト、および残部（ベイナイト、フェライト、パーライト等）からなる金属組織が例示できる。
　なお、芯部の金属組織は、軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の金属組織である。
（軸受鋼部品用棒鋼）
　本実施形態に係る軸受鋼部品を得るのに適した本実施形態に係る浸炭軸受鋼部品用棒鋼（以下、「軸受鋼部品用棒鋼」とも称する）は、次の通りである。
　本実施形態に係る軸受鋼部品用棒鋼は、本実施形態に係る軸受鋼部品と同じ化学組成を有し、任意の棒鋼断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下である。
　なお、酸化物の個数密度の測定方法は、本実施形態に係る軸受鋼部品における、酸化物の個数密度の測定方法と同じである。
　本実施形態に係る軸受鋼部品用棒鋼の金属組織は、フェライトを主体として（例えば面積率６０％以上で）含み、パーライト、ベイナイト、残部からなる金属組織が例示できる。
　軸受鋼部品用棒鋼の金属組織は、軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の金属組織である。
（軸受鋼部品の製造方法）
　次に、本実施形態に係る軸受鋼部品の製造方法について説明する。
　上記金属組織を有する軸受鋼部品は、一例として、次のように製造することがよい。
　まず、鉄鉱石またはスクラップベースの原料を用いて転炉で一次精錬を行う。転炉から出鋼した溶鋼に対してＳｉを添加し、その後Ａｌを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、取鍋精錬法、真空処理装置を使用した精錬法による二次精錬で、上記化学組成を有する溶鋼成分に調整する。成分調整した溶鋼を連続鋳造して鋼塊にすることがよい。この精錬方法の制御により、上記酸化物の個数密度が制御できる。なお、Ａｌ脱酸のみ実施した場合、例えば、化学成分としてＳｉを含んでも、また、添加するフラックスにＳｉＯ２が含まれても、介在物としての酸化物中にはＳｉＯ２成分は混入しない。Ｓｉ又はＳｉＯ２には、還元作用が働くためである。
　ここで、鋳造に際し、タンディッシュ内での溶鋼温度は５～２００℃スーパーヒートさせ、鋳型内では電磁撹拌を行う。
　次に、鋼塊に対し分塊圧延を行い、熱間圧延により所定の断面形状に加工した後、冷却して軸受鋼部品用棒鋼を得る。熱間圧延後の冷却速度は、鋼材の表面温度が８００℃から３００℃の間における平均冷却速度で０．１～５℃／秒の範囲に制御することがよい。
　次に、得られた軸受鋼部品用棒鋼を、熱間鍛造、冷間鍛造、機械加工等により、研磨除去分を加味した部品形状とし、浸炭焼入れ焼戻しを行う。鍛造や機械加工の効率を高めるため、この間に焼準や球状化焼鈍等の熱処理を実施してもよい。また、浸炭焼入れは、ガス浸炭、真空浸炭などの浸炭方法を問わず、浸炭窒化を行ってもよい。焼戻しは減圧、または非酸化雰囲気下で実施してもよい。浸炭焼入れ焼戻し後に機械加工を行ってもよい。
　そして、処理後の加工品にショットピーニング処理を実施する。その後、寸法精度を確保するため研磨を実施する。ショットピーニング処理後に既定の寸法精度が確保できる場合、研磨工程を省略してもよい。このようにして軸受鋼部品を製造することで、上記金属組織が得られる。
　次に、本開示の実施例について説明するが、実施例での条件は、本開示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、本開示は、この一条件例に限定されるものではない。本開示は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学成分を有する種々の鋼塊を熱間圧延し、棒鋼を得た。そして、棒鋼を直径２８ｍｍに熱間鍛造した。鍛造前の加熱温度は１２５０℃とした。鋼番２５は汎用軸受鋼のＪＩＳ規定のＳＵＪ２であり、鋼番２５のみ、熱処理条件が異なる。鋼番２５以外に関し、鍛造後、９５０℃で１時間保持し完全にオーステナイト化させた後に放冷する条件で、鍛造品に焼準処理を施した。鋼番２５は９６０℃で加熱を行い、焼準処理を施した。次に、７９５℃で１．５時間保持した後、６５０℃まで１２℃／時の条件で冷却して放冷する条件で、焼準品に球状化焼鈍を施した。
　次に、φ１２．２ｍｍ×１５０ｍｍの円柱に加工した。そして、円柱品に対して、鋼番２２以外に関し、９３０℃でカーボンポテンシャル０．８の雰囲気化で５時間保持し、１３０℃の油焼入れを行う条件でガス浸炭処理を行った後に、１５０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。鋼番２５は、アルゴン雰囲気の８３０℃で０．５時間保持し、６０℃の油冷却する条件で焼入れを施した後、１８０℃で２時間保持する条件で焼戻しを施した。
　その後、表２に従って、得られた鋼番１～２４、２６～３３、３５～３６の焼戻した円柱品にショットピーニングを施した。なお、Ｎｏ．１～２４、２６～３３についてショットピーニングＡを、Ｎｏ．３５についてショットピーニングＢを、Ｎｏ．３６についてショットピーニングＣを施した。Ｎｏ．２５、３４についてはショットピーニング施さなかった。
　このようにして、軸受鋼部品の試料を得た。
＜ショットピーニングＡ＞
・ショット粒：スチールラウンドカットワイヤφ１．０、ＨＶ８００
・投射圧：０．５ＭＰａ
・カバレージ：４００％
＜ショットピーニングＢ＞
・ショット粒：スチールラウンドカットワイヤφ１．０、ＨＶ８００
・投射圧：０．３ＭＰａ
・カバレージ：２００％
＜ショットピーニングＣ＞
・ショット粒：スチールラウンドカットワイヤφ１．０、ＨＶ６００
・投射圧：０．２ＭＰａ
・カバレージ：２００％
　その後、軸受鋼部品の試料を研磨により加工し、バフ研磨で仕上げて、図１に示す、外形寸法がφ１２ｍｍ×２２ｍｍである円柱状転動疲労試験片を得た。そして、耐圧痕寿命評価を実施した。耐圧痕寿命の評価には、ＮＴＮ円筒型転動疲れ試験機を用いた。具体的には、次の通りである。
　まず、５３０ｋｇｆ／ｍｍ２の負荷のもと４６２４０ｒｐｍで加速時間を含めて１０秒間保持して、試験片における圧痕を打つ位置をめど付けした。めど付けした位置にロックウェル硬さ試験機で圧痕を９０度ごと４か所付与した。その後に、６００ｋｇｆ／ｍｍ２の負荷の元、潤滑油にＪＸ日鉱日石エネルギー製のＦＢＫタービンＩＳＯ粘度グレード５６を用いて４６２４０ｒｐｍで、振動計で剥離発生の検知を行い、１０７回を上限として剥離寿命を測定した。Ｎ＝１０で得た剥離寿命に対してワイブル線図にプロットし、１０％破損する寿命を耐圧痕寿命とした。また、耐圧痕寿命以外の転動疲労寿命として、圧痕を付与しない状態で１０８回を上限として剥離寿命をＮ＝２で測定し、この平均値を転動疲労寿命とした。
　転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さは、次の通り測定した。円柱状転動疲労試験片の試験実施相当位置である、端面から約７ｍｍ位置で長手方向に垂直に切断して得た断面について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に則ってマイクロビッカース硬さ試験機を用いて測定した。具体的には、荷重２００ｇおよび保持時間１０秒の条件で、転動面から５０μｍ深さの硬さを、くぼみの中心間距離で１５０μｍ離れた５点について測定し、相加平均することで、ビッカース硬さを求めた。
　転動面の圧縮残留応力は、次の通り測定した。円柱状転動疲労試験片の端面から約７ｍｍ位置を中心として２ｍｍ×２ｍｍの範囲が測定できるようマスキングした。そして、２ｍｍ×２ｍｍの範囲に対して、理学電気製Ａｕｔｏｍａｔｅ（Ｃｒ管球使用）を用い、コリメータφ１ｍｍとして２θ・ｓｉｎ２ψ法および並傾法（Ｉｓｏ－Ｉｎｃｌｉｎａｔｉｏｎ　Ｍｅｔｈｏｄ）で、転動面の圧縮残留応力を測定した。
　円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度は、次の通り測定した。円柱状転動疲労試験片の端面から３、７、１５、１９ｍｍ位置で長手方向に垂直に切断した。各試験片の切断面を、ダイヤモンドペーストを使用して鏡面研磨を行った。その後、各試験片の切断面のうち、円の中心と正方形の中心が一致するよう設定した１ｃｍ×１ｃｍの領域を、光学顕微鏡で観察して円相当径が５μｍ以上の介在物の位置を記録した。そして、走査型電子顕微鏡（日本電子製ＪＳＭ－６５００Ｆ）に搭載されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いてその介在物領域全体の分析から得たスペクトルを分析し、酸化物、硫化物、炭窒化物の判定を行った。分析に際し、加速電圧は２０ｋｅＶとし、各領域で１０秒間測定した。スペクトルの分析、定量化には日本電子製ソフトウェアＡｎａｌｙｓｉｓＳｔａｔｉｏｎを用いた。
　酸化物と判定した介在物について、酸素以外のＣａ、Ａｌ、Ｓｉの３種の元素の質量比を求め、各３種の元素が生成する酸化物（つまり、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２）の質量比に換算することで、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計の質量に対するＡｌ２Ｏ３含有率を算出し、Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上となった酸化物の個数を観察面積４ｃｍ２（１ｃｍ×１ｃｍの観察×４視野の合計観察面積）で割ることで個数密度を計算した。
　なお、同様の手法により、得られた鍛造前の棒鋼の「相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度」を測定した。
　転動面の浸炭層のＣ含有量の測定方法を説明する。円柱状転動疲労試験片の試験実施相当位置である、端面から約７ｍｍ位置で長手方向に垂直に切断して得た断面について、日本電子株式会社製のＥＰＭＡ、ＪＸＡ－８２００を使用して、深さ方向のＣの濃度分布を５μｍピッチで測定し、転動面における表面から５０μｍの濃度の相加平均を（つまり、表面から５μｍの位置を測定開始点とし、表面から５０μｍまでを５μｍピッチで測定した濃度の相加平均を）、浸炭層のＣ含有量とした。測定点の大きさ（ＥＰＭＡの電子ビーム径）はφ５μｍとした。
　表２に各試料の鋼種における、円相当径が５μｍ以上で、かつＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度（表中「酸化物の個数密度」と表記）、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さ（表中「表面硬さ」と表記）、転動面の圧縮残留応力、耐圧痕寿命、転動疲労寿命を示す。また、浸炭層のＣ含有量も示す。
　なお、表中、「１０＾Ｘ」との表記は、「１０Ｘ」を意味する。例えば、「１０＾６」は「１０６」を意味する。
　なお、表１および表２の下線が付された値は、本開示の範囲外の値であることを示す。表１の化学組成の欄の空欄箇所は、その空欄箇所に該当する元素が意図的に添加されていないことを示す。 
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 
　開示例のＮｏ．１～２４は、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さを一般軸受鋼部品レベル（ビッカース硬さ７５０以上）と同等に維持しながら、良好な耐圧痕寿命および転動疲労寿命を有する。
　比較例のＮｏ．２５は汎用的に使用されるＳＵＪ２であり、化学成分の含有量、円相当径が５μｍ以上でＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度、および転動面の圧縮残留応力が本開示の規定範囲外であり、浸炭処理を実施していないため、耐圧痕寿命および転動疲労寿命のいずれも低くなった。
　比較例のＮｏ．２６、２７、３０～３２は、化学成分の含有量および円相当径が５μｍ以上でＡｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が、本開示の規定範囲外であったため、低い耐圧痕寿命しか有しなかった。
　比較例のＮｏ．２８および２９は、化学成分の含有量が本開示の規定範囲外であり、適切なショットピーニング処理を実施しても転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さが低かったため、低い転動疲労寿命しか有しなかった。
　比較例のＮｏ．３３は、化学成分の含有量が本開示の規定範囲外であったため、低い耐圧痕寿命しか有しなかった。
　比較例のＮｏ．３４は、ショットピーニング処理を実施していないため、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さおよび転動面の圧縮残留応力本開示の規定範囲外となった結果、耐圧痕寿命および転動疲労寿命のいずれも低くなった。
　比較例のＮｏ．３５は、ショットピーニング処理における投射圧およびカバレージが低く、転動面の圧縮残留応力が本開示の規定範囲外となったため、低い耐圧痕寿命しか有しなかった。
　比較例のＮｏ．３６は、ショットピーニング処理におけるショット粒の硬度、投射圧およびカバレージが低く、転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さおよび転動面の圧縮残留応力が本開示の規定範囲外となったため、耐圧痕寿命および転動疲労寿命のいずれも低くなった。
　なお、鋼番１～２４に示す化学成分を有する棒鋼は、適切なショットピーニング処理を実施すれば、表面硬さを一般軸受鋼部品レベルと同等に維持しながら耐圧痕寿命に優れる軸受鋼部品が得られるため、当該軸受鋼部品を得るのに適した棒鋼であることがわかる。
　なお、日本国特許出願第２０１８－００８１８１号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (7)

  1. 　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｃ　：０．１５～０．２５％、
    Ｓｉ：０．７０～１．５０％、
    Ｍｎ：０．４０～１．５０％、
    Ｃｒ：０．１５～１．５０％、
    Ｍｏ：０．００１～０．１５０％、
    Ｓ：０．００１～０．０３０％、
    Ｎ：０．００４～０．０２０％、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
    Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
    Ｏ　：０～０．００５％、
    Ｐ　：０～０．０３０％、
    Ｎｉ：０～３．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～３．００％、
    Ｗ　：０～１．００％、
    Ｖ　：０～０．３０％、
    Ｔｉ：０～０．３００％、
    Ｎｂ：０～０．３００％、
    Ｂ：０～０．００５０％
    Ｐｂ：０～０．５０％、
    Ｂｉ：０～０．５０％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０５００％、
    Ｔｅ：０～０．１０００％、
    希土類元素：０～０．００５０％、
    Ｓｎ：０～２．０％、
    Ｉｎ：０～０．５０％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　任意の部品断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつ前記ＣａＯ、前記Ａｌ２Ｏ３および前記ＳｉＯ２の合計の質量に対する前記Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下であり、
    　転動面から５０μｍ深さのビッカース硬さが７５０以上であり、
    　転動面の圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上である、
    　浸炭軸受鋼部品。
  2. 　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｎｉ：０．０１～３．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｃｏ：０．０１～３．００％、
    Ｗ　：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～０．３０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．３００％、および
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の浸炭軸受鋼部品。
  3. 　浸炭軸受鋼部品の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｐｂ：０．０１～０．５０％、
    Ｂｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｔｅ：０．０００１～０．１０００％、
    希土類元素：０．０００１～０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項１又は請求項２に記載の浸炭軸受鋼部品。
  4. 　転動面における浸炭層のＣ含有量が、質量％で０．６０～１．１０％である請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の浸炭軸受鋼部品。
  5. 　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｃ　：０．１５～０．２５％、
    Ｓｉ：０．７０～１．５０％、
    Ｍｎ：０．４０～１．５０％、
    Ｃｒ：０．１５～１．５０％、
    Ｍｏ：０．００１～０．１５０％、
    Ｓ：０．００１～０．０３０％、
    Ｎ：０．００４～０．０２０％、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
    Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
    Ｏ　：０～０．００５％、
    Ｐ　：０～０．０３０％、
    Ｎｉ：０～３．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～３．００％、
    Ｗ　：０～１．００％、
    Ｖ　：０～０．３０％、
    Ｔｉ：０～０．３００％、
    Ｎｂ：０～０．３００％、
    Ｂ：０～０．００５０％
    Ｐｂ：０～０．５０％、
    Ｂｉ：０～０．５０％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０５００％、
    Ｔｅ：０～０．１０００％、
    希土類元素：０～０．００５０％、
    Ｓｎ：０～２．０％、
    Ｉｎ：０～０．５０％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　任意の棒鋼断面において、円相当径が５μｍ以上で、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を含み、かつ前記ＣａＯ、前記Ａｌ２Ｏ３および前記ＳｉＯ２の合計の質量に対する前記Ａｌ２Ｏ３の含有率が５０質量％以上の酸化物の個数密度が３．０個／ｃｍ２以下である、
    　浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
  6. 　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｎｉ：０．０１～３．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｃｏ：０．０１～３．００％、
    Ｗ　：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～０．３０％、
    Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．３００％、および
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項５に記載の浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
  7. 　浸炭軸受鋼部品用棒鋼の表面から深さ２．００ｍｍより内部の化学成分が、
    質量％で、
    Ｐｂ：０．０１～０．５０％、
    Ｂｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｔｅ：０．０００１～０．１０００％、
    希土類元素：０．０００１～０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項５又は請求項６に記載の浸炭軸受鋼部品用棒鋼。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112030065A (zh) * 2020-07-16 2020-12-04 钢铁研究总院 一种渗碳轴承钢及其制备方法
JP7410391B2 (ja) 2020-03-23 2024-01-10 日本製鉄株式会社 機械構造用鋼、機械構造部品およびその製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113584409B (zh) * 2021-07-22 2022-01-21 中国铁道科学研究院集团有限公司金属及化学研究所 一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法
CN115522020B (zh) * 2022-04-27 2023-05-12 无锡市源通轴承有限公司 一种高韧性轴承钢及热处理方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6455423A (en) 1987-08-25 1989-03-02 Nippon Seiko Kk Rolling bearing
JPH0379741A (ja) * 1989-08-22 1991-04-04 Daido Steel Co Ltd 転動疲労特性に優れた鋼
JPH05140696A (ja) 1991-11-14 1993-06-08 Daido Steel Co Ltd 軸受鋼及び軸受部品の製造方法
JP2004285384A (ja) * 2003-03-20 2004-10-14 Daido Steel Co Ltd 高強度浸炭部品
JP2006329319A (ja) 2005-05-26 2006-12-07 Jtekt Corp 転がり摺動部品、転がり軸受、カムフォロア及び転がり摺動部品の表面改質方法
JP2010196114A (ja) 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 軸受鋼の製造方法
WO2010116555A1 (ja) 2009-04-06 2010-10-14 新日本製鐵株式会社 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP2011094169A (ja) * 2009-10-27 2011-05-12 Kobe Steel Ltd 結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼
WO2013111407A1 (ja) * 2012-01-26 2013-08-01 新日鐵住金株式会社 熱処理歪みの小さい肌焼鋼材
WO2015098106A1 (ja) * 2013-12-27 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品
JP2018008181A (ja) 2016-07-11 2018-01-18 大日本印刷株式会社 ヘアラインフィルムの毛羽除去装置および方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000297345A (ja) * 1999-04-14 2000-10-24 Daido Steel Co Ltd 浸炭軸受用鋼
JP4313983B2 (ja) * 2002-04-18 2009-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性および準高温域での転動疲労寿命に優れる肌焼き軸受け用鋼
JP4451808B2 (ja) * 2005-04-15 2010-04-14 株式会社神戸製鋼所 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法
EP2703097B1 (en) * 2007-03-14 2019-05-01 Shinko Metal Products Co., Ltd. Process for manufacturing seamless steel pipe
WO2011122134A1 (ja) * 2010-03-30 2011-10-06 新日本製鐵株式会社 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ用粗形材、その製造方法、及び高周波焼入れ鋼部品
JP5783056B2 (ja) * 2012-01-18 2015-09-24 新日鐵住金株式会社 浸炭軸受鋼鋼材
JP5958652B2 (ja) * 2013-05-30 2016-08-02 新日鐵住金株式会社 面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品
JP6295665B2 (ja) 2014-01-08 2018-03-20 新日鐵住金株式会社 浸炭軸受用鋼
CN105239017B (zh) * 2015-10-19 2017-04-12 燕山大学 一种渗碳轴承钢及其制备方法
JP6460069B2 (ja) * 2016-05-31 2019-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6455423A (en) 1987-08-25 1989-03-02 Nippon Seiko Kk Rolling bearing
JPH0379741A (ja) * 1989-08-22 1991-04-04 Daido Steel Co Ltd 転動疲労特性に優れた鋼
JPH05140696A (ja) 1991-11-14 1993-06-08 Daido Steel Co Ltd 軸受鋼及び軸受部品の製造方法
JP2004285384A (ja) * 2003-03-20 2004-10-14 Daido Steel Co Ltd 高強度浸炭部品
JP2006329319A (ja) 2005-05-26 2006-12-07 Jtekt Corp 転がり摺動部品、転がり軸受、カムフォロア及び転がり摺動部品の表面改質方法
JP2010196114A (ja) 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 軸受鋼の製造方法
WO2010116555A1 (ja) 2009-04-06 2010-10-14 新日本製鐵株式会社 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP2011094169A (ja) * 2009-10-27 2011-05-12 Kobe Steel Ltd 結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼
WO2013111407A1 (ja) * 2012-01-26 2013-08-01 新日鐵住金株式会社 熱処理歪みの小さい肌焼鋼材
WO2015098106A1 (ja) * 2013-12-27 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品
JP2018008181A (ja) 2016-07-11 2018-01-18 大日本印刷株式会社 ヘアラインフィルムの毛羽除去装置および方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7410391B2 (ja) 2020-03-23 2024-01-10 日本製鉄株式会社 機械構造用鋼、機械構造部品およびその製造方法
CN112030065A (zh) * 2020-07-16 2020-12-04 钢铁研究总院 一种渗碳轴承钢及其制备方法
CN112030065B (zh) * 2020-07-16 2021-08-03 钢铁研究总院 一种渗碳轴承钢及其制备方法

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