JPH09165643A - 転動疲労特性に優れた軸受鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 転動疲労寿命に及ぼす巨大炭化物量の影響を
定量的に明らかにし、優れた転動疲労特性を確実に発揮
し得る様な軸受鋼を提供すること。 【解決手段】 Ｃ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｏ等の含有量の特定さ
れた鋼材を線状または棒状圧延してなり、該圧延材にお
ける軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸
心を含み該軸心線から片側に夫々1/8・Ｄ（Ｄは該縦断面
の幅を表わす）以内の中心領域に現われる厚さ２μｍ以
上の炭化物の総断面積が、前記縦断面積に対して０．３
％以下である転動疲労特性に優れた軸受鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車や各種産業
機械などに使用される玉軸受やローラ軸受などの軸受用
として、優れた転動疲労特性を有する軸受鋼に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】上記の様な用途に用いられる軸受鋼とし
ては、従来よりＪＩＳ Ｇ ４８０５に規定されるＳＵ
Ｊ２等の高炭素クロム軸受鋼が主として用いられてき
た。ところがこれらの軸受鋼は、高炭素であるため鋳造
時にＣ等の元素が中心偏析を起こし、その後に分塊や熱
間圧延を行なっても該偏析部に図１に示す様な巨大炭化
物となって現われることがある。そしてこの様な巨大炭
化物が生成したものでは、その後に球状化焼なましや焼
入れ・焼戻し等の工程を経て軸受部品に加工された後も
該巨大炭化物が残存し、これが応力集中源となって転動
疲労寿命を低下させることが経験的に確認されている。

【０００３】そこで、高炭素クロム軸受鋼の鋳造時に生
じる中心偏析および該中心偏析部に生じる巨大炭化物を
消滅させるため、例えば特開平３−７５３１２号には、
鋳造材をビレットに圧延した後ソーキング処理を行なう
方法を提案している。また特開平３−１０４８１９号に
は、高炭素クロム軸受鋼を連続鋳造によって製造する際
に、内部が未凝固の状態で圧下を行なう方法、更に特開
昭５９−１３７１６４号には、連続鋳造の際に電磁攪拌
を行ない、鋳片中心部の炭素含有量Ｃ₁ と表層部の炭素
含有量Ｃ₂ との比（Ｃ₁ ／Ｃ₂ ）が１．２以下となる様
に制御する方法を提案している。

【０００４】これらの方法は、転動疲労寿命に影響を及
ぼすことが定性的に確認されている前記巨大炭化物の低
減乃至消滅を目的とする点で有意義な方法であるが、該
巨大炭化物が高炭素クロム軸受鋼の転動疲労寿命に具体
的にどの程度悪影響を及ぼすか、更には該巨大炭化物の
存在量をどの程度に抑えれば転動疲労寿命を確実に高め
ることができるか、といった定量的な関係については明
確にされていない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、転動
疲労寿命に及ぼす巨大炭化物量の影響を定量的に明らか
にし、優れた転動疲労特性を確実に発揮し得る様な軸受
鋼を提供しようとするものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る転動疲労特性に優れた軸受鋼の構
成は、 Ｃ ：０．６〜１．２％ Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む） Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ｐ ：０．０３％以下（０％を含む） Ｓ ：０．０３％以下（０％を含む） Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含む） Ｏ ：０．００２０％以下（０％を含む） 残部：Ｆｅおよび不可避的不純物 の要件を満足すると共に、線状または棒状圧延材におけ
る軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸心
を含み該軸心線から片側に夫々1/8・Ｄ（Ｄは該縦断面の
幅を表わす）以内の中心領域に現われる厚さ２μｍ以上
の炭化物の総断面積が、前記縦断面積に対して０．３％
以下であるところにその特徴を有している。

【０００７】本発明に係る軸受鋼は、更に他の元素とし
て、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：
２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下
（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含ま
ない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：
０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択さ
れる少なくとも一種を含有させることによって、転動疲
労特性を一段と優れたものとすることができ、また、更
に他の元素として、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まな
い）、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔ
ｅ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．１％
以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少な
くとも一種を含有させることによって、被削性を高める
ことが可能である。

【０００８】更に、該鋼材中に含まれる合金元素のうち
Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏの各元素については、それ
らの含有量が、下記（１）式の関係を満たす様に成分調
整して焼入性を高めることにより、転動疲労特性を更に
優れたものとすることができる。 [C]^1/2+0.12 ×[Mn]+ 0.11×[Cr]+ 0.05×[Ni]+ 0.03×[Mo]≧1.05……(1) （式中、［元素］は鋼材中の各元素の質量％を表わす）

【０００９】

【発明の実施の形態】以下、本発明で使用する鋼材の化
学成分を規定した理由、更には、線状もしくは棒状圧延
材の縦断面中心部に存在する炭化物の面積率などを定め
た理由を詳細に説明する。まず鋼材の化学成分を定めた
理由を明らかにする。

【００１０】Ｃ：０．６〜１．２％ Ｃは、焼入れ・焼戻し後の状態で軸受鋼に必要とされる
最低限の硬さであるＨＲｃ５８以上を確保し、転動疲労
特性などの軸受特性を確保するための強化元素として欠
くことのできない元素であり、少なくとも０．６％以上
含有させなければならず、好ましくは０．７％以上含有
させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多く
なり過ぎると芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、転動
疲労特性に却って悪影響を及ぼす様になるので、多くと
も１．２％以下、好ましくは１．１％以下に抑えるべき
である。

【００１１】Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む） Ｓｉは、脱酸性元素として有効に作用する他、焼入れ・
焼戻し軟化抵抗を高めて芯部硬さを高める作用を有して
おり、それらの作用は０．０３％程度以上含有させるこ
とによって有効に発揮される。しかしながらそれらの効
果は２．０％で飽和し、それ以上含有させると冷間加工
性や被削性に悪影響が現われてくるので、２．０％以
下、より好ましくは１．０％以下に抑えなければならな
い。

【００１２】Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｍｎは脱酸・脱硫剤として有効に作用する他、焼入性を
高めて表層および芯部硬さを高め、表面の陥没を防止す
ると共に転動疲労寿命を向上させるうえで欠くことので
きない元素であり、それらの効果を有効に発揮させるに
は０．２％以上含有させなければならない。しかしそれ
らの効果は１．５％で飽和し、それ以上含有させると冷
間加工性や被削性に悪影響を及ぼす様になるので、１．
５％以下に抑えなければならない。Ｍｎのより好ましい
含有量は０．２〜１．２％の範囲である。

【００１３】Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ａｌは脱酸性元素として有効に作用する他、窒化物を生
成してオーステナイト結晶粒を微細化し靭性を高める作
用を有しており、それらの効果を有効に発揮させるには
０．００５％以上含有させなければならない。しかしな
がらＡｌ量が多くなり過ぎると、オーステナイト結晶粒
が却って粗大化し靭性を悪化させるので、０．０６％以
下に抑えなければならない。Ａｌのより好ましい含有量
は０．０１〜０．０４％の範囲である。

【００１４】Ｐ：０．０３％以下（０％を含む） Ｐは非金属系介在物となって靭性に悪影響を及ぼすの
で、その含有量は極力少なく抑えるべきであり、その弊
害が実用上ほとんど問題とならない０．０３％を上限と
する。より好ましくは０．０１５％以下である。

【００１５】Ｓ：０．０３％以下（０％を含む） Ｓは、鋼中でほとんどがＭｎＳの形態で存在し、切削性
の向上に寄与する元素であるが、酸素含有量の少ない鋼
材においては転動疲労寿命に顕著な悪影響を及ぼすの
で、０．０３％以下に抑えなければならない。より好ま
しくは０．０１５％以下である。

【００１６】Ｔｉ：０．００５％（０％を含む） Ｔｉは、鋼中に微量混入してくるＮと結合してＴｉＮを
生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼすばかりでなく、
冷間加工性や熱間加工性も害する有害元素であり、それ
らの障害を回避するには０．００５％以下、より好まし
くは０．００４％以下に抑えなければならない。

【００１７】Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む） Ｏは、Ａｌと結合して転動疲労特性の劣化原因となるＡ
ｌ₂ Ｏ₃ 系介在物を形成し、また冷間加工性や熱間加工
性にも悪影響を及ぼすので、０．００２０％以下、より
好ましくは０．００１５％以下に抑えなければならな
い。

【００１８】本発明に係る軸受鋼の残部成分はＦｅおよ
び不可避的不純物であるが、必要により更に他の元素と
して下記の様な元素を適量含有させることによって、軸
受鋼としての特性を一段と改善することが可能である。

【００１９】Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０
％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％
を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から
選択される少なくとも一種 これらの元素はいずれも転動疲労寿命の向上に寄与する
元素である点で同効元素である。即ちＣｒ，Ｎｉ，Ｍ
ｏ，Ｃｕはいずれも焼入性向上元素として作用し、表層
および芯部の硬さを高めて転動疲労特性の向上および表
面陥没の抑制に寄与し、またＶおよびＮｂは、鋼中のＣ
やＮと結合して炭窒化物を生成し、結晶粒を微細化して
転動疲労寿命の向上に寄与する。これらのうちＣｒ，Ｎ
ｉ，Ｍｏは、焼入性向上元素としての作用により質量の
大きな部品における焼入れ・焼戻しを容易にするうえで
有効に作用する。また、Ｃｕは焼入性の向上に加えて耐
食性を高める作用も有しており、またＶ，Ｎｂは、上記
結晶粒微細化作用によって靭性を高める作用も発揮す
る。これらの効果は、Ｃｒで０．２％以上、Ｎｉで０．
２５％以上、Ｍｏで０．０８％以上、Ｃｕで０．２５％
以上、Ｖで０．０１％以上、Ｎｂで０．０１％以上含有
させることによって有効に発揮される。

【００２０】しかし、Ｃｒ量が２．０％を超えると巨大
なＣｒ炭化物が生成し易くなり、Ｎｉ量が２．０％を超
えあるいはＭｏ量が１．０％を超えると冷間加工性や被
削性が悪くなる他、焼入れ・焼戻し後に残留オーステナ
イトが多量生成して寸法安定性が劣化し、Ｃｕ量が１．
０％を超えると冷間加工性および被削性が低下する他赤
熱脆性を助長して熱間加工割れを発生し易くなるので、
夫々上限値以下に抑えるべきである。またＶの添加効果
は０．３％で飽和し又Ｎｂの上加効果は０．１％で飽和
するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。

【００２１】Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．
１％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．１％以下（０
％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一
種 これらの元素はいずれも被削性向上元素として作用する
が、それらの効果は夫々の上限値付近で飽和し、含有量
が多くなり過ぎると転動疲労寿命に悪影響が現われてく
るので、夫々上限値以下に抑えなければならない。

【００２２】更に本発明においては、上記各含有元素の
種類と夫々の含有量に加えて、焼入れ・焼戻し後の硬さ
を支配する影響要因として、上記含有元素のうちＣ，Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏの含有量が、前記（１）式の関係
を満たす様に成分調整したものは、転動疲労特性を一段
と優れたものにすることができるので好ましい。殊に、
前記（１）式の関係を満足する鋼材を適切な温度範囲で
焼入れ（好ましくは８３０〜８７０℃）・焼戻し（好ま
しくは１４０〜１８０℃）処理を行なえば、焼入れ・焼
戻し後の状態でＨＲｃ６０以上の硬さを有するものとな
り、転動疲労特性の一段とすぐれた軸受鋼を与える。

【００２３】本発明の軸受鋼は、上記成分組成の要件を
満足させることによって、優れた焼入れ・焼戻し性を確
保して表層部および芯部硬さを確保しつつ、炭化物の生
成量を可及的に抑え、転動疲労特性を改善したものであ
るが、転動疲労寿命が確実に改善されたものとするに
は、これら成分組成の要件に加えて、線状もしくは棒状
に圧延された圧延材または、引き抜き加工材の軸心を含
む縦断面の中心部（具体的には、図２に示す如く軸心線
から縦断面の幅Ｄに対し片側にそれぞれ1/8 ×Ｄ離れた
ラインで挟まれる領域）に存在する厚さ２μｍ以上の炭
化物の総断面積を、前記縦断面積に対して０．３％以下
に抑えることが極めて重要になる。

【００２４】ちなみに図３は、後述する実施例を含めて
多くの実験データから、上記縦断面中心部に存在する厚
さ２μｍ以上の炭化物の占める総断面積率が転動疲労寿
命に与える影響を整理して示したグラフであり、この図
からも明らかである様に、厚さ２μｍ以上の炭化物の面
積率が０．２％付近までは転動疲労寿命の低下傾向は僅
かであるが、この値が０．３％を超えると転動疲労寿命
は急激に低下することを確認できる。そしてこの様な傾
向が得られたのは、炭化物が厚さ２μｍ以上の巨大なも
のであるとき、その部分に応力集中が起こり易くなり、
その面積率が０．３％を超えた時に顕著な転動疲労寿命
の低下となって現われるためと考えられる。

【００２５】尚、上記の様に軸心部縦断面の中心部に存
在する２μｍ以上の炭化物の面積率を０．３％以下に抑
えるための手段としては、たとえば連続鋳造法を採用す
る際には、冷却凝固時における固相率０．２〜０．７の
間で大径ロール圧下を加えることによって凝固時の中心
偏析を抑制する方法、あるいはその後更に鋳片を１１５
０℃以上の温度で１０時間以上ソーキング処理する方法
などが好ましい方法として例示される。また通常の造塊
法を採用する場合は、鋳片を１１５０℃以上の温度で２
０時間以上ソーキング処理する方法などが好ましい方法
として例示される。

【００２６】

【実施例】次に実施例を挙げて本発明の構成および作用
効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記
実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣
旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論
可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含
まれる。

【００２７】実施例 表１に示す成分組成の鋼材を１５０ｋｇ真空炉を用いて
溶製した後、造塊法によって鋳片を製造し、各鋳片を１
２００℃で１０時間ソーキング処理した後直径６５ｍｍ
に熱間鍛造し、引き続いて下記の条件で球状化焼きなま
し処理を行なった。 （Ｎｏ．２，３および１６） ７９０℃×２時間→６８０℃まで２０℃／Ｈｒで炉冷→
その後空冷 （その他） ７６０℃×２時間→６８０℃まで２０℃／Ｈｒで炉冷→
その後空冷

【００２８】得られた各焼きなまし処理材について、軸
心を含む縦断面の中心線から片側に夫々 1/8×直径だけ
離れたライン（前記図２参照）で挟まれる範囲から長さ
１０ｍｍのサンプルを１０個切り出し、４００倍の光学
顕微鏡により被検面全面を観察し、画像解析装置を用い
て厚さ２μｍ以上の炭化物の面積率を求めた。

【００２９】また、各焼きなまし材について、図４に示
す如く軸心を含む縦断面より６０ｍｍ、厚さ５ｍｍの円
盤を切り出し、焼入れ・焼戻し処理後ラッピング加工を
施して表面粗さを０．０４μｍＲａ以下にした後、下記
の条件で転動疲労試験を行なった（Ｎ＝２０）。結果を
表２に示す。 （転動疲労試験） 面 圧：５２７ｋｇｆ／ｍｍ² 回転数：１０００ｒｐｍ 鋼球数：６個 潤滑油：タービン＃６８

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】表１，２より次の様に考察することができ
る。Ｎｏ．１〜１６は、鋼材の成分組成が本発明の規定
要件を全て満足すると共に、縦断面中心領域に存在する
厚さ２μｍ以上の炭化物の面積率が０．３％以下である
実施例であり、いずれも優れた転動疲労寿命を有してい
る。中でも、（１）式の計算値が１．０５以上であるも
のは、その値が１．０５未満であるものに比べて相対的
に高い転動疲労寿命を有していることが分かる。

【００３３】これらに対しＮｏ．１７〜２４は、本発明
で定めるいずれかの要件を欠く比較例であり、下記の如
く軸受鋼としての性能に問題がある。 Ｎｏ．１７：巨大炭化物は認められないが、Ｃ量が少な
く（１）式の値が著しく低いため、硬さ不足によって満
足な転動疲労特性が得られない。 Ｎｏ．１８：Ｃ量が多過ぎるため、中心部に規定量を超
える面積率の巨大炭化物が生じており、満足な転動疲労
特性が得られない。

【００３４】Ｎｏ．１９，２０：Ｓｉ量またはＭｎ量が
規定範囲を超える比較例であり、中心部に巨大炭化物の
生成も認められず転動疲労寿命も良好であるが、冷間加
工性と被削性が非常に悪く実用にそぐわない。 Ｎｏ．２１，２２，２３，２４：巨大炭化物の面積率そ
のものは本発明の規定要件を満たしているが、Ｐ，Ｓ，
Ｔｉ，Ｏの各含有量が多過ぎる比較例であり、いずれも
転動疲労寿命が著しく劣っている。

【００３５】実施例２ 上記表１に示した鋼種のうちＮｏ．２，３を選択し、夫
々下記の条件で鋳造、ソーキング処理、熱間鍛造、球状
化焼きなまし処理を行なった後、前記実施例１と同様に
して中心部の巨大炭化物の面積率を測定すると共に、転
動疲労試験を行なった。

【００３６】１０ｋｇｆ真空炉による溶製→造塊→１
２００℃×１０時間のソーキング処理→直径６５ｍｍに
熱間鍛造→７９０℃×２時間加熱→６８０℃まで２０℃
／時間で炉冷→空冷。 １５０ｋｇｆ真空炉による溶製→造塊→１２００℃×
１０時間のソーキング処理→直径６５ｍｍに熱間鍛造→
７９０℃×２時間加熱→６８０℃まで２０℃／時間で炉
冷→空冷。

【００３７】実機を用いた溶製→連続鋳造による３０
０ｍｍ×４３０ｍｍの鋳片製造（鋳型内電磁攪拌の実
施、および固相率０．３〜０．７の領域での大径ロール
圧下）→１２００℃×１０時間のソーキング処理→直径
６５ｍｍに熱間鍛造→７９０℃×２時間加熱→６８０℃
まで２０℃／時間で炉冷→空冷。 実機による溶製→７トン鋼塊の造塊→１２００℃×１
０時間のソーキング処理→直径６５ｍｍに熱間鍛造→７
９０℃×２時間加熱→６８０℃まで２０℃／時間で炉冷
→空冷。

【００３８】得られた焼きなまし材について、上記実施
例１と同様にして縦断面中心部における２μｍ以上の炭
化物の面積率を測定すると共に、転動疲労試験を行なっ
た。結果は表３に示す通りであり、同じ成分組成の鋼種
であっても、縦断面中心部における２μｍ以上の炭化物
の面積率によって転動疲労特性は著しく変わり、該面積
率が０．３％を超える比較例の転動疲労寿命は非常に悪
いことが分かる。尚これらの実験では、鋳造スケールの
違いによって生じる冷却速度の違いが巨大炭化物の面積
率に大きく影響を及ぼしていると思われ、鋳造スケール
が小さくて冷却速度が速いものほど、巨大炭化物は発生
し難くなっている。

【００３９】

【表３】

【００４０】また、Ｎｏ．２の鋼種を用いた上記と
の供試材について、転動疲労試験を行なった後の試験片
に見られる試験片の中心からのずれ角度と剥離発生頻度
の関係を調べたところ、図５（供試材）および図６
（供試材）に示す結果が得られた。

【００４１】これらの図からも明らかな様に、図５（２
μｍ以上の炭化物面積率が０．３％以下であるもの）で
は、供試材の中心部（中心からのずれ角度＝０度）から
表層部（中心からのずれ角度＝９０度）の範囲で剥離発
生頻度の高い部分がアットランダムに観察されるのに対
し、図６（２μｍ以上の炭化物面積率が０．３％を超え
るもの）では、中心からのずれ角度が０〜１０度の部位
（即ち中心領域）で剥離発生頻度が極端に高くなってお
り、圧延材の軸心部で転動疲労による剥離が極端に起こ
り易くなることを確認できる。

【００４２】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋼
材の化学成分を特定すると共に、圧延材の縦断面中心部
に存在する特定サイズ以上の炭化物の面積率を規定し、
あるいは更に前記式（１）の関係を満たす様に鋼材の成
分組成を調整することによって、優れた転動疲労特性を
有する軸受鋼を提供し得ることになった。

【図面の簡単な説明】

【図１】軸受鋼の縦断面組織を示す顕微鏡写真であり、
該縦断面に現われた巨大炭化物の一例を示している。

【図２】巨大炭化物の面積率を求める観察領域を示す説
明図である。

【図３】縦断面の中心部に存在する厚さ２μｍ以上の炭
化物の占める面積率と転動疲労寿命の関係を示すグラフ
である。

【図４】転動疲労試験片の採取位置を示す説明図であ
る。

【図５】転動疲労試験片（比較材）の中心からのずれ角
度と剥離発生頻度の関係を示すグラフである。

【図６】転動疲労試験片（発明材）の中心からのずれ角
度と剥離発生頻度の関係を示すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．６〜１．２％（以下、特記しな
   い限り質量％を意味する） Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む） Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ｐ ：０．０３％以下（０％を含む） Ｓ ：０．０３％以下（０％を含む） Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含む） Ｏ ：０．００２０％以下（０％を含む） 残部：Ｆｅおよび不可避的不純物 の要件を満足すると共に、線状または棒状圧延材におけ
   る軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸心
   を含み該軸心線から片側に夫々1/8・Ｄ（Ｄは該縦断面の
   幅を表わす）以内の中心領域に現われる厚さ２μｍ以上
   の炭化物の総断面積が、前記縦断面積に対して０．３％
   以下であることを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受
   鋼。
2. 【請求項２】 鋼材が、他の元素として、Ｃｒ：２．０
   ％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％
   を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まな
   い）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：
   ０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下
   （０％を含まない）よりなる群から選択される少なくと
   も一種を含有するものである請求項１に記載の軸受鋼。
3. 【請求項３】 鋼材が、他の元素として、Ｐｂ：０．１
   ％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下（０
   ％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まな
   い）、Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる
   群から選択される少なくとも一種を含有するものである
   請求項１または２に記載の軸受鋼。
4. 【請求項４】 鋼材中に含まれる合金元素の含有量が、
   下記（１）式の関係を満足するものである請求鋼１〜３
   のいずれかに記載の軸受鋼。 [C]^1/2+0.12 ×[Mn]+ 0.11×[Cr]+ 0.05×[Ni]+ 0.03×[Mo]≧1.05……(1) （式中、［元素］は鋼材中の各元素の質量％を表わす）