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WO2011065593A1 - 軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 - Google Patents

軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 Download PDF

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WO2011065593A1
WO2011065593A1 PCT/JP2010/071779 JP2010071779W WO2011065593A1 WO 2011065593 A1 WO2011065593 A1 WO 2011065593A1 JP 2010071779 W JP2010071779 W JP 2010071779W WO 2011065593 A1 WO2011065593 A1 WO 2011065593A1
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WO
WIPO (PCT)
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mass
less
steel
ingot
rolling fatigue
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/071779
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
本庄稔
長谷和邦
木村秀途
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP10833434.3A priority Critical patent/EP2508638B1/en
Priority to CN201080054272XA priority patent/CN102639735A/zh
Priority to KR20127016344A priority patent/KR101482364B1/ko
Priority to US13/512,647 priority patent/US20120321503A1/en
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • F16C2204/64—Medium carbon steel, i.e. carbon content from 0.4 to 0,8 wt%

Definitions

  • the present invention is an excellent rolling contact life suitable as a material for bearings used in automobiles, wind power generation, transport machinery, electrical machinery and precision machinery, and other general industrial machinery.
  • the present invention relates to a bearing agglomerated material (ingot steel for (or using) the bearing).
  • the present invention also relates to a method for producing a bearing steel using the bearing ingot material.
  • bearing steel high carbon chromium steel (JIS G4805 standard SUJ2) is often used. In general, it is one of the important properties that bearing steel has excellent rolling fatigue life characteristics, but this rolling fatigue life is reduced by non-metallic inclusions or eutectic carbides in the steel. It is considered a thing.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving the rolling fatigue life characteristics by controlling the central segregation rate of carbon and the oxygen content and sulfur content in steel.
  • Patent Document 3 in order to further reduce the oxygen content and to produce bearing steel with less non-metallic inclusions, it is necessary to make extensive modifications to expensive melting equipment or conventional equipment. The big burden is the problem.
  • high carbon chromium steel contains 0.95% by mass or more of C and is very hard.
  • center segregation segregation occurring in the center of the slab.
  • the level of (abbreviated) becomes high, and a huge eutectic carbide is generated in the slab, which causes a problem of reducing the rolling fatigue life. Therefore, it is used after punching out the center part of the slab to make it a waste material or by carrying out a long-time diffusion treatment (hereinafter referred to as “soaking soaking”) and dissipating them sufficiently.
  • Patent Document 4 has a specific component composition such as C: 0.6 to 1.2% by mass, in the center line of the longitudinal section passing through the axis of a linear or rod-shaped rolled material.
  • the same document quantitatively reveals the effect of the amount of giant carbide on the rolling fatigue life characteristics, and shows that giant eutectic carbide that lowers the rolling fatigue life remains in the steel.
  • Patent Document 5 has a specific component composition such as C: 0.50 to 1.50 mass% and Sb: 0.0010 to 0.0150 mass%, has little formation of a decarburized layer, and is excellent in heat treatment productivity.
  • a bearing steel is disclosed. This document aims to improve the heat treatment productivity by adding Sb so as to reduce the formation of a decarburized layer of steel and to omit the cutting or grinding step after the heat treatment.
  • Sb is suspected of being highly toxic to the human body, careful application is required.
  • Sb is concentrated in the center segregation part, and the center segregation is worsened. In the portion where Sb is concentrated, local hardening occurs, so that a difference in hardness from the base material occurs, which becomes the starting point of rolling fatigue failure, and may cause a decrease in rolling fatigue life.
  • Patent Document 6 discloses that the cast material is once rolled into a billet. A method for soaking is disclosed.
  • low carbon alloy steel may be used instead of the above-described high carbon chrome steel.
  • case-hardened steel is most frequently used after high-carbon chromium steel.
  • the case-hardened steel has a C content of 0.23% by mass or less, and appropriate amounts of Mn, Cr, Mo and Ni are added to obtain the necessary hardenability and mechanical strength, from the viewpoint of improving fatigue strength.
  • the surface is hardened by carburizing or carbonitriding.
  • the case-hardened steel that can be carburized in a short time is disclosed by setting the activation energy of carbon diffusion in the steel, defined as% Mo], to 34,000 kcal or less.
  • Patent Document 8 has a specific chemical composition such as C: 0.1 to 0.45%, the austenite grain size of the carburized layer is 7 or more, and the surface carbon content is 0.9.
  • a technique related to a carburized material having excellent rolling fatigue characteristics of 1.5% and a surface retained austenite content of 25% to 40% is disclosed.
  • JP-A-1-306542 Japanese Patent Laid-Open No. 3-12639 Japanese Patent Laid-Open No. 7-127643 Japanese Patent No. 3007834 JP-A-5-271866 JP-A-3-75312 Japanese Patent No. 4066903 Japanese Patent No. 4050829
  • an object of this invention is to provide the method of suppressing the production
  • the inventors diligently investigated the means for solving the above-mentioned problems.
  • the amount of addition of C, Si, Mn, Cr and Al is limited to a specific range with respect to the conventional bearing steel, and a new eutectic crystal is added.
  • the inventors manufactured an ingot material for a bearing in which the amounts of C, Si, Mn, Cr, and Al were changed and the eutectic carbide formation index Ec represented by the following formula (1) was changed.
  • the eutectic carbide formation index Ec represented by the following formula (1)
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. C: 0.56 mass% or more and 0.70 mass% or less, Si: 0.15 mass% or more and less than 0.50 mass%, Mn: 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less, Cr: 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less, P: 0.025 mass% or less, S: 0.025 mass% or less, Al: 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less, O: 0.0015% by mass or less and N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, and a component composition comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and further defined by the following formula (1)
  • the eutectic carbide formation index Ec is 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25
  • Cu 0.005 mass% or more and 0.5 mass% or less, 1 or 2 or more types selected from Ni: 0.005 mass% or more and 1.00 mass% or less and Mo: 0.01 mass% or more and 0.5 mass% or less Ingot-making material for bearings as described in 1.
  • W 0.001% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Nb 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • Ti 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • V 0.002 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • B The agglomerated material for a bearing according to any one of 1 to 3 above, which contains 0.0002% by mass or more and 0.005% by mass or less. That is, when the above inventions 1 to 4 are summarized, the bearing ingot material of the present invention is C: 0.56% by mass to 0.70% by mass, Si: 0.15% by mass to less than 0.50% by mass, Mn: 0.60% by mass to 1.50% by mass, Cr: 0.50 % By mass to 1.10% by mass, P: 0.025% by mass or less, S: 0.025% by mass or less, Al: 0.005% by mass to 0.500% by mass, O: 0.0015% by mass And N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, Alternatively, it further contains at least one of the following (A) to (C): (A) Cu: 0.005 mass% to 0.5 mass%, Ni: 0.005 mass% to 1.00 mass% and Mo: 0.01 mass% to 0.5
  • C 0.56 mass% or more and 0.70 mass% or less, Si: 0.15 mass% or more and less than 0.50 mass%, Mn: 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less, Cr: 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less, P: 0.025 mass% or less, S: 0.025 mass% or less, Al: 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less, O: 0.0015% by mass or less and N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, and a component composition comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and further defined by the following formula (1)
  • the eutectic carbide formation index Ec is 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25
  • a steel ingot that satisfies the following conditions is cast by an ingot-making method to form an ingot, and after the ingot is heated to 1000 to 1350 ° C., hot forging with a forging ratio of 2.0% or more is performed.
  • a method for producing a bearing steel characterized in that the steel material has a square section with a short side dimension of 400 mm or more or a circular cross-section with a diameter of 400 mm or more.
  • Ec ( ⁇ 0.07 ⁇ [% Si] ⁇ 0.03 ⁇ [% Mn] + 0.04 ⁇ [% Cr] ⁇ 0.36 ⁇ [% Al] +0.79) ⁇ [% C] ... (1)
  • [] is the content of each component in parentheses (mass%)
  • W 0.001% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Nb 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • Ti 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • V 0.002 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • W 0.001% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Nb 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • Ti 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • V 0.002 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • the method for producing a bearing steel according to the present invention provides: C: 0.56% by mass to 0.70% by mass, Si: 0.15% by mass to less than 0.50% by mass, Mn: 0.60% by mass to 1.50% by mass, Cr: 0.50 % By mass to 1.10% by mass, P: 0.025% by mass or less, S: 0.025% by mass or less, Al: 0.005% by mass to 0.500% by mass, O: 0.0015% by mass And N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, Alternatively, it further contains at least one of the following (A) to (C): (A) Cu: 0.005 mass% to 0.5 mass%, Ni: 0.005 mass% to 1.00 mass%
  • the agglomerated material is heated to 1000 to 1350 ° C.
  • hot forging with a wrought ratio of 2.0% or more is performed, and the short cross-section is 400 mm or more in angular cross section or diameter of 400 mm or more. It is the manufacturing method of the steel for bearings characterized by using the steel material of the round cross section of this.
  • the present invention it is possible to stably manufacture an ingot material for a bearing having rolling fatigue resistance characteristics far superior to those of conventional bearing steel. Also, for this reason, it is possible to produce bearing steel having a small cross section to a large cross section, which contributes to an increase in the size of wind power generators, transport machines, and other general industrial machines, and has an industrially beneficial effect.
  • FIG. 2 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a sample for observation of microstructure is collected from a steel piece after corner forging.
  • FIG. 3 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a rolling life evaluation sample is collected from a steel piece after corner forging.
  • FIG. 4 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a sample for microstructure observation is collected from a steel piece after round forging.
  • FIG. 5 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a rolling life evaluation sample is sampled from a steel piece after round forging.
  • FIG. 6 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a sample for machinability evaluation is collected from a steel piece after corner forging.
  • FIG. 7 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a sample for machinability evaluation is collected from a steel piece after round forging.
  • C 0.56% by mass or more and 0.70% by mass or less
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel and improving the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • 0.56% by mass 0.56% by mass. Included above.
  • the C content is set to 0.56% by mass or more and 0.70% by mass or less.
  • Si acts as a deoxidizer, enhances the strength of the steel by solid solution strengthening, and improves the rolling fatigue life characteristics of the steel. Therefore, it is an element added for the purpose of these actions.
  • 0.15% by mass or more of Si is added in the present invention.
  • addition of 0.50% by mass or more deteriorates the machinability and forgeability of steel.
  • it combines with oxygen in the steel and remains in the steel as an oxide, leading to deterioration of rolling fatigue life characteristics. Further, when concentrated in the segregation part, eutectic carbide is easily generated. From the above, the upper limit of Si is less than 0.50% by mass.
  • Mn is an element added to improve hardenability, increase the toughness of steel, and improve the rolling fatigue life resistance of steel materials.
  • 0.60% by mass or more is added.
  • addition exceeding 1.50 mass% reduces machinability.
  • ⁇ Cr 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less Cr is an element added to increase the toughness of steel and improve the rolling fatigue life characteristics of steel as in the case of Mn.
  • 0.50% by mass or more is added.
  • addition exceeding 1.10% by mass lowers the machinability, so the upper limit of Cr is 1.10% by mass.
  • P 0.025% by mass or less
  • P is a harmful element that lowers the base metal toughness and rolling fatigue life of steel, and is preferably reduced as much as possible.
  • P is 0.025 mass% or less.
  • it is 0.020 mass% or less.
  • S exists in steel as MnS which is a nonmetallic inclusion. Since bearing steel has few oxides that are likely to be the starting point of rolling fatigue, the presence of a large amount of MnS in the steel causes a reduction in rolling fatigue life. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible, and in the present invention, it is 0.025% by mass or less. Preferably, it is 0.020 mass% or less. Industrially, it is difficult to make the S content 0%, and the content is often 0.0001% by mass or more.
  • Al acts as a deoxidizer, and also produces nitrides to refine austenite grains and improve toughness and rolling fatigue life characteristics. Therefore, it is an element added for the purpose of these actions.
  • 0.005 mass% or more of Al is added in the present invention.
  • coarse oxide inclusions will be present in the steel, leading to a reduction in the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • it concentrates in a segregation part it makes it easy to produce
  • the upper limit of the Al content is 0.500% by mass. Preferably, it is 0.450 mass% or less.
  • O 0.0015% by mass or less
  • O combines with Si and Al to form a hard oxide-based non-metallic inclusion, which causes a reduction in rolling fatigue life. Accordingly, O is preferably as low as possible, and is 0.0015% by mass or less. Industrially, it is difficult to reduce the O content to 0%, and the content is often 0.0003% by mass or more.
  • N 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less N combines with Al to form nitride-based nonmetallic inclusions, thereby refining austenite grains and improving toughness and rolling fatigue life characteristics.
  • 0.003 mass% or more is added.
  • the upper limit of N content shall be 0.015 mass%.
  • it is 0.010 mass% or less.
  • Eutectic carbide formation index Ec 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25
  • the inventors melted steel having various component compositions in a vacuum melting furnace, and investigated the presence or absence of eutectic carbide in the obtained steel ingot. Furthermore, regression calculation was performed with various changes in the selection of parameters (main influence elements). As a result, the knowledge that the eutectic carbide index Ec value defined by the following formula (1) must satisfy 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25 as a steel composition capable of suppressing the formation of eutectic carbides. Obtained.
  • the inventors produced bearing steel according to the component composition and Ec value shown in Table 1, and investigated the rolling fatigue life characteristics.
  • the rolling fatigue life characteristics were measured by the same test method as in the examples described later.
  • the manufacturing conditions of the bearing steel were made equal. That is, after melting in a converter, the ingot was made into an agglomerated material (ingot) having a cross section of 1350 mm ⁇ 1250 mm (top side) and a cross section of 1280 ⁇ 830 mm (bottom side) by the ingot method, Forged to.
  • the wrought ratio is 5.6 on the top side and 3.5 on the bottom side.
  • a test piece for observation of the presence or absence of eutectic carbide generation as shown in FIG. 2 and a rolling fatigue test piece as shown in FIG. 3 are collected from the steel piece after forging, and the eutectic carbide is produced by the test method described later.
  • Existence, rolling fatigue life characteristics and machinability were investigated.
  • each test piece was taken from a portion corresponding to the bottom side of the ingot-making material of the steel piece after forging.
  • the evaluation results of rolling fatigue life are shown in Table 2, and the relationship between the evaluation results and Ec values is shown in FIG.
  • Table 2 The evaluation results of rolling fatigue life is shown in Table 2, and the relationship between the evaluation results and Ec values is shown in FIG.
  • the Ec value In the region where the Ec value is 0 or less, huge eutectic carbides are formed in the steel, and even if the Ec value is increased in this region, the rolling fatigue life is below the level of the reference material. There has been little improvement. However, when the Ec value exceeds 0, no eutectic carbide is generated and a rapid improvement in rolling fatigue life is observed. However, when the Ec value exceeds 0.25, the amount of C to be added decreases, so that the strength of the steel after quenching cannot be secured, and the rolling fatigue life is reduced.
  • the Ec value is regulated to adjust the steel without eutectic carbide.
  • eutectic carbide is generated in the steel, rolling fatigue starts from the eutectic carbide. This is because, as a result, the rolling fatigue resistance is deteriorated.
  • the ingot material produced by the ingot method, it becomes possible to suppress the formation of eutectic carbide, and since the effect of improving the rolling fatigue life is particularly large, the ingot material Limited to. Also, if the material is manufactured by the ingot-making method, it is possible to deal with bearing products from small to large cross sections.
  • Cu , Ni and Mo are elements that increase the hardenability and strength after tempering and improve the rolling fatigue life characteristics of steel, and are selected according to the required strength (ie, Cu, Ni, Mo, Cu + Ni, Cu + Mo, Ni + Mo and Cu + Ni + Mo can be selected).
  • Cu, Ni, Mo is added in an amount of 0.005% by mass or more and Mo in an amount of 0.01% by mass or more.
  • Cu and Mo are added in amounts of 0.5% by mass and Ni is added in excess of 1.00% by mass, the machinability of the steel is lowered. Therefore, Cu, Ni, and Mo may be added up to the above values. preferable.
  • W 0.001 to 0.5 mass%
  • Nb 0.001 to 0.1 mass%
  • Ti 0.001 to 0.1 mass%
  • Zr 0.001 to 0.1 mass%
  • V one or more of 0.002 to 0.5% by mass W, Nb, Ti, Zr and V all enhance the hardenability and strength of the steel after tempering, and It is an element that improves dynamic fatigue life characteristics, and is selected according to the required strength (ie, W, Nb, Ti, Zr, V, W + Nb, W + Ti, W + Zr, W + V, Nb + Ti, Nb + Zr, Nb + V, Ti + Zr, Ti + V , Zr + V, W + Nb + Ti, W + Nb + Zr, W + Nb + V, W + Ti + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr
  • W, Nb, Ti and Zr at 0.001% by mass or more and V at 0.002% by mass or more, respectively.
  • W and V are added in an amount of 0.5% by mass and Nb
  • Ti and Zr are added in an amount exceeding 0.1% by mass, the machinability of the steel is lowered. .
  • (C) B 0.0002 to 0.005 mass% B is an element that increases the strength of the steel after tempering by increasing the hardenability and improves the rolling fatigue life characteristics of the steel, and can be added as necessary. In order to acquire this effect, it is preferable to add at 0.0002 mass% or more. However, if adding over 0.005 mass%, the workability deteriorates, so B is preferably added in the range of 0.0002 to 0.005 mass%.
  • any combination of element groups (A), (B), and (C) is possible. That is, an element may be selected and added from any one element group, or an element may be selected and added from any two element groups, and each element may be selected from all element groups. And may be added.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include Sn, Sb, As, Ca and the like, but are not limited thereto.
  • the ingot material for bearings having the above component composition is melted by a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter, and further a degassing step, and then made into a slab by the ingot method.
  • a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter
  • a degassing step and then made into a slab by the ingot method.
  • an ingot material that prevents the formation of eutectic carbide can be obtained. It is also possible to produce these materials.
  • the above-described ingot material for bearings is subjected to solid forging by hot forging (forging method in which the material is pressed in the radial direction to extend the length), and a steel material having a square cross section (hereinafter referred to as a square steel bar). Or a steel material having a round cross section (hereinafter referred to as a round steel bar round steel bar).
  • the steel material is subjected to forging for upsetting the steel material into the shape of a component such as an outer ring or an inner ring of the bearing, thereby forming a bearing component.
  • the ingot material for bearings is once subjected to substantial forging into a steel material having a square or round cross section, because the inside of the slab produced by the ingot method is a collection of coarse porosity. This is because an internal defect such as a certain defect (cavity defect) is likely to occur and is reduced by hot forging.
  • forging into a round steel material or a square steel material is performed by heating the ingot material at a heating temperature of 1000 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1000 ° C.
  • the hot load is increased during the forging of the slab manufactured by the ingot-making method, and forging becomes difficult. For this reason, since reheating-reheating forging is required, the production efficiency is lowered and the production cost is increased.
  • the heating temperature is higher than 1350 ° C., partial melting occurs in the slab, and cracks occur in the round steel material or the square steel material. From the above, the heating temperature is set to 1000 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower
  • the forging ratio is 2.0 or more.
  • the forging ratio is less than 2.0, defects such as coarse zaku exist and internal cracks are generated during processing of the bearing steel.
  • a preferable wrought molding ratio is 2.5 or more. The upper limit is not particularly required, but is practically 8.0 or less.
  • the wrought molding ratio refers to the wrought molding ratio in the actual training described in JIS G 0701. That is, it means the ratio A / a between the cross-sectional area A before forging and the cross-sectional area a after forging.
  • the short side dimension is preferably 400 mm or more in the case of a square steel material, and the diameter is preferably 400 mm or more in the case of a round steel material.
  • the short side dimension in the cross section perpendicular to the stretching direction of the ingot material is submerged in the square steel material, the short side dimension is smaller than the long side dimension in the cross section perpendicular to the stretching direction of the square steel material, or when it is stretched to the round steel material If it is smaller than the diameter of the round steel material, the slab will buckle during forging, leading to a reduction in forging efficiency and an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferable that the short side dimension in the cross section perpendicular to the stretching direction of the ingot material is larger than the short side dimension (in the case of square steel material) or the diameter (in the case of round steel material) of the steel material after stretching.
  • the rolling fatigue life characteristics are preferably evaluated by actually using forging, cutting, quenching / tempering, and actually using it, but this requires a long time for evaluation. Therefore, the rolling fatigue life characteristics were evaluated as follows using a thrust type rolling fatigue life tester (thrust type rolling contact fatigue machine).
  • Thrust type rolling fatigue life tester thrust type rolling contact fatigue machine.
  • Billet after forging (T 1/2, T 2 /4) section (T 1 T 2 is the length of the side of the square forged billet: 3), or D / 4 parts (D is the round forging From the diameter of the steel piece: FIG. 5), a 60 mm ⁇ ⁇ 5.3 mm disk was cut out, heated to 950 ° C., held for 20 minutes, and quenched with 25 ° C. oil.
  • test piece was subjected to a Hertzian maximum contact stress of 5.8 GPa by using a thrust rolling fatigue tester so that the steel ball would roll on a circumference of about 38 mm in diameter. And subjected to a rolling fatigue test.
  • each test piece was taken from a portion corresponding to the bottom side of the ingot-making material of the steel piece after forging.
  • the rolling fatigue life characteristics were evaluated as follows.
  • the number of stress loads until peeling occurs on the test piece is obtained for 10 to 15 test pieces, and the relationship between the cumulative failure probability and the number of stress loads using Weibull paper (weibull property paper) Organized with. Then, the cumulative failure probability of 10% (hereinafter, referred to as B 10 life) were determined.
  • the B 10 life criteria steel when improved (A-1 SUJ2 equivalent steel) 10% or more with respect to the rolling fatigue life characteristics is determined to have increased.
  • the test pieces thus obtained were evaluated for machinability using a peripheral turning tester.
  • the peripheral turning test was performed using a carbide (P10) cutting tool, without a lubricant, at a cutting speed of 120 mm / min, a feed speed of 0.2 m / rev, and a cutting depth of 1.0 mm.
  • the time to reach 2 mm was investigated as the tool life.
  • tool life ratio tool life / SUJ2 equivalent steel tool
  • Table 5 shows the presence / absence of eutectic carbide, rolling fatigue life characteristics, and machinability test results.
  • the steels of B-1 to B-2, B-4 to B-5, B-7, B-12 to B-18 and B-20 to B-28, which satisfy the component composition and Ec value according to the present invention It can be seen that there is no eutectic carbide in the steel and it has good rolling fatigue life characteristics.
  • the steels of B-3, B-6, and B-11 whose Ec values do not satisfy the range of the present invention include eutectic carbides in the steel. It can be seen that the rolling fatigue life is reduced.
  • the steels B-8 to B-10, B-19 and B-30 to B-33 whose component composition does not satisfy the scope of the present invention have a reduced rolling fatigue life.
  • B-23 to B-25 are cases where the component composition is within the range of the present invention and the forging ratio is less than 2.0, while B-26 to B-28 are within the range of the present invention.
  • this is an invention example in which the forging ratio is 2.0 or more.
  • the Ec value is within the range of the present invention, but it can be seen that the steel of B-29 whose Cr content is outside the range of the present invention has insufficient machinability.
  • an ingot material for a bearing excellent in rolling fatigue life characteristics can be produced at low cost, and a bearing steel having a very high industrial value can be provided.

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Abstract

軸受用造塊材において、Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.025質量％以下、Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、Ｏ：0.0015質量％以下およびＮ：0.0030質量％以上0.015質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦0.25を満足する成分組成とすることにより、偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する。

Description

軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法
　本発明は、自動車、風力発電（ｗｉｎｄ　ｐｏｗｅｒ）、輸送機械、電気機械および精密機械や、その他一般産業機械などに用いられる軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｌｉｆｅ）特性を有する軸受用造塊材（ｉｎｇｏｔ　ｓｔｅｅｌ　ｆｏｒ（ｏｒ　ｕｓｉｎｇ）ｔｈｅ　ｂｅａｒｉｎｇ：軸受用鋼向造塊鋼材）に関するものである。　本発明はまた、前記軸受用造塊材を用いた軸受用鋼（ｂｅａｒｉｎｇ　ｓｔｅｅｌ）の製造方法に関するものである。
　この種の軸受鋼としては、高炭素クロム鋼（ｈｉｇｈ　ｃａｒｂｏｎ　ｃｈｒｏｍｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ：ＪＩＳ　Ｇ４８０５規格　ＳＵＪ２）が多く利用されている。　一般に、軸受鋼は、転動疲労寿命特性に優れることが重要な性質の一つであるが、この転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物あるいは共晶炭化物（ｅｕｔｅｃｔｉｃ　ｃａｒｂｉｄｅ）によって低下するものと考えられている。
　最近の研究では、転動疲労寿命の低下に及ぼす影響として、鋼中の非金属介在物の影響が最も大きいと考えられている。　そこで、鋼中酸素量の低減を通じて非金属介在物の量および大きさを制御することによって、軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。
　例えば、特許文献１および特許文献２などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成、形状あるいは分布状態をコントロールする技術である。　しかし、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備が必要であったり、あるいは従来設備の大幅な改造が必要であったりし、経済的な負担が大きいという問題がある。
　さらに、特許文献３では、炭素の中心偏析率並びに鋼中の酸素量および硫黄含有量を制御することによって、転動疲労寿命特性を向上させようとする技術が開示されている。しかし、前述したように、酸素含有量を更に減少させ、更なる非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するためには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことが問題になる。
　そこで、鋼中の非金属介在物の低減のみならず、鋼中の共晶炭化物を低減することについても注目されてきている。　例えば、高炭素クロム鋼は、０．９５質量％以上のＣを含有し非常に硬質であり、鋼の耐摩耗性は良好ではあるものの、鋳片中心部に発生する偏析（以下、中心偏析と略す）の程度が高くなり、さらには鋳片中に巨大な共晶炭化物が生成するため、転動疲労寿命を低下させる問題があった。　そのため、鋳片中央部を打ち抜いて廃材とするか、長時間の拡散処理（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ：以下、ソーキングｓｏａｋｉｎｇと略す）を実施し、これらを十分に消散させてから用いられている。
　このような偏析の問題に関して、特許文献４では、Ｃ：０．６~１．２質量％など特定の成分組成を有し、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：該縦断面の幅）以内の中心領域に現れる、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％以下とする方法が開示されている。　さらに、同文献には、転動疲労寿命特性に及ぼす巨大炭化物量の影響が定量的に明らかにされ、転動疲労寿命を低下させる巨大共晶炭化物が鋼中に残存することを示している。
　特許文献５では、Ｃ：０．５０~１．５０質量％およびＳｂ：０．００１０~０．０１５０質量％などの特定の成分組成を有し、脱炭層の形成が少なく、熱処理生産性に優れた軸受鋼が開示されている。同文献では、Ｓｂを添加することで、鋼の脱炭層の形成を少なくし、熱処理後の切削あるいは研削工程を省略可能として、熱処理生産性を向上させることを目的としている。　しかし、Ｓｂは人体に対して強い毒性の疑いがあるため、適用には慎重さが求められる。　また、Ｓｂを添加すると中心偏析部にＳｂが濃化し、中心偏析を悪化させる。　Ｓｂが濃化した部分では、局所的な硬化を生じるため、母材との硬度差が生じ、転動疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命の低下をもたらす可能性がある。
　ここで、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共晶炭化物を消散するため、例えば、特許文献６には、鋳造材をいったん圧延してビレットにし、このビレットをソーキングする方法が開示されている。
　しかしながら、ソーキング中の鋼中温度は不均一であるため、部分的にソーキング温度が固相線を超える温度になった場合、再び部分的に溶解が始まり、共晶反応を起こして更なる巨大共晶炭化物が生成するという問題点があった。
　そのため、軸受の用途によっては、上述した高炭素クロム鋼ではなく、低炭素合金鋼を使用する場合がある。　例えば、肌焼き鋼は、高炭素クロム鋼に次いで多く利用されている。　しかし、肌焼き鋼は、Ｃ量を０．２３質量％以下とし、必要な焼入れ性と機械的強度を得るために適量のＭｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉなどが添加され、疲労強度向上の観点から、浸炭または浸炭窒化処理により表面を硬化させている。
　例えば、特許文献７には、Ｃ：０．１０~０．３５％などの、特定の化学組成を有し、Ｑ＝３４１４０−６０５［％Ｓｉ］＋１８３［％Ｍｎ］＋１３６［％Ｃｒ］＋１２２［％Ｍｏ］で定義される、鋼中の炭素拡散の活性化エネルギーを３４０００ｋｃａｌ以下とすることにより、短時間で浸炭可能な肌焼鋼が開示されている。
　同様に、特許文献８には、Ｃ：０．１~０．４５％などの、特定の化学組成を有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上、表面の炭素含有量が０．９~１．５％であり、表面の残留オーステナイト量が２５~４０％である転動疲労特性に優れた浸炭材に関する技術が開示されている。
　しかしながら、上述した浸炭あるいは浸炭窒化を行うことによって、転動疲労寿命特性が向上するものの、製造コストの上昇を招いたり、歪や寸法変化が大きくて歩留まりが低下したりするため、製品コストの上昇を招くことが問題であった。
　また、軸受鋼の用途によっては大断面（ｌａｒｇｅ　ｓｅｃｔｉｏｎ）化が必要になるため、浸炭あるいは浸炭窒化を行う設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことも問題となる。
特開平１−３０６５４２号公報 特開平３−１２６８３９号公報 特開平７−１２７６４３号公報 特許第３００７８３４号公報 特開平５−２７１８６６号公報 特開平３−７５３１２号公報 特許第４０６６９０３号公報 特許第４０５０８２９号公報
　さて、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械は年々大型化しており、これらに用いる軸受鋼の更なる大断面化が急務となっていた。　鋼塊の製造方法は造塊法（ｉｎｇｏｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）と連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）とに大別されるが、この軸受鋼の大断面化には、従来、連続鋳造で製造されていた素材を造塊法にて製造することによって、小断面から大断面まで対応することが可能となる。　しかし、この造塊法で製造された鋼（以下、造塊材と言う）では、Ｖ偏析（Ｖ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）部や逆Ｖ偏析（ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｖ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）部のような偏析部に巨大な共晶炭化物が生成することが、特に問題となる。　なぜなら、造塊材は、連続鋳造材の場合と比較して偏析度合いが高く、従って、巨大な共晶炭化物の生成頻度も高くなるため、共晶炭化物の生成を抑制することが重要になるからである。
　そこで、本発明は、造塊法によって得られる軸受用造塊材に対して、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。
　発明者らは、前記課題を解決する手段について鋭意究明したところ、従来の軸受鋼に対して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌの添加量を特定の範囲に限定するとともに、新たに共晶炭化物生成指数（ｅｕｔｅｃｔｉｃ　ｃａｒｂｉｄｅ　ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｉｎｄｅｘ）を導入し、その値をも特定の範囲に限定することを発見した。　すなわち、これらの限定によって、造塊材で問題となっていたＶ偏析部や逆Ｖ偏析部での巨大な共晶炭化物の生成を回避することができ、したがって転動寿命特性に優れた軸受用造塊材を提供可能であることを知見した。
　すなわち、発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌ量を変化させ、かつ後述の（１）式で表される共晶炭化物生成指数Ｅｃを変化させた軸受用造塊材を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびＥｃ値が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、
　Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、
　Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、
　Ｐ：０．０２５質量％以下、
　Ｓ：０．０２５質量％以下、
　Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、
　Ｏ：０．００１５質量％以下および
　Ｎ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下
　を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
　０＜Ｅｃ≦０．２５
　を満足することを特徴とする軸受用造塊材。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｅｃ＝（−０．０７×［％Ｓｉ］−０．０３×［％Ｍｎ］＋０．０４×［％Ｃｒ］−０．３６×［％Ａｌ］＋０．７９）−［％Ｃ］・・・・・（１）
　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
２．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、
　Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下および
　Ｍｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の軸受用造塊材。
３．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、
　Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
　Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下および
　Ｖ：０．００２質量％以上０．５質量％以下
　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２のいずれかに記載の軸受用造塊材。
４．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下
　を含有することを特徴とする前記１から３のいずれかに記載の軸受用造塊材。
　すなわち、上記１~４の発明をまとめると、本発明の軸受用造塊材は、
　Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０２５質量％以下、Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、Ｏ：０．００１５質量％以下およびＮ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下を含み、
　あるいはさらに下記（Ａ）~（Ｃ）の少なくとも何れかを含有し：
（Ａ）Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下およびＭｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、
（Ｂ）Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下およびＶ：０．００２質量％以上０．５質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、
（Ｃ）Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに前記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦０．２５を満足することを特徴とする軸受用造塊材である。
５．Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、
　Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、
　Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、
　Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、
　Ｐ：０．０２５質量％以下、
　Ｓ：０．０２５質量％以下、
　Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、
　Ｏ：０．００１５質量％以下および
　Ｎ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下
　を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
　０＜Ｅｃ≦０．２５
　を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を１０００~１３５０℃に加熱した後、鍛錬成形比（ｆｏｒｇｉｎｇ　ｒａｔｉｏ）が２．０％以上の熱間鍛造を行い、短辺（ｓｈｏｒｔ　ｓｉｄｅ）寸法が４００ｍｍ以上の角断面（ｓｑｕａｒｅ　ｓｅｃｔｉｏｎ）あるいは直径が４００ｍｍ以上の丸断面（ｃｉｒｃｕｌａｒ　ｃｒｏｓｓ−ｓｅｃｔｉｏｎ）の鋼材とすることを特徴とする軸受用鋼の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｅｃ＝（−０．０７×［％Ｓｉ］−０．０３×［％Ｍｎ］＋０．０４×［％Ｃｒ］−０．３６×［％Ａｌ］＋０．７９）−［％Ｃ］・・・・・（１）
　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
６．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、
　Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下および
　Ｍｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５に記載の軸受用鋼の製造方法。
７．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、
　Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
　Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下および
　Ｖ：０．００２質量％以上０．５質量％以下
　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５または６のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
８．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下
　を含有することを特徴とする前記５から７のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
　すなわち、上記５~８の発明をまとめると、本発明の軸受用鋼の製造方法は、
　Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０２５質量％以下、Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、Ｏ：０．００１５質量％以下およびＮ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下を含み、
　あるいはさらに下記（Ａ）~（Ｃ）の少なくとも何れかを含有し：
（Ａ）Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下およびＭｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、
（Ｂ）Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下およびＶ：０．００２質量％以上０．５質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、
（Ｃ）Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに前記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦０．２５を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を１０００~１３５０℃に加熱した後、鍛錬成形比が２．０％以上の熱間鍛造を行い、短辺寸法が４００ｍｍ以上の角断面あるいは直径が４００ｍｍ以上の丸断面の鋼材とすることを特徴とする軸受用鋼の製造方法である。
　本発明によれば、従来の軸受鋼に比べて遥かに優れた耐転動疲労寿命特性を有する軸受用造塊材を、安定して製造することが可能となる。　またこのため、小断面から大断面の軸受鋼の製造を実現することができ、風力発電機や輸送機械、その他一般産業機械の大型化にも寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
図１は、転動疲労寿命の評価結果（縦軸：Ｂ１０寿命比）をＥｃ値（横軸：質量％）との関係として整理したグラフである。 図２は、角鍛造後の鋼片からミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図３は、角鍛造後の鋼片から転動寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 図４は、丸鍛造後の鋼片からミクロ組織観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図５は、丸鍛造後の鋼片から転動寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図６は、角鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 図７は、丸鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
　次に、本発明の軸受用造塊材について詳細に説明する。
　まず、本発明の軸受用造塊材における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。
・Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下
　Ｃは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では０．５６質量％以上含有させる。　一方、０．７０質量％を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。　以上のことから、Ｃ量は０．５６質量％以上０．７０質量％以下とする。
・Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上させる作用を有するため、これらの作用を目的に添加される元素である。これらの作用を目的として、本発明ではＳｉを０．１５質量％以上添加する。　しかし、０．５０質量％以上の添加は、鋼の被削性や鍛造性を劣化させる。　また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。　さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。　以上のことから、Ｓｉの上限は０．５０質量％未満とする。
・Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下
　Ｍｎは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、０．６０質量％以上添加する。　しかし、１．５０質量％を超える添加は、被削性を低下させる。　また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。　以上のことから、Ｍｎの上限は１．５０質量％とする。
・Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、０．５０質量％以上添加する。　しかし、１．１０質量％を超える添加は、被削性を低下させるため、Ｃｒの上限は１．１０質量％とする。
・Ｐ：０．０２５質量％以下
　Ｐは、鋼の母材靭性や転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。　特に、Ｐの含有量が０．０２５質量％を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。　よって、Ｐは０．０２５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０質量％以下である。　なお工業的にはＰ含有量を０％とすることは困難であり、０．００２質量％以上含有されることが多い。
・Ｓ：０．０２５質量％以下
　Ｓは、非金属介在物であるＭｎＳとして鋼中に存在する。　軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、ＭｎＳが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、０．０２５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０質量％以下である。　なお工業的にはＳ含有量を０％とすることは困難であり、０．０００１質量％以上含有されることが多い。
・Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、また、窒化物を生成してオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させる作用を有するため、これらの作用を目的に添加される元素である。　これらの作用を目的として、本発明ではＡｌを０．００５質量％以上添加する。　しかし、０．５００質量％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。　また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。　以上のことから、Ａｌ含有量の上限は０．５００質量％とする。好ましくは、０．４５０質量％以下である。
・Ｏ：０．００１５質量％以下
　Ｏは、ＳｉやＡｌと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。　従って、Ｏは可能な限り低い方が良く、０．００１５質量％以下とする。　なお工業的にはＯ含有量を０％とすることは困難であり、０．０００３質量％以上含有されることが多い。
・Ｎ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下
　Ｎは、Ａｌと結合して窒化物系非金属介在物を形成することにより、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、０．００３質量％以上添加する。しかし、０．０１５質量％を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。　また、鋼中で窒化物として生成しないＮ（フリーＮ）が多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、Ｎ含有量の上限は０．０１５質量％とする。　好ましくは、０．０１０質量％以下とする。
・共晶炭化物生成指数Ｅｃ：０＜Ｅｃ≦０．２５
　発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査した。　さらにその結果に関してパラメータ（主影響元素）の選択を種々に変更して回帰計算を行った。　その結果、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の（１）式により定義される共晶炭化物指数Ｅｃ値が０＜Ｅｃ≦０．２５を満足することが必要であるという知見を得た。
　Ｅｃ＝（−０．０７×［％Ｓｉ］−０．０３×［％Ｍｎ］＋０．０４×［％Ｃｒ］−０．３６×［％Ａｌ］＋０．７９）−［％Ｃ］　…（１）
　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
　さらに、発明者らは、表１に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。
　なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにＥｃ値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。　すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で１３５０ｍｍ×１２５０ｍｍ断面（トップ側）、１２８０×８３０ｍｍ断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を５５０ｍｍ角断面に鍛造した。　鍛錬成形比は、トップ側で５．６および、ボトム側で３．５である。　鍛造後の鋼片から、図２に示すように共晶炭化物生成有無観察用試験片、ならびに図３に示すように転動疲労試験片を採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性ならびに被削性（工具寿命比で評価）をそれぞれ調査した。　ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　転動疲労寿命の評価結果を表２に、この評価結果とＥｃ値との関係として整理したものを図１に、それぞれ示す。　同図に示すように、Ｅｃ値が０以下の領域では、鋼中に巨大な共晶炭化物が生成しており、Ｅｃ値をこの領域で増加させても転動疲労寿命は基準材の水準からほとんど改善されていない。　しかしＥｃ値が０を超えると共晶炭化物が生成されなくなり、転動疲労寿命の急激な改善が見られる。　ただし、Ｅｃ値が０．２５超になると、添加するＣ量が少なくなるため、焼入れ後の鋼の強度が確保できなくなり、転動疲労寿命が低下した。　以上のことから、Ｅｃ値を０＜Ｅｃ≦０．２５とすることによって、鋼中に共晶炭化物が生成することが無くなり、従って、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。　また、Ｅｃ値が本発明の範囲内であっても、Ｃ量が本発明の範囲外であるＡ−８、および、Ｍｎ量が本発明の範囲外であるＡ−１０は、鋼の強度が低下したため、転動疲労寿命が低下した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ここで、上記のようにＥｃ値を規制して共晶炭化物のない鋼に調整したのは、上述したように、共晶炭化物が鋼中に生成すると、共晶炭化物を起点として転動疲労が発生し、その結果、耐転動疲労寿命特性の低下を招くためである。
　なお、本発明では、造塊法によって製造した造塊材である場合においても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能となり、特に転動疲労寿命向上の効果が大きいことから、造塊材に限定する。　また、素材を造塊法で製造すると、小断面から大断面までの軸受け製品に対応することが可能となる。
　さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
（Ａ）Ｃｕ：０．００５~０．５質量％、Ｎｉ：０．００５~１．００質量％およびＭｏ：０．０１~０．５質量％のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して（すなわちＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ＋Ｎｉ、Ｃｕ＋Ｍｏ、Ｎｉ＋ＭｏおよびＣｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの何れかを選択して）添加することができる。　このような効果を得るためには、ＣｕおよびＮｉは０．００５質量％以上、Ｍｏは０．０１質量％以上添加することが好ましい。　しかし、Ｃｕ、Ｍｏは０．５質量％、Ｎｉは１．００質量％を超えて添加すると、鋼の被削性が低下するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは上記値を上限として添加することが好ましい。
　同様に、本発明の軸受鋼では、強度を高めたり、鋼の転動疲労寿命特性を向上させたりするため、上記成分に加えてさらに、以下の成分を添加することができる。
（Ｂ）Ｗ：０．００１~０．５質量％、Ｎｂ：０．００１~０．１質量％、Ｔｉ：０．００１~０．１質量％、Ｚｒ：０．００１~０．１質量％およびＶ：０．００２~０．５質量％のうちの１種または２種以上
　Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶは、いずれも焼入れ性や、焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して（すなわちＷ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ、Ｗ＋Ｔｉ、Ｗ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ、Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｖ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｔｉ＋Ｖ、Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｖ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋ＶおよびＷ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖの何れかを選択して）添加することができる。　このような効果を得るためには、Ｗ、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは、それぞれ０．００１質量％以上、Ｖは０．００２質量％以上で添加することが好ましい。　しかし、ＷおよびＶは０．５質量％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは０．１質量％を超えて添加すると、鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。
（Ｃ）Ｂ：０．０００２~０．００５質量％
　Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。　この効果を得るためには、０．０００２質量％以上で添加することが好ましい。　しかし、０．００５質量％を超えて添加すると、加工性が劣化するため、Ｂは０．０００２~０．００５質量％の範囲で添加することが好ましい。
　基本成分以外の元素を追加する場合、（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）の各元素群の任意の組合せが可能である。　すなわちいずれか１つの元素群から元素を選択して添加してもよいし、任意の２つの元素群からそれぞれ元素を選択して添加してもよく、さらには全ての元素群からそれぞれ元素を選択して添加しても良い。
　本発明の軸受用造塊材においては、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としてはＳｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｃａ等が例示されるがこれに限定されるものではない。
　上記の成分組成を有する軸受用造塊材は、真空溶解炉または転炉、さらには脱ガス工程等の公知の精錬法にて溶製し、次いで、造塊法によって鋳片とされる。　本発明では、特に共晶炭化物の析出し易い造塊法によって鋳片とする場合において、共晶炭化物の生成を防止した造塊材を得ることができるため、特に連続鋳造では製造が困難な大型の素材の製造も可能となる。
　次に、本発明の軸受用鋼の製造方法について説明する。
　上述した軸受用造塊材を、熱間鍛造により実体鍛錬（ｓｏｌｉｄ　ｆｏｒｇｉｎｇ：材料を径方向に押圧して長さを伸ばす鍛造法）して角断面の鋼材（以下、角鋼材（ｓｑｕａｒｅ　ｓｔｅｅｌ　ｂａｒ）という）あるいは丸断面の鋼材（以下、丸鋼材ｒｏｕｎｄ　ｓｔｅｅｌ　ｂａｒという）とされる。　その後、この鋼材を軸受の外輪（ｏｕｔｅｒ　ｒｉｎｇ）あるいは内輪（ｉｎｎｅｒ　ｒｉｎｇ）といった部品の形状へとすえ込み鍛錬（ｕｐｓｅｔｔｉｎｇ）する鍛造などが施されて、軸受部品とされる。　ここで、軸受用造塊材を、一旦、角断面あるいは丸断面の鋼材へと実体鍛錬するのは、造塊法により製造された鋳片の内部には、粗大なポロシティ（ｐｏｒｏｓｉｔｙ）の集まりであるザク（ｃａｖｉｔｙ　ｄｅｆｅｃｔ）などの内部欠陥が発生し易いため、熱間鍛造により低減させるためである。
　ここで、丸鋼材あるいは角鋼材への鍛造は、造塊材を加熱温度：１０００~１３５０℃で加熱して熱間で行う。　加熱温度が１０００℃未満では、造塊法で製造された鋳片を熱間鍛造する際に、鍛造中の荷重が高くなり、鍛造しにくくなる。　そのため、再加熱−再熱間鍛造が必要となるため、製造能率が低下し、製造コストの増加を招く。　また、加熱温度が１３５０℃超では、鋳片内で部分的に溶融が起こり、丸鋼材あるいは角鋼材に割れが発生する。　以上のことから、加熱温度は１０００℃以上１３５０℃以下とする。
　さらに、鍛造時には鍛錬成形比が２．０以上となる延伸を行う必要がある。　上述したように、造塊法により製造された鋳片の内部には、粗大なポロシティの集まりであるザクなどの内部欠陥が発生し易いため、熱間鍛造により低減させる。　この効果を得るためには、鍛錬成形比を２．０以上とすることが好ましい。　鍛錬成形比が２．０未満の場合、粗大なザクなどの欠陥が存在するようになり、軸受鋼に加工中に、内部割れが発生するようになる。以上のことから、鍛錬成形比は２．０以上とする実体鍛錬を行うことが好ましい。　さらに、好ましい鍛錬成形比は２．５以上である。　上限はとくに定める必要はないが、現実的には８．０以下である。
　なお、鍛錬成形比とは、ＪＩＳ　Ｇ　０７０１に記載の実体鍛錬における鍛錬成形比のことを指す。　すなわち、鍛造前の断面積Ａと鍛造後の断面積ａとの比Ａ／ａを意味する。
　ここで、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械の大型化に対応するためには、鋼材段階での寸法も大型化する必要がある。　例えば、風力発電機の軸受外輪では外径が３ｍを超えるようなものもある。　このような大型の軸受へ加工するためには、当然、加工するための素材となる鋼材の寸法も大型化する必要がある。　したがって、本発明において、丸断面或いは角断面の鋼材とした際の寸法は、角鋼材の場合は短辺寸法が４００ｍｍ以上、丸鋼材の場合は直径が４００ｍｍ以上であることが好ましい。
　また、造塊材の延伸方向に直角な断面における短辺寸法が、角鋼材に実体鍛錬する場合は該角鋼材の延伸方向に直角な断面における長辺寸法より小さかったり、丸鋼材に延伸する場合は該丸鋼材の直径より小さかったりすると、鍛造時に鋳片が座屈して、鍛造能率の低下を招き、製造コストの上昇を招くこととなる。　したがって、造塊材の延伸方向に直角な断面おける短辺寸法は、延伸後の鋼材の短辺寸法（角鋼材の場合）あるいは直径（丸鋼材の場合）よりも大きいことが好ましい。
　［実施例１］
　表３に示す成分組成を有する鋼を転炉精錬および脱ガス工程により溶製し、次いで造塊法により表４に示すサイズのインゴットとした。　このインゴットを加熱炉に装入して１０００~１３５０℃に加熱後、表４に示す断面サイズに鍛造を行った。　この鍛造品について共晶炭化物の有無および転動疲労寿命特性を、以下のように調査した。
　［共晶炭化物の有無］
　共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片の（Ｔ１／２，Ｔ２／２）部（中心部）および（Ｔ１／２，Ｔ２／４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図２）、あるいはＤ／４部およびＤ／２部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図４）から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、３％ナイタル（ｎｉｔａｌ）で腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率５００倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は１０ｍｍ×１０ｍｍとした。　ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
　［耐転動疲労寿命特性］
　転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。　そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機（ｔｈｒｕｓｔ　ｔｙｐｅ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｍａｃｈｉｎｅ）により、以下のように評価した。　鍛造後の鋼片の（Ｔ１／２，Ｔ２／４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図３）、あるいはＤ／４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図５）より、６０ｍｍφ×５．３ｍｍの円盤を切り出し、９５０℃に加熱後２０分保持し、２５℃の油にて焼入れを行った。　その後、１７０℃に加熱後１．５時間保持する焼戻しを行い、６０ｍｍφ×５ｍｍの円盤となるまで平面研磨（ｆｌａｔ　ｐｏｌｉｓｈ）を行い、試験面を鏡面に仕上げた。　かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約３８ｍｍの円周上を鋼球が転がるようにし、５．８ＧＰａのヘルツ最大接触応力（ｍａｘｉｍｕｍ　Ｈｅｒｔｚｉａｎ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｓｔｒｅｓｓ）がかかるようにして転動疲労試験に供した。　ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
　転動疲労寿命特性の評価は、以下のように行った。　試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を１０枚~１５枚の試験片に対して求め、ワイブル紙（Ｗｅｉｂｕｌｌ　ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ　ｐａｐｅｒ）を用いて累積破損確率（ｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ　ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ）と応力負荷回数との関係で整理した。その後、累積破損確率１０％（以下、Ｂ１０寿命と示す）を求めた。　このＢ１０寿命が基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）に対して１０％以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。
　［被削性］
　被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に加工して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を有する。　そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１／２，Ｔ２／４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図６）、あるいはＤ／４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図７）より、６０ｍｍφ×２７０ｍｍの丸棒を切り出し、９５０℃に加熱後２０分保持し、２５℃の油にて焼入れを行った。　その後、１７０℃に加熱後１．５時間保持する焼戻しを行った。　かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。　外周旋削試験は、超硬（Ｐ１０）の切削工具を用いて、潤滑材なしで切削速度１２０ｍｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍ／ｒｅｖ、切込み１．０ｍｍで行い、工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍになるまでの時間を工具寿命として調査した。　それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）についての工具寿命の値で除すことで、寿命の低下度合（工具寿命比＝工具寿命／ＳＵＪ２相当鋼の工具寿命）を評価した。　この工具寿命比が基準鋼に対して１５％以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表５に共晶炭化物の有無、および転動疲労寿命特性および被削性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成およびＥｃ値を満たす、Ｂ−１~Ｂ−２、Ｂ−４~Ｂ−５、Ｂ−７、Ｂ−１２~Ｂ−１８およびＢ−２０~Ｂ−２８の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、かつ良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。　これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、Ｅｃ値が本発明の範囲を満たさないＢ−３、Ｂ−６およびＢ−１１の鋼は、鋼中に共晶炭化物が存在し、転動疲労寿命が低下していることが分かる。　また、成分組成が本発明の範囲を満たさないＢ−８~Ｂ−１０、Ｂ−１９およびＢ−３０~Ｂ−３３の鋼は、転動疲労寿命が低下していることが分かる。　さらに、Ｂ−２３~Ｂ−２５は成分組成が本発明範囲であって、鍛錬成形比が２．０未満となる場合であり、一方、Ｂ−２６~Ｂ−２８は成分組成が本発明範囲であり、かつ、鍛錬成形比が２．０以上になる発明例である。　Ｂ−２３~Ｂ−２５とＢ−２６~Ｂ−２８とを比べると、鍛錬成形比を２．０以上とすることにより、転動疲労寿命特性がさらに向上することがわかる。　Ｅｃ値は本発明の範囲であるが、Ｃｒ量が本発明の範囲外であるＢ−２９の鋼は、被削性が不十分であることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明によれば、転動疲労寿命特性に優れた軸受用造塊材を安価に製造することができ、産業上非常に価値の高い軸受鋼を提供できる。

Claims (8)

  1. 　Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、
    　Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、
    　Ｐ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓ：０．０２５質量％以下、
    　Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、
    　Ｏ：０．００１５質量％以下および
    　Ｎ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下
    　を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
    　０＜Ｅｃ≦０．２５
    　を満足する軸受用造塊材。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｅｃ＝（−０．０７×［％Ｓｉ］−０．０３×［％Ｍｎ］＋０．０４×［％Ｃｒ］−０．３６×［％Ａｌ］＋０．７９）−［％Ｃ］・・・・・（１）
    　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
  2. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、
    　Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下および
    　Ｍｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
    　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の軸受用造塊材。
  3. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
    　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
    　Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下および
    　Ｖ：０．００２質量％以上０．５質量％以下
    　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２のいずれかに記載の軸受用造塊材。
  4. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下
    　を含有する請求項１から３のいずれかに記載の軸受用造塊材。
  5. 　Ｃ：０．５６質量％以上０．７０質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１５質量％以上０．５０質量％未満、
    　Ｍｎ：０．６０質量％以上１．５０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．５０質量％以上１．１０質量％以下、
    　Ｐ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓ：０．０２５質量％以下、
    　Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下、
    　Ｏ：０．００１５質量％以下および
    　Ｎ：０．００３０質量％以上０．０１５質量％以下
    　を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
    　０＜Ｅｃ≦０．２５
    　を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を１０００~１３５０℃に加熱した後、鍛錬成形比が２．０以上の熱間鍛造を行い、短辺寸法が４００ｍｍ以上の角断面あるいは直径が４００ｍｍ以上の丸断面の鋼材とする軸受用鋼の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｅｃ＝（−０．０７×［％Ｓｉ］−０．０３×［％Ｍｎ］＋０．０４×［％Ｃｒ］−０．３６×［％Ａｌ］＋０．７９）−［％Ｃ］・・・・・（１）
    　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
  6. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｃｕ：０．００５質量％以上０．５質量％以下、
    　Ｎｉ：０．００５質量％以上１．００質量％以下および
    　Ｍｏ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
    　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項５に記載の軸受用鋼の製造方法。
  7. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｗ：０．００１質量％以上０．５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
    　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、
    　Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％以下および
    　Ｖ：０．００２質量％以上０．５質量％以下
    　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項５または６のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
  8. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下
    　を含有する請求項５から７のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
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