滚动接触疲劳寿命特性优异的轴承钢、轴承用铸锭件以及它们的制造方法

摘要

本发明的成分组成为含有C：0.56质量%～0.70质量%、Si：0.15质量%以上且小于0.50质量%、Mn：0.60质量%～1.50质量%、Cr：0.50质量%～1.10质量%、Mo：0.05质量%～0.5质量%、P：0.025质量%以下、S：0.025质量%以下、Al：0.005质量%～0.500质量%、O：0.0015质量%以下以及N：0.0030质量%～0.015质量%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，共晶碳化物生成指数Ec满足0＜Ec≤0.25且Mo的偏析度满足2.8以下。

说明书

技术领域

本发明涉及适合作为汽车、风力发电（wind power）、输送机械、 电气机械以及精密机械以及其他一般工业机械等中使用的轴承的素材 的、具有优异的滚动接触疲劳寿命（rolling contact fatigue life）特性的 轴承钢（bearing steel）及其制造方法。

背景技术

作为这种轴承钢大多利用高碳铬钢（high carbon chromium steel： JIS G4805规格SUJ2）。通常，对于轴承钢而言，滚动接触疲劳寿命特 性优异是重要的性质之一，而该滚动接触疲劳寿命因钢中的非金属夹杂 物或共晶碳化物（eutectic carbide）而下降。

在最近的研究中认为钢中的非金属夹杂物最影响滚动接触疲劳寿 命的下降，进而一直在采取通过减少钢中氧含量来控制非金属夹杂物的 量和大小，由此提高轴承寿命的对策。

例如，有专利文献1和2等的提案，它们是控制钢中的氧化物系非 金属夹杂物的组成、形状或分布状态的技术，但为了制造非金属夹杂物 少的轴承钢，需要高价的熔炼设备或者需要对现有设备进行大幅改造， 存在经济负担大这样的问题。

另外，专利文献3是通过控制碳的中心偏析率、钢中的氧含量以及 硫含量来提高滚动接触疲劳寿命特性的技术，但是，如上所述，为了使 氧含量进一步减少而制造非金属夹杂物更少的轴承钢，需要高价的熔炼 设备或者需要对现有设备进行大幅度改造，存在经济负担大的问题。

因此，不仅是减少钢中的非金属夹杂物，对减少钢中的共晶碳化物 也开始受到关注。例如，高碳铬钢含有0.95质量%以上的C，非常硬质， 钢的耐磨损性良好，但是铸片中心部产生的偏析（以下，简称为中心偏 析）的程度高，而且铸片中会生成巨大的共晶碳化物，所以存在使滚动 接触疲劳寿命下降的问题。因此，在铸片中央部冲孔作成废料，或者实 施长时间的扩散处理（diffusion treatment：以下，简称为均热处理 (soaking)），使它们充分消散后再使用。

关于这样的偏析的问题，专利文献4中公开了如下方法：使其具有 C：0.6～1.2质量%等特定成分组成，并且将在线状或棒状轧钢中的通 过轴心的纵断面的中心线上的包括该纵断面的轴心且从该轴心线向一 侧分别为D/8（D：该纵断面的宽度）以内的中心区域上出现的厚度2μm 以上的碳化物的总断面积，相对于上述纵断面积控制为0.3%以下的方 法。并且，该文献中定量地明确了巨大碳化物量对滚动接触疲劳寿命特 性的影响，表明钢中残留有使滚动接触疲劳寿命下降的巨大共晶碳化 物。

专利文献5中公开了具有C：0.50～1.50质量%和Sb：0.0010～0.0150 质量%等特定的成分组成，且脱碳层的形成少、热处理生产率优异的轴 承钢。该文献中以通过添加Sb来减少钢的脱碳层的形成，省略热处理 后的切削或磨削工序，从而提高热处理生产率为目的，但Sb存在对人 体有强毒性的嫌疑，所以其应用要求慎重。另外，如果添加Sb则Sb 在中心偏析部浓化，使中心偏析恶化。在Sb浓化的部分发生局部的固 化，所以与母材产生硬度差，有可能成为滚动接触疲劳破坏的起点，导 致滚动接触疲劳寿命的下降。

在此，为了消散高碳铬轴承钢的铸造时产生的中心偏析和该中心偏 析部产生的巨大共晶碳化物，例如，专利文献6中公开了暂时对铸造件 进行压延制成钢坯，对该钢坯进行均热处理的方法。

然而，也存在如下问题点，即，均热处理时的钢中温度不均匀，所 以当均热处理温度部分地达到超过固相线的温度时，局部地再次开始溶 解，引起共晶反应，会生成更巨大的共晶碳化物。

因此，根据轴承的用途，有时不使用上述高碳铬钢，而是使用低碳 合金钢。例如，淬硬钢仅次于高碳铬钢广泛被使用。但是，淬硬钢中， 为了使C量成为0.23质量%以下以便得到所需的淬硬性和机械强度， 将添加适量的Mn、Cr、Mo以及Ni等，并从提高疲劳强度的观点出发， 利用渗碳或渗碳氮化处理来使表面硬化。

例如，专利文献7中公开了一种淬硬钢，所述淬硬钢具有C：0.10～ 0.35%等特定的化学组成，且通过使由Q=34140－605［%Si］+183 ［%Mn］+136［%Cr］+122［%Mo］所定义的钢中的碳扩散的活化能 控制为34000kcal以下，使得在短时间内能够进行渗碳。

同样地，专利文献8中公开了关于滚动接触疲劳特性优异的渗碳件 的技术，所述渗碳件具有C：0.1～0.45%等特定的化学组成，渗碳层的 奥氏体晶粒度为7级以上，表面的碳含量为0.9～1.5%，表面的残余奥 氏体量为25～40%。

然而，存在如下问题，即，虽然通过进行上述渗碳或渗碳氮化而能 使滚动接触疲劳寿命特性提高，但是导致制造成本的上升，或者因变形、 尺寸变化大而使成品率下降，导致产品成本的上升。

另外，也存在如下问题，即，根据轴承钢的用途而需要大断面（large  section）化，因此需要对进行渗碳或渗碳氮化的设备进行大幅改造，经 济负担大。

专利文献1:日本特开平1-306542号公报

专利文献2:日本特开平3-126839号公报

专利文献3:日本特开平7-127643号公报

专利文献4:日本专利第3007834号公报

专利文献5:日本特开平5-271866号公报

专利文献6:日本特开平3-75312号公报

专利文献7:日本专利第4066903号公报

专利文献8:日本专利第4050829号公报

发明内容

随着风力发电、输送机械、其他一般工业机械逐年大型化，它们中 使用的轴承钢的进一步大断面化成为了当务之急。对于该轴承钢的大断 面化而言，以往，通过用铸锭法（ingot casting）制造由连续铸造 （continuous casting）制造的素材，由此来应对小断面到大断面，但由 该铸锭法制造的钢（以下，称为铸锭件）中，在V形偏析（V-segregation） 部、倒V形偏析（inverse V-segregation）部这样的偏析部上生成巨大 的共晶碳化物的情况尤其成为问题。这是由于铸锭件与连续铸造件的情 况相比偏析程度高，所以巨大的共晶碳化物的生成频度也高，因此，抑 制共晶碳化物的生成变得尤为重要。

因此，本发明的目的在于，提供一种对于利用连续铸造件，尤其是 对利用铸锭件制造的轴承钢也能抑制上述偏析部中的共晶碳化物的生 成的方法。

本发明人等对解决上述课题的方法进行了深入研究，其结果发现， 对于以往的轴承钢，将C、Si、Mn、Cr以及Al的添加量限定在特定的 范围，并且，崭新地导入共晶碳化物生成指数（eutectic carbide  formation index）和偏析度，将其值也限定在特定的范围是有利的。即， 新发现了通过这些限定，从而能够避免特别是在铸锭件中成为问题的V 形偏析部、倒V形偏析部上的巨大的共晶碳化物的生成，能够提供滚动 接触疲劳寿命特性优异的轴承钢。

即，本发明人等制作改变了C、Si、Mn、Cr、Al以及Mo量，且 改变了后述式（1）表示的共晶碳化物生成指数Ec以及由C_Mo（max）/C_Mo（ave）定义的Mo的偏析度（degree of Mo segregation：C_Mo（max）为Mo 的强度值的最大值，C_Mo（ave）为Mo的强度值的平均值）的轴承钢，认 真研究了其组织和滚动接触疲劳寿命特性，结果发现即使是铸锭件，只 要是成分组成、Ec值以及偏析度满足规定范围的钢，就能够得到钢中 不存在共晶碳化物的钢，能够提高滚动接触疲劳寿命特性，从而完成了 本发明。

本发明的主要构成如下所述。

1．一种轴承钢，其特征在于，成分组成为含有：

C：0.56质量%～0.70质量%，

Si：0.15质量%以上且小于0.50质量%，

Mn：0.60质量%～1.50质量%，

Cr：0.50质量%～1.10质量%，

Mo：0.05质量%～0.5质量%，

P：0.025质量%以下，

S：0.025质量%以下，

Al：0.005质量%～0.500质量%，

O：0.0015质量%以下，以及

N：0.0030质量%～0.015质量%，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，由下述式（1）定义的共 晶碳化物生成指数Ec满足

0＜Ec≤0.25，

并且，由下述（2）式定义的偏析度为2.8以下；

Ec=（－0.07×［%Si］－0.03×［%Mn］+0.04×［%Cr］－0.36×［%Al］ +0.79）－［%C］…（1）

其中，［］为括号内的各成分的含量（质量%）

C_Mo（max）/C_Mo（ave）≤2.8…（2）

其中，C_Mo（max）为Mo的强度值（intensity value）的最大值，并且 C_Mo（ave）为Mo的强度值的平均值。应予说明，如实施例1所示，各强 度值是通过利用能够进行元素映射（elemental mapping）的分析装置对 钢断面进行线分析而得的值。

2.如上述1所述的轴承钢，其特征在于，在上述成分组成的基础上 还含有选自

Cu：0.005质量%～0.5质量%，和

Ni：0.005质量%～1.00质量%

中的1种或2种。

3.如上述1或2所述的轴承钢，其特征在于，在上述成分组成的基 础上还含有选自

W：0.001质量%～0.5质量%，

Nb：0.001质量%～0.1质量%，

Ti：0.001质量%～0.1质量%，

Zr：0.001质量%～0.1质量%，以及

V：0.002质量%～0.5质量%

中的1种或2种以上。

4.如上述1～3中任一项所述的轴承钢，其特征在于，在上述成分 组成的基础上还含有

B：0.0002质量%～0.005质量%。

5.一种轴承钢的制造方法，其特征在于，将具有上述1～4中任一 项所述的成分组成的轴承钢材在1150℃以上且小于1350℃的温度区域 加热超过10小时。

6.一种轴承用铸锭件，其特征在于，成分组成为含有

C：0.56质量%～0.70质量%，

Si：0.15质量%以上且小于0.50质量%，

Mn：0.60质量%～1.50质量%，

Cr：0.50质量%～1.10质量%，

Mo：0.05质量%～0.5质量%，

P：0.025质量%以下，

S：0.025质量%以下，

Al：0.005质量%～0.500质量%，

O：0.0015质量%以下，以及

N：0.0030质量%～0.015质量%，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且由下述式（1）定义的共晶 碳化物生成指数Ec满足

0＜Ec≤0.25，

并且，由下述（2）式定义的偏析度为2.8以下；

Ec=（－0.07×［%Si］－0.03×［%Mn］+0.04×［%Cr］－0.36×［%Al］ +0.79）－［%C］…（1）

其中，［］为括号内的各成分的含量（质量%），

C_Mo（max）/C_Mo（ave）≤2.8…（2）

其中，C_Mo（max）为Mo的强度值的最大值，并且C_Mo（ave）为Mo的 强度值的平均值

7.如上述6所述的轴承用铸锭件，其特征在于，在上述成分组成的 基础上还含有选自

Cu：0.005质量%～0.5质量%，和

Ni：0.005质量%～1.00质量%

中的1种或2种。

8.如上述6或7所述的轴承用铸锭件，其特征在于，在上述成分组 成的基础上还含有选自

W：0.001质量%～0.5质量%，

Nb：0.001质量%～0.1质量%，

Ti：0.001质量%～0.1质量%，

Zr：0.001质量%～0.1质量%，以及

V：0.002质量%～0.5质量%

中的1种或2种以上。

9.如上述6～8中任一项所述的轴承用铸锭件，其特征在于，在上 述成分组成的基础上还含有

B：0.0002质量%～0.005质量%。

10.一种轴承用铸锭件的制造方法，其特征在于，将具有上述6～9 中任一项所述的成分组成的轴承用铸锭件在1150℃以上且小于1350℃ 的温度区域加热超过10小时。

根据本发明，能够稳定地制造具有远优于以往的轴承钢的耐滚动接 触疲劳寿命特性的轴承钢。特别是允许应用铸锭件，所以能够实现从小 断面到大断面的轴承钢的制造，有助于风力发电机、输送机械、其他一 般工业机械的大型化，可得到工业上有益的效果。

附图说明

图1是以与Ec值的关系进行整理的滚动接触疲劳寿命评价结果的 座标图。

图2是以与偏析度（C_Mo（max）/C_Mo（ave））的关系进行整理的滚动接触 疲劳寿命评价结果的图。

图3是表示从方形锻造（square forging）后的钢片中采样微观组织 （microstructure）观察用样本时的采样位置和被检测面尺寸的图。

图4是表示从圆形锻造（circular forging）后的钢片中采样微观组 织观察用样本时的采样位置和被检测面尺寸的图。

图5是表示EPMA中的被检测面积的图。

图6在EPMA中实施线分析的位置的图。

图7是表示从方形锻造后的钢片中采样滚动接触疲劳寿命评价用样 本时的采样位置和试验片尺寸的图。

图8是表示从圆形锻造后的钢片中采样滚动接触疲劳寿命评价用样 本时的采样位置和被检测面尺寸的图。

图9是表示从方形锻造后的钢片中采样切削性评价用样本时的采样 位置和试验片尺寸的图。

图10是表示从圆形锻造后的钢片中采样切削性评价用样本时的采 样位置和试验片尺寸的图。

具体实施方式

接着，对本发明的轴承钢进行详细说明。

首先，根据本发明的轴承钢中的成分组成的各成分含量的限定理由 依次进行说明。C：0.56质量%～0.70质量%

C是对提高钢的强度，提高钢的滚动接触疲劳寿命特性有效的元素， 在本发明中含有0.56质量%以上。另一方面，如果含有超过0.70质量 %，则在素材的铸造中生成巨大共晶碳化物，导致滚动接触疲劳寿命的 下降。根据以上，使C量为0.56质量%～0.70质量%。

Si：0.15质量%以上且小于0.50质量%

Si是作为脱氧剂，并且为了通过固溶强化来提高钢的强度，提高钢 的耐滚动接触疲劳寿命特性而添加的元素，在本发明中添加0.15质量% 以上。但是，0.50质量%以上的添加使钢的切削性（machinability by  cutting）、锻造性劣化。另外，Si与钢中的氧结合而作为氧化物残留于 钢中，导致滚动接触疲劳寿命特性的劣化。并且，在偏析部浓化时容易 生成共晶碳化物。根据以上，使Si的上限小于0.50质量%。

Mn：0.60质量%～1.50质量%

Mn是为了提高淬硬性、提高钢的强韧性、提高钢材的耐滚动接触 疲劳寿命特性而添加的元素，在本发明中添加0.60质量%以上。但是， 超过1.50质量%的添加使切削性下降。另外，在偏析部浓化时，容易生 成共晶碳化物。根据以上，使Mn的上限为1.50质量%。

Cr：0.50质量%～1.10质量%

Cr与Mn同样地是为了提高钢的强韧性、提高钢材的耐滚动接触疲 劳寿命特性而添加的元素，在本发明中添加0.50质量%以上。但是，超 过1.10质量%的添加使切削性下降，所以使Cr的上限为1.10质量%。

Mo：0.05质量%～0.5质量%

Mo是提高淬硬性、回火后的强度，提高钢的滚动接触疲劳寿命特 性的元素，添加0.05质量%以上。但是，超过0.5质量%的添加将在V 形偏析、倒V形偏析或中心偏析部形成Mo的浓化层，使Mo的偏析度 恶化，导致钢材的耐滚动接触疲劳寿命特性的下降，所以使Mo的上限 为0.5质量%。

P：0.025质量%以下

P是使钢的母材韧性、滚动接触疲劳寿命下降的有害元素，优选尽 量减少。特别是如果P的含量超过0.025质量%，则母材韧性和滚动接 触疲劳寿命的下降会变大。因此，使P为0.025质量%以下。优选为0.020 质量%以下。应予说明，在工业上难以使P含量为0%，大多时含有0.002 质量%以上。

S：0.025质量%以下

S作为非金属夹杂物MnS存在于钢中。由于容易成为轴承钢的滚动 接触疲劳的起点的氧化物，所以如果MnS大量存在于钢中，则导致滚 动接触疲劳寿命的下降。因此，优选尽量减少，在本发明中设为0.025 质量%以下。优选为0.020质量%以下。应予说明，在工业上难以使S 含量为0%，大多时含有0.0001质量%以上。

Al：0.005质量%～0.500质量%

Al是为了作为脱氧剂且作为氮化物而生成，进而使奥氏体晶粒微细 化、提高韧性和滚动接触疲劳寿命特性而添加的元素，需要添加0.005 质量%以上。但是，如果超过0.500质量%地进行添加，则钢中将存在 粗大的氧化物系夹杂物，导致钢的滚动接触疲劳寿命特性的下降。另外， 在偏析部浓化时，容易生成共晶碳化物。根据以上，使Al含量的上限 为0.500质量%。优选为0.450质量%以下。

O：0.0015质量%以下

O与Si、Al结合而形成硬质的氧化物系非金属夹杂物，所以导致滚 动接触疲劳寿命的下降。因此，O优选尽可能少，设为0.0015质量%以 下。应予说明，在工业上难以使O含量为0%，大多时含有0.0003质量 %以上。

N：0.0030质量%～0.015质量%

N与Al结合而形成氮化物系非金属夹杂物，使奥氏体晶粒微细化， 提高韧性和滚动接触疲劳寿命特性，所以添加0.0030质量%以上。但是， 如果超过0.015质量%地进行添加，则钢中将会大量存在氮化物系夹杂 物，会导致滚动接触疲劳寿命特性的下降。另外，在钢中将会大量存在 未形成氮化物的N（游离N），会导致韧性的下降，所以使N含量的上 限为0.015质量%。优选为0.010质量%以下。

共晶碳化物生成指数Ec：0＜Ec≤0.25

本发明人等将具有各种成分组成的钢用真空熔炼炉熔炼，调查了得 到的钢锭中有无共晶碳化物，关于其结果将参数（主要作用元素）的选 择进行各种变更，进行回归计算的结果，得到了以下见解。即，作为能 够抑制共晶碳化物的生成的钢组成，需要由下述式（1）定义的共晶碳 化物指数Ec值满足0＜Ec≤0.25。

Ec=（－0.07×［%Si］－0.03×［%Mn］+0.04×［%Cr］－0.36×［%Al］ +0.79）－［%C］…（1）

其中，[]为括号内的各成分的含量（质量%）

并且，本发明人等根据表1所示的成分组成和Ec值制作轴承钢， 调查了滚动接触疲劳寿命特性。滚动接触疲劳寿命特性的调查是用与后 述的实施例相同的试验方法实施的。

应予说明，为了调查有无共晶碳化物的生成、涉及滚动接触疲劳寿 命特性的成分组成以及Ec值的影响，将轴承钢的制造条件设为相同。 即，在转炉中熔炼后，用铸锭法形成1350mm×1250mm断面（顶侧）、 1280×830mm断面（底侧）的铸锭件（钢锭），将得到的铸锭件锻造成 550mm方形断面（square section），以1270℃实施48小时的均热处理 处理。从锻造后的钢片中分别采样如图3所示的观察有无共晶碳化物的 生成用试验片和EPMA映射（electron probe microanalyzer（EPMA） mapping analysis）用试验片以及如图7所示的滚动接触疲劳试验片， 用后述的试验法分别调查有无共晶碳化物的生成、偏析度（C_Mo（max）/C_Mo（ave））以及滚动接触疲劳寿命特性。

在此，试验片分别从锻造后的钢片的相当于铸锭件的底侧的部分采 样。并且，从锻造后的钢片中采样如图9所示的切削性评价用样本，用 后述的试验法进行切削性的调查。

将滚动接触疲劳寿命的评价结果在表2中示出，将作为该评价结果 与Ec值的关系而整理出的曲线图在图1示出。如该图所示，Ec值在0 以下的区域，钢中产生巨大的共晶碳化物，即使使Ec值在该区域增加， 滚动接触疲劳寿命也几乎没有从基准材的水平得到改善。但是，如果 Ec值超过0，则将不生成共晶碳化物，可看到滚动接触疲劳寿命的急剧 的改善。但是，如果Ec值超过0.25，则添加的C量反而变少，所以无 法确保淬火后的钢的强度，滚动接触疲劳寿命下降。

根据以上可判断，通过使Ec值为0＜Ec≤0.25，能使钢中不生成共 晶碳化物，因此，能够提高滚动接触疲劳寿命特性。另外，Ec值在本 发明的范围内，但C量为本发明的范围外的A-8以及Mn量为本发明的 范围外的A-10中，由于钢的强度下降，滚动接触疲劳寿命也下降。应 予说明，切削性的评价是通过求出相对于基准钢的工具寿命比（各钢 No.的工具寿命/钢No.A-1的工具寿命）来进行的，由此确认到Ec值和 各成分元素的含量在本发明的范围内的钢与基准钢相比工具寿命优异。

表2

在此，如上述地限制Ec值，调整为没有共晶碳化物的钢的原因是 如上所述地如果在钢中生成共晶碳化物，则以共晶碳化物为起点而产生 滚动接触疲劳，会导致耐滚动接触疲劳寿命特性的下降。

偏析度（C_Mo（max）/C_Mo（ave））≤2.8

并且，本发明人等根据表3所示的成分组成和Ec值制作轴承钢， 调查了滚动接触疲劳寿命特性。滚动接触疲劳寿命特性用与后述的实施 例相同的试验方法实施。在此，为了调查偏析度对滚动接触疲劳寿命特 性的影响，将Ec值和有无共晶碳化物、制造条件设为相同，通过改变 Mo量来改变了偏析度(C_Mo(max)/C_Mo(ave))。即，在转炉中熔炼后，用 铸锭法形成1350mm×l250mm断面(顶侧)、1280×830mm断面(底侧) 的铸锭件(钢锭)，将得到的铸锭件锻造成800mm方形断面，以1270 ℃实施48小时的均热处理。其后，锻造成650mm的方形断面。从该锻 造后的钢片中分别采样如图3所示的观察有无共晶碳化物生成用试验 片、EPMA映射用的试验片、如图7所示滚动接触疲劳试验片、如图9 所示的切削性评价用试验片，用后述的试验法分别调查有无共晶碳化物 的生成、偏析度、滚动接触疲劳寿命特性以及切削性。

表3                                              (质量％)

钢No. C Si Mn P S Cr Al Mo O N Ec 备注 A-1 1.05 0.25 0.45 0.016 0.008 1.45 0.025 0.07 0.0010 0.0031 -0.24 基准钢 B-1 0.63 0.26 0.88 0.008 0.006 0.76 0.025 0.25 0.0010 0.0031 0.14 发明钢 B-2 0.61 0.31 0.92 0.011 0.005 0.88 0.025 0.32 0.0010 0.0038 0.16 发明钢 B-3 0.62 0.30 0.85 0.008 0.005 0.76 0.024 0.08 0.0008 0.0041 0.15 发明钢 B-4 0.63 0.24 0.88 0.010 0.004 0.75 0.021 0.15 0.0009 0.0039 0.14 发明钢 B-5 0.64 0.31 0.83 0.011 0.005 0.77 0.025 0.49 0.0007 0.0041 0.13 发明钢 B-6 0.63 0.22 0.81 0.009 0.004 0.76 0.025 0.61 0.0009 0.0033 0.14 比较钢

将偏析度和滚动接触疲劳寿命的评价结果在表4中示出，作为该评 价结果和偏析度(C_Mo(max)/C_Mo(ave))的关系整理得到的曲线图在图2 中示出。如该图所示，如果偏析度为2.8以下，则提高滚动接触疲劳寿 命。另一方面，如果偏析度超过2.8，则偏析度变差，滚动接触疲劳寿 命下降。根据以上，可判断通过使偏析度为2.8以下，从而可提高滚动 接触疲劳寿命特性。应予说明，偏析度的下限优选为1.0。在该调查中 通过Mo量来改变偏析度，但也确认了在使用本发明范围的组成并通过 制造条件来改变Mo的偏析度的情况下，偏析度2.8以下时，滚动接触 疲劳寿命的改善也显著。

在此，作为产生对滚动接触疲劳寿命造成不良影响的偏析的元素， 除Mo以外可举出Cr、P、S。也需要使它们的偏析度设为2.8以下，但 这些元素比Mo的扩散速度快。因此，如果使Mo的偏析度为2.8以下， 则这些元素的偏析度将成为小于2.8的值。因此仅关注Mo的偏析度， 特定了其值。应予说明，切削性的评价是通过求出相对于基准钢的工具 寿命比来进行的，确认到偏析度和各成分元素的含量在本发明的范围内 的钢与基准钢相比工具寿命优异。

表4

应予说明，在本发明中，即使是利用铸锭法制造的铸锭件，也能够 抑制共晶碳化物的生成，所以应用于利用铸锭法制造的铸锭件则特别有 效。而且，还有如下效果：通过将原材料制成铸锭件，能够对应从小断 面到大断面的轴承产品。

并且，在上述基本成分的基础上还可以适当添加以下所示的各成分 （A～C组中的至少任一种）。

A组

Cu：选自0.005～0.5质量%和Ni：0.005～1.00质量%中的1种或 2种

Cu和Ni是提高淬硬性和回火后的强度、提高钢的滚动接触疲劳寿 命特性的元素，可根据需要的强度选择性地添加。为了得到这样的效果， Cu和Ni优选添加0.005质量%以上。但是，如果Cu超过0.5质量%、 Ni超过1.00质量%地进行添加，则钢的切削性反而下降，所以Cu和 Ni优选将上述值作为上限进行添加。

B组

同样地，在本发明的轴承钢中，为了提高强度、提高钢的滚动接触 疲劳寿命特性，在上述成分的基础上还可以添加以下成分。

W：0.001～0.5质量%、Nb：0.001～0.1质量%、Ti：0.001～0.1 质量%、Zr：0.001～0.1质量%以及V：0.002～0.5质量%中的1种或2 种以上

W、Nb、Ti、Zr以及V均为提高淬硬性和回火后的钢的强度、提 高钢的滚动接触疲劳寿命特性的元素，可根据需要的强度选择性地（具 体而言，选择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以及W+Nb+Ti+Zr+V中的任一种）添加。 为了得到这样的效果，W、Nb、Ti以及Zr分别优选以0.001质量%以 上、V优选以0.002质量%以上进行添加。但是，如果W和V超过0.5 质量%、Nb、Ti、Zr超过0.1质量%地进行添加，则钢的切削性反而下 降，所以优选将这些值作为上限进行添加。

C组

B：0.0002～0.005质量%

B是通过淬硬性的增大来提高回火后的钢的强度、提高钢的滚动接 触疲劳寿命特性的元素，可根据需要进行添加。为了得到该效果，优选 以0.0002质量%以上进行添加。但是，如果超过0.005质量%地进行添 加，则加工性劣化，所以B优选以0.0002～0.005质量%的范围进行添 加。

在本发明的轴承钢中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。 作为不可避免的杂质，可例示Sn、Sb、As、Ca等，但不限于此。

接着，对制造本发明的轴承钢的条件进行说明。

将具有上述成分组成的钢，在真空溶解炉或转炉中，用脱气工序等 公知的冶炼法进行熔炼，接着，利用铸锭法或连续铸造法制成铸片。在 本发明中，特别是即使在利用容易析出共晶碳化物的铸锭法来制造铸片 时，也能够防止共晶碳化物的生成，所以，也能够用于可制造大型铸片 的铸锭件。铸片进一步经过压延、锻造等成型工序而成为轴承部件 （bearing parts）。

所得铸片的中心部产生Mo的偏析，所以需要进行用于使上述Mo 的偏析度减少至2.8以下的处理。作为该处理，需要以下所示的加热处 理。

加热温度：1150℃以上且小于1350℃

为了提高钢的滚动接触疲劳寿命特性，需要减少中心偏析部上的 Mo的偏析度。另外，用铸锭法进行铸造时，在铸片的中央附近产生铸 造方向的偏析（V形偏析）、与铸造方向相反方向的偏析（倒V形偏析）， 但通过以规定条件进行加热，能够减少该偏析。加热温度小于1150℃时， 偏析度的减少小，无法得到上述效果。如果加热温度成为1350℃以上， 则偏析度大的部分发生熔融，钢材产生破裂。根据以上，使加热温度为 1150℃以上且小于1350℃。

加热保持时间：大于10小时

如上所述，为了提高钢的滚动接触疲劳寿命特性，需要减少Mo的 偏析度以及V形偏析、倒V形偏析。为了减少偏析度，提高加热温度 是有效的，但存在局限。因此，进行大于10小时的加热保持，减少偏 析度。如果加热保持时间为10小时以下，则偏析度的减少小，无法得 到上述效果。因此，在本发明中，将加热保持时间限定为大于10小时。

应予说明，可以分数次进行加热处理，此时，只要各加热处理中的 1150℃以上且小于1350℃的保持时间的总计时间大于10小时即可。另 外，对铸片进行热锻来形成所希望的断面形状，但上述的加热处理也可 以在进行热锻时的铸片的加热阶段（锻造前加热）进行，另外，可以与 锻造前加热不同地对铸片进行加热处理。并且，在热锻后可以以上述条 件进行加热处理。

其中，作为轴承用铸锭件，满足Mo偏析度2.8以下时，需要对铸 锭后的铸片进行加热处理。

实施例1

将具有表5所示的成分组成的钢利用转炉熔炼，接着利用铸锭法或 连续铸造法制造表6所示的尺寸的铸片，以表6所示的条件实施锻造和 加热，制成一边的长度为650mm的方形断面的钢片。如下所述地对该 锻造品调查了有无共晶碳化物、偏析度、滚动接触疲劳寿命特性以及切 削性。

表5                            (质量％)

钢No. C Si Mn P S Cr Al Mo O N Ec 备注 A-1 1.05 0.25 0.45 0.016 0.008 1.45 0.025 0.07 0.0010 0.0031 -0.24 基准钢 C-1 0.64 0.25 0.83 0.011 0.006 0.79 0.026 0.25 0.0010 0.0031 0.13 发明钢 C-2 0.60 0.31 0.81 0.009 0.004 0.77 0.024 0.45 0.0009 0.0041 0.17 发明钢 C-3 0.63 0.25 0.89 0.008 0.006 0.81 0.024 0.55 0.0008 0.0039 0.14 比较钢

［有无共晶碳化物］

对于有无共晶碳化物，从经锻造的钢片的（T₁/2，T₂/2）部（中心 部）和（T₁/2、T₂/4）部（T₁=T₂为经方形锻造的钢片的边的长度：参照 图3）中，以延伸方向断面成为观察面的方式采样微观组织观察用样本， 用3%硝酸乙醇（nital）腐蚀后，用扫描式电子显微镜（SEM）以倍率 500倍进行观察，研究共晶碳化物的有无。应予说明，被检测面积为 10mm×10mm。在此，试验片是分别从锻造后的钢片的相当于铸锭件或 连续铸造件的底侧的部分进行采样的。

［偏析度］

偏析度是使用上述评价有无共晶碳化物生成的微观组织观察用样 本，利用电子束显微分析仪（以下，表示为EPMA）求出。EPMA的 测定条件为光束直径：30μmφ、加速电压：20kV、电流：4×10^－7A，如 图5所示，进行样本的中央部6mm×6mm的面分析，在进行面分析的 区域中，如图6所示，对包含Mo强度值高的部分（Mo发生偏析的部 分）的线上实施线分析，求出Mo的强度的最大值C_Mo（max）和平均值 C_Mo（ave）。另外，将其强度的最大值与平均值的比定义为C_Mo（max）/C_Mo（ave）偏析度。在此，试验片是分别从锻造后的钢片的相当于铸锭件或连续铸 造件的底侧的部分进行采样的。

［耐滚动接触疲劳寿命特性］

滚动接触疲劳寿命特性优选通过实际进行锻造、切削、淬火·回火 并通过实际使用来评价，但因这样的评价需要长时间，所以，利用推力 型滚动接触疲劳寿命试验机（thrust type rolling contact fatigue  machine）来评价滚动接触疲劳寿命特性。从锻造后的钢片的（T₁/2、 T₂/4）部（T₁=T₂为经方形锻造的钢片的边的长度：参照图7）中，切取 60mmφ×5.3mm的圆盘，加热至950℃后保持20分钟，用25℃的油进 行淬火，其后，加热至170℃后进行保持1.5小时的回火，在60mmφ ×5mm的圆盘上进行平面研磨（flat polish），将试验面加工成镜面。使 用推力滚动接触疲劳试验机，对这样得到的试验片以如下方式提供滚动 接触疲劳试验，即，钢球在直径约38mm的圆周上滚动，施加5.8GPa 的最大赫兹接触应力（maximum Hertzian contact stress）。在此，试验 片是分别从锻造后的钢片的、相当于铸锭或者连续铸造件的底侧的部分 进行采样的。

对于其评价而言，对10张～15张的试验片求出直到试验片发生剥 离的应力负荷次数，使用威伯尔纸（Weibull probability paper）整理出 累积失效概率（cumulative probability）和应力负荷次数的关系后，求 出累积失效概率10%（以下，表示B₁₀寿命）。可判断该B₁₀寿命相对于 基准钢（A-1：SUJ2相当钢）提高10%以上时，滚动接触疲劳寿命特 性提高。

［切削性］

切削性优选通过实际进行锻造、切削、淬火·回火，并且通过实施 精切削来评价，但这样的评价需要长时间。因此，切削性的评价通过外 周旋削试验如下所述地进行评价。从锻造后的钢片的（T₁/2、T₂/4）部 （T₁＝T₂为经方形锻造的钢片的边的长度：参照图9）中切取60mmφ ×270mm的圆棒，加热至950℃后保持20分钟，用25℃的油进行淬火。 其后，加热至170℃后进行保持1.5小时的回火。对这样得到的试验片 利用外周旋削试验机进行切削性的评价。外周旋削试验使用超硬（P10） 的切削工具，在没有润滑剂的情况下以切削速度120mm/min、进给速 度0.2m/rev、切深1.0mm来进行，将直到工具的后刀面磨损量成为 0.2mm的时间作为工具寿命来进行了调查。通过对各个钢用基准钢 （A-1：SUJ2相当钢）的工具寿命的值除得到的工具寿命来评价寿命的 下降程度（工具寿命=工具寿命/SUJ2相当钢的工具寿命）。将该工具寿 命相对于基准钢提高15%以上时判断为切削性提高。

将有无共晶碳化物、偏析度以及滚动接触疲劳寿命特性试验的结果 在表7中示出。可知满足根据本发明的成分组成、Ec值以及偏析度C_Mo（max）/C_Mo（ave）的No.2～6、No.9～14以及No.19～24的钢中，钢中不存 在共晶碳化物，偏析度也被控制在本发明的范围内，具有良好的滚动接 触疲劳寿命特性。与此相对，可知成分组成在本发明的范围内但制造条 件不满足本发明的范围的No.7和No.8的钢中，偏析度变大，耐滚动接 触疲劳寿命特性下降。另外，可知对于成分组成不满足本发明的范围的 No.15～18的钢而言，即使制造条件在本发明的范围内，其偏析度减少 也小，耐滚动接触疲劳寿命特性下降。

表7

试验结果

实施例2

将具有表8所示的成分组成的钢，利用转炉熔炼，接着利用铸锭法 制成钢锭，将该钢锭用表9所示的条件制成铸锭件，将得到的铸锭件加 热至1270℃保持15小时后，实施锻造，制成一边的长度为450～750mm 的方形断面的钢片，或者直径为450～800mm的圆形断面的钢片。接着， 实施将锻造后的钢片加热至1270℃，保持20小时的热处理。

与上述实施例1同样地对该锻造品调查了共晶碳化物的有无、偏析 度、滚动接触疲劳寿命特性以及切削性。应予说明，对于试验片采样位 置，方形断面的钢片与上述实施例1相同。对于圆形断面的钢片，微观 组织观察用样本是从将圆形锻造的钢片的D/4部和D/2部（D为钢片的 直径：参照图4）中，以延伸方向断面成为观察面的方式进行采样的， 推力滚动接触疲劳试验的试验片是从钢片的D/4部（D为钢片的直径： 参照图8）中进行采样的，切削性研究用的试验片是从钢片的D/4部（D 为经圆形锻造的钢片的直径：参照图10）中进行采样的。

表9

※○表示圆形锻造、□表示万形锻造。

将有无共晶碳化物、偏析度以及滚动接触疲劳寿命特性试验的结果 在表10中示出。可知满足根据本发明的成分组成、Ec值以及偏析度 C_Mo（max）/C_Mo（ave）的D-1、D-2、D-4～D-6、D-8以及D-14～D-18的钢 中，钢中不存在共晶碳化物，偏析度也被控制在本发明的范围内，具有 良好的滚动接触疲劳寿命特性。与此相对，可知成分组成在本发明的范 围内但Ec值不满足本发明的范围的D-3、D-7、D-12的钢中，钢中存在 共晶碳化物，耐滚动接触疲劳寿命特性下降。另外，可知成分组成不满 足本发明的范围的D-9～D-11、D-13以及D-19～D-24的钢中，耐滚动 接触疲劳寿命特性下降。可知Ec值为本发明的范围但Cr量在本发明的 范围外的D-20的钢中，切削性下降。

表10

试验结果

产业上的可利用性

根据本发明，能够利用铸锭法低价地制造滚动接触疲劳寿命特性优 异的轴承钢，能够提供工业价值非常高的轴承钢。