滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及其制造方法

摘要

本发明的技术课题在于，实现用于得到进一步提高滚动疲劳寿命的轴承零件的轴承用钢材。一种轴承用钢材，满足规定的成分组成，在从球状化渗碳体的表面到20nm为止的母相区域(界面区域)中所含的Si(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)和Mo(界面Mo)满足下述式(1)。9.0≤1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo...(1)。

权利要求

1.一种滚动疲劳特性优异的轴承用钢材，其特征在于，以质量％计满足C：0.95～1.10％、

Si：0.15～0.35％、

Mn：0.2～0.50％、

Cr：1.30～1.60％、

P：0.025％以下且不含0％、

S：0.025％以下且不含0％、

Ni：0.02～0.25％、

Cu：0.02～0.25％、

Mo：低于0.08％且含0％、

Al：0.001％～0.050％、

Ti：0.0015％以下且不含0％、

O：0.001％以下且不含0％、和

N：0.020％以下且不含0％，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

并且，在从球状化渗碳体的表面到20nm为止的母相区域的界面区域中所含的Si即界面Si、Mn即界面Mn、Cr即界面Cr、Cu即界面Cu、Ni即界面Ni和Mo即界面Mo满足下述式(1)，

9.0≤1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo…(1)式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分别表示从球状化渗碳体的表面到20nm为止的母相区域的界面区域中所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的以质量％计的含量。

2.一种滚动疲劳特性优异的轴承用钢材的制造方法，是制造权利要求1所述的轴承用钢材的方法，其特征在于，使用权利要求1所述的成分组成的钢材，以依次包括下述工序的方式进行球状化退火，在(Acle+30)～(Acle+50)℃的温度区域T1保持t1：2～9hr的一次均热处理工序，在Acle～(Acle+10)℃的温度区域T2保持t2：1.5～6hr的二次均热处理工序，在Aclb～(Aclb+10)℃的温度区域T3保持t3：1～3hr的三次均热处理工序，和从上述T3到680℃为止以平均冷却速度10～15℃/hr进行冷却的工序。

说明书

滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及用于制造汽车和各种工业机械等所使用的轴承零件的钢材，特别是涉及作为轴承零件使用时发挥着优异的滚动疲劳寿命的轴承用钢材及其制造方法。

背景技术

[0002] 作为轴承用钢，一直以来，JIS G 4805(1999)所规定的SUJ2等的高碳铬轴承钢，都作为在汽车和各种工业机械等种种领域被采用的轴承的材料使用。但是，轴承在接触面压力非常高的滚珠轴承和滚柱轴承等的内·外轮和滚动体等严酷的环境下使用，因此，因非常细微的缺陷(夹杂物等)而容易发生疲劳破坏，为了对其加以防止，有需要频率维护(更换、检修等)的问题。针对这一问题，为了提高滚动疲劳寿命，减少上述维护的次数，尝试进行轴承用钢材的改善。

[0003] 历来，上述滚动疲劳寿命的长寿命化，能够通过减少非金属夹杂物得到改善(例如专利文献1和专利文献2)。但是，在工业上减少非金属夹杂物到达了极限。

[0004] 因此，作为从他的观点出发的寿命提高方法，提出了降低条纹状的偏析(例如专利文献3)，抑制中心偏析部的碳化物的生成(例如专利文献4)。另外，在专利文献5中公开了通过使晶粒微细化从而提高滚动疲劳寿命。

[0005] 在上述专利文献3中，降低轧制温度，增大锻压比(60以上)，由此降低条纹状偏析引起的硬度偏差，另外，在专利文献4中，通过增加均热处理时间来抑制巨大碳化物的生成，提高寿命。但是，这些方法受到轧制方法和轧制尺寸的制约，因此，不能说是工业上自由度高的方法，也难说寿命的改善效果能够提高到希望的水平。另外，在专利文献5中，增加球状化处理时间，适用高频淬火，由此使晶粒微细化，但球状化处理的长时间化会使制造性恶化，另外，由于限定于高频淬火处理，所以也不能说是工业上自由度高的方法。

[0006] 另外，专利文献6中，为了使加工成制品形状时的研磨性良好，并稳定得到良好的滚动疲劳寿命，而限定在钢中分散的Al系氮化合物的尺寸和密度、以及渗碳体的尺寸和面积率。另外，专利文献7中，提出了为了得到即使进行拉丝减面率超过大约50％(进一步为70％)这种强拉丝加工也不会断线的、适于强拉丝加工的轴承钢线材，而控制制造条件，将球状化退火后的渗碳体的平均当量圆直径和标准偏差限定为一定以下来抑制偏差。

[0007] 但是，这均是控制析出物的形态的技术，虽然能够得到一定程度的改善效果，但是，为了进一步提高滚动疲劳寿命，还需要从别的观点出发进行研究。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本专利第3889931号公报

[0011] 专利文献2：日本特开2006-63402号公报

[0012] 专利文献3：日本特开2009-84647号公报

[0013] 专利文献4：日本特开平09-165643号公报

[0014] 专利文献5：日本特开2007-231345号公报

[0015] 专利文献6：日本特开2011-111668号公报

[0016] 专利文献7：日本特开2007-224410号公报

发明内容

[0017] 本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于实现用于得到进一步提高滚动疲劳寿命的轴承零件的轴承用钢材。

[0018] 【用于解决技术课题的手段】

[0019] 能够解决上述课题的本发明的滚动疲劳特性优异的轴承用钢材，具有如下特征，满足

[0020] C：0.95～1.10％(质量％的意思，涉及化学成分以下均同)、

[0021] Si：0.15～0.35％、

[0022] Mn：0.2～0.50％、

[0023] Cr：1.30～1.60％、

[0024] P：0.025％以下(不含0％)、

[0025] S：0.025％以下(不含0％)、

[0026] Ni：0.02～0.25％、

[0027] Cu：0.02～0.25％、

[0028] Mo：低于0.08％(含0％)、

[0029] Al：0.001％～0.050％、

[0030] Ti：0.0015％以下(不含0％)、

[0031] O：0.001％以下(不含0％)、和

[0032] N：0.020％以下(不含0％)，

[0033] 余量由铁和不可避免的杂质构成，

[0034] 并且从球状化渗碳体的表面到20nm为止的母相区域(界面区域)中所含的Si(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)和Mo(界面Mo)满足下述式(1)。

[0035] 9.0≤1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo...(1)

[0036] (式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分别表示从球状化渗碳体的表面到20nm为止的母相区域(界面区域)中所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的含量(质量％))

[0037] 本发明还包括制造上述轴承用钢材的方法，该方法使用上述成分组成的钢材，以依次包括下述工序的方式进行球状化退火，

[0038] 在(Acle+30)～(Acle+50)℃的温度区域(T1)保持2～9hr(t1)的一次均热处理工序，

[0039] 在Acle～(Acle+10)℃的温度区域(T2)保持1.5～6hr(t2)的二次均热处理工序，

[0040] 在Aclb～(Aclb+10)℃的温度区域(T3)保持1～3hr(t3)的三次均热处理工序，和

[0041] 从上述T3到680℃为止以平均冷却速度10～15℃/hr进行冷却的工序。

[0042] 【发明效果】

[0043] 根据本发明，能够实现滚动疲劳寿命进一步得到提高的轴承用钢材，在严酷环境下使用由该轴承用钢材得到的轴承时，能够发挥优异的滚动疲劳寿命，降低维护(更换、检修等)。

附图说明

[0044] 图1是使用本发明的Acle和Aclb的计算中所使用的相图。

具体实施方式

[0045] 轴承用钢材在马氏体基体中分散有球状化渗碳体，在该球状化渗碳体的周围生成脆弱的不完全淬火区域(贝氏体、珠光体)。本发明者们认为在该不完全淬火区域中龟裂容易发生、传播，并为了轴承的长寿命化，与至今的非金属夹杂物的降低技术不同，从抑制上述不完全淬火区域生成是有效的这种观点出发，对其具体手段进行了研究。

[0046] 本发明者们首先在对球状化渗碳体周围通过FE-TEM进行线分析时，判明作为淬火性提高元素的Cr、Mn在球状化渗碳体中稠化，在球状化渗碳体周围(与球状化渗碳体相接的母相区域)，Cr、Mn浓度匮乏。作为上述不完全淬火区域发生的原因，被认为是由于该Cr、Mn浓度的欠乏，所以淬火变得不充分。

[0047] 因此，在对与上述球状化渗碳体相接的母相区域中的Cr、Mn及其他元素的含量、不完全淬火区域的生成以及滚动疲劳寿命的关系进行研究时，发现特别是在从球状化渗碳体表面起到20nm的位置为止的母相区域(以下，将该母相区域称为“界面区域”)中，如果容易匮乏的Cr和Mn，以及平衡分配系数低且容易在界面区域稠化的Si、Cu、Ni、Mo满足下述式(1)，则淬火时即使界面区域也被充分淬火，能够实现滚动疲劳寿命的长寿命化。

[0048] 9.0≤1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo...(1)

[0049] (式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分别表示从球状化渗碳体的表面起到20nm为止的母相区域(界面区域)中所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的含量(质量％))

[0050] 上述式(1)中右边(以下，称为“界面Di值”)的系数如下而求得。即，从后述的实施例中的表1的钢材番号1～14的成分组成的棒钢(外径60mm)采集试验片，根据JIS G 0561中规定的方法实施端淬试验。此时，试验片的加热条件为920℃×30分钟保持。接着，对各钢求出距显示轴承强度所必须的洛氏(口ックゥェル)C硬度60的位置为止的冷媒供给侧的试验片端部的距离。而且，假定能够根据该求出的各钢的距离和对钢的淬火性产生很大影响的Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo这6个元素的含量能够加算各元素的效果，通过最小二乘法，求出各元素的系数。

[0051] 另外，对于界面Di值和滚动疲劳寿命的关系进行研究的结果发现，如上述式(1)7
所示，如果界面Di值为9.0以上，则能够得到希望的滚动疲劳寿命(1.0×10次以上)。在上述界面Di值低于9.0时，界面区域的淬火性不足，形成脆弱的不完全淬火区域，因此，在该区域容易产生龟裂的形成和传播，滚动疲劳寿命显著降低。

[0052] 上述界面Di值优选为9.5以上，更优选为10.0以上。

[0053] 在本发明中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo的各自的范围没有特别限定，满足上述式(1)即可。

[0054] 另外，本发明者们发现，为了降低界面区域中的不完全淬火区域而满足式(1)，需要将各淬火性提高元素(Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)的钢中含量限定在规定范围，并且，进行规定的球状化退火处理，使球状化渗碳体中的Cr、Mn在母相中扩散，抑制这些Mn、Cr的匮乏区域。

[0055] 以下，对包含上述淬火性提高元素的成分组成和制造条件进行详细说明。

[0056] 首先，对用于得到上述组织，并且确保作为轴承用钢材必要的特性的成分组成进行说明。

[0057] 〔C：0.95～1.10％〕

[0058] C是使淬火硬度增大，维持室温和高温的强度确保耐磨损性所必须的元素。因此，需要含有C为0.95％以上，优选为0.98％以上。但是，C量过多时，容易生成巨大碳化物，对滚动疲劳特性反而有不良影响，因此，C量为1.10％以下。优选为1.05％以下。

[0059] 〔Si：0.15～0.35％〕

[0060] Si是对基体的固溶强化、回火软化阻抗性的提高、母相的淬火性的提高和界面区域的淬火性的提高(确保界面Si)有用的元素。为了发挥这种效果，需要含有Si为0.15％以上。Si量优选为0.17％以上，更优选为0.20％以上。但是，Si量过多时，加工性和被削性显著降低，因此，Si量为0.35％以下。优选为0.33％以下，更优选为0.30％以下。

[0061] 〔Mn：0.2～0.50％〕

[0062] Mn是对基体的固溶强化、母相的淬火性的提高和界面区域的淬火性的提高(确保界面Mn)有效的元素。另外，也是对防止S产生的热脆性必要的元素。为了发挥这种效果，需要含有Mn为0.2％以上。Mn量优选为0.25％以上，更优选为0.3％以上。但是，Mn量过多时，加工性和被削性显著降低，因此，Mn量为0.50％以下。优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。

[0063] 〔Cr：1.30～1.60％〕

[0064] Cr与C结合形成微细的渗碳体，是对确保耐磨损性有用的元素。另外，也是对母相的淬火性的提高和界面区域的淬火性的提高(确保界面Cr)有用的元素。为了发挥这些效果，Cr量为1.30％以上。优选为1.35％以上。但是，Cr过量含有时，生成粗大的渗碳体，反而会降低滚动疲劳寿命。因此，Cr量为1.60％以下。优选为1.55％以下，更优选为1.50％以下。

[0065] 〔P：0.025％以下(不含0％)〕

[0066] P是作为不可避免的杂质而含有的元素，在晶界偏析而使其脆化，降低加工性、滚动疲劳特性，因此，希望极力降低。但是，极端降低会导致炼钢成本的增加，因此，P量为0.025％以下。优选为0.020％以下(更优选为0.015％以下)。

[0067] 〔S：0.025％以下(不含0％)〕

[0068] S是作为不可避免的杂质而含有的元素，作为MnS析出，降低滚动疲劳寿命，因此，希望极力降低。但是，极端降低会导致炼钢成本的增加，因此，S量为0.025％以下。优选为0.020％以下(更优选为0.015％以下)。

[0069] 〔Ni：0.02～0.25％〕

[0070] Ni的平衡分配系数低，作为提高界面区域的淬火性的(确保界面Ni)元素而起作用，提高硬度，是有助于提高滚动疲劳特性的元素。另外，还有助于母相的淬火性的提高。为了发挥这些效果，需要Ni量为0.02％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.07％以上。
但是，Ni量过量时，加工性劣化。由此，Ni量为0.25％以下。优选为0.22％以下，更优选为
0.20％以下。

[0071] 〔Cu：0.02～0.25％〕

[0072] Cu的平衡分配系数低，作为提高界面区域的淬火性的(确保界面Cu)元素而起作用，提高硬度是有助于提高滚动疲劳特性的元素。另外，还有助于提高母相的淬火性。为了发挥这些效果，需要Cu量为0.02％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.07％以上。但是，Cu量过量时，加工性劣化。由此，Cu量为0.25％以下。优选为0.22％以下，更优选为0.20％以下。

[0073] 〔Mo：低于0.08％(含0％)〕

[0074] Mo的平衡分配系数低，作为提高界面区域的淬火性的(确保界面Mo)元素而起作用，提高硬度是有助于提高滚动疲劳特性的元素。Mo并非是必须添加的元素，含量的下限如满足上述式(1)则没有特别限定，是根据球状化处理条件和界面区域的其他提高淬火性的元素(Si、Cr、Mn、Ni、Cu等)的量而适当使用的元素。为了发挥Mo的上述效果，优选含有0.01％以上。更优选为0.03％以上。另一方面，Mo量过量时，助长热轧时的裂纹。由此，Mo量低于0.08％。优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下。

[0075] 〔Al：0.001％～0.050％〕

[0076] Al是脱氧元素，降低钢中的O量，对于降低对轴承的寿命带来不良影响的氧化物是有用的，因此，通常主动添加。为了充分发挥上述脱氧效果，需要Al量为0.001％以上。更优选为大于0.005％，进一步优选为0.010％以上。但是，Al量过量时，氧化铝系夹杂物粗大化而降低轴承的寿命。另外，所述脱氧效果也饱和。因此，Al量为0.050％以下。优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。

[0077] 〔Ti：0.0015％以下(不含0％)〕

[0078] Ti与钢中的N结合而容易生成粗大的TiN，是对滚动疲劳寿命的不良影响大的有害元素。由此，希望极力降低，但极端的降低会导致炼钢成本的增加，因此，Ti量的上限为0.0015％。优选为0.0010％以下。

[0079] 〔O：0.001％以下(不含0％)〕

[0080] O是对钢中的杂质的形态有很大影响的元素，由于形成对滚动疲劳特性有不良影响的Al2O3和SiO2等夹杂物，因此，优选极力降低。但是，极端的降低会导致炼钢成本的增加，因此，O量的上限为0.001％。优选为0.0008％以下，更优选为0.0006％以下。

[0081] 〔N：0.020％以下(不含0％)〕

[0082] N是不可避免的杂质之一，N量过量时，降低热加工性，容易发生钢材制造上的问题。另外，N和作为不可避免的杂质而存在的Ti结合，形成对滚动疲劳特性有害的氮化物，对轴承的疲劳特性产生不良影响。因此N量为0.020％以下。优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。

[0083] 本发明钢材的成分如上所述，余量由铁和不可避免的杂质构成。

[0084] [制造条件]

[0085] 为了得到具有上述规定的界面区域的轴承用钢材，需要使用上述成分组成的钢材，以如下条件进行制造工序中的球状化退火。

[0086] 在现有的球状化退火中，将上述热轧材或热锻材在780～800℃的温度范围加热2～8小时后，以10～15℃/hr的平均冷却速度冷却到680℃进行大气放冷，由此，使球状化渗碳体分散。其结果是，在冷却中析出的球状化渗碳体中Cr、Mn停留而不在母相侧扩散，界面区域的Cr、Mn缺乏，不满足上述式(1)。

[0087] 对此，在本发明中，以依次包括下述工序的方式进行球状化退火，[0088] 一次均热处理工序：在(Acle+30)～(Acle+50)℃的温度区域保持2～9hr；

[0089] 二次均热处理工序：在Acle～(Acle+10)℃的温度区域保持1.5～6hr；

[0090] 三次均热处理工序：在Aclb～(Aclb+10)℃的温度区域保持1～3hr，和在三次均热处理工序后到680℃为止以平均冷却速度10～15℃/hr进行冷却的工序，[0091] 由此，能够使在一～三次均热处理工序的各温度区域析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn在母相侧充分扩散，充分确保界面区域的Cr、Mn(界面Cr、界面Mn)。并且，在不使界面区域的Si、Cu、Ni、Mo(界面Si、界面Cu、界面Ni、界面Mo)在母相侧扩散的情况下进行确保，其结果是，能够满足上述式(1)。

[0092] 以下，对规定上述各制造条件的理由进行详细说明。

[0093] 〔一次均热处理：在(Acle+30)～(Acle+50)℃的温度区域(T1)保持2～9hr(t1)〕[0094] 一次均热处理的均热温度T1低于(Acle+30)℃时，或一次均热处理的均热时间t1低于2hr时，不能使球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足上述式(1)。由此，T1为(Acle+30)℃以上。优选为(Acle+35)℃以上。另外，t1为2hr以上。优选为4hr以上。

[0095] 另一方面，T1超过(Acle+50)℃时，或t1过长时，在界面区域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相侧扩散，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo变少，不满足上述式(1)。由此，T1为(Acle+50)℃以下。优选为(Acle+45)℃以下。另外，t1为9hr以下。优选为7hr以下。

[0096] 还有，上述Acle(点)和后述的Aclb(点)是使用THERMO-CALC SOFTWARE Ver.R(伊藤忠テクノソリユ一ションズ)指定钢材成分的C、Si、Cr、Mn、Mo、Al的量进行计算由此制作图1的这样的相图，并指定钢材成分的C量从该相图读取而求得的相变点。

[0097] 〔二次均热处理：在Acle～(Acle+10)℃的温度区域(T2)保持1.5～6hr(t2)〕[0098] 在二次均热处理的均热温度T2低于Acle，或均热时间t2低于1.5hr时，不能使在所述图1所示的这种奥氏体(γ)+渗碳体(θ)的这2相域析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn在母相侧充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足上述式(1)。由此，T2为Acle以上。优选为(Acle+2)℃以上。另外，t2为1.5hr以上。优选为1.7hr以上。

[0099] 另一方面，T2超过(Acle+10)℃时，不能使到Acle点为止析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn在母相侧充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不能满足上述(1)式。由此，T2为(Acle+10)℃以下。优选为(Acle+8)℃以下。

[0100] 另外，t2超过6hr时，在界面区域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相侧扩散，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo变少，不满足上述式(1)。由此，t2为6hr以下。优选为4hr以下。

[0101] 〔三次均热处理：在Aclb～(Aclb+10)℃的温度区域(T3)保持1～3hr(t3)〕[0102] 在三次均热处理的均热温度T3低于Aclb，或均热时间t3低于1hr时，不能使在所述图1所示的这种奥氏体(γ)+铁素体(α)+渗碳体(θ)的这3相域析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn在母相侧充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足上述式(1)。由此，T3为Aclb以上，优选为(Aclb+2)℃。另外，t3为1hr以上。优选为1.5hr以上。

[0103] 另一方面，T3超过(Aclb+10)℃时，不能使到Aclb点为止析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，难以满足上述式(1)。由此，T3为(Aclb+10)℃以下。T3优选为(Aclb+8)℃以下。

[0104] 另外，t3超过3hr时，在界面区域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相侧扩散，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo变少，不能满足上述式(1)。由此，t3为3hr以下。优选为2hr以下。

[0105] 〔从T3到680℃为止的平均冷却速度：10～20℃/hr〕

[0106] 三次均热处理工序后，从上述T3到680℃为止的平均冷却速度低于10℃/hr时，在界面区域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相侧扩散，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo变少，不满足上述式(1)。由此，上述平均冷却速度为10℃/hr以上。优选为12℃/hr以上。另一方面，上述平均冷却速度超过20℃/hr时，不能使球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不能满足上述式(1)。由此，上述平均冷却速度为20℃/hr以下。优选为18℃/hr以下。

[0107] 还有，只要在上述范围进行均热，则从上述一次均热温度T1冷却到二次均热温度T2时的平均冷却速度(CR1)，和从二次均热温度T2冷却到三次均热温度T3时的平均冷却速度(CR2)就没有特别限定。但是，从设备制约和生产性的观点出发，优选上述CR1和CR2在60℃/hr～180℃/hr的范围内。

[0108] 上述冷却到680℃后，到室温的冷却速度没有特别限定，但从提高生产性的观点出发，优选放冷(大气放冷)。

[0109] 本发明的钢材在进行上述这种球状化退火后，被加工成规定的零件形状，接着，进行淬火、回火制造成轴承零件等，但对于钢材阶段的形状也包括能够适于这种制造的线状、棒状的任一种，其大小也可以根据最终制品而适当决定。

[0110] 【实施例】

[0111] 以下，举实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明并不受下述实施例的制限，在适合前、后宗旨的范围内自然可以适当变更实施，这均包含在本发明的技术的范围内。

[0112] 将表1所示的化学成分组成的铸片在加热炉中加热到1100～1300℃后，在900～1200℃实施开坯轧制。其后，在830～1100℃进行热轧，得到规定直径(φ65mm)的钢材(轧制材)。还有，表1中带下划线的Mo量表示不可避免地混入的Mo量。

[0113] 接着，使用所得到的钢材，进行球状化退火(热处理)。球状化退火以表2或表3所示的热处理条件(温度、时间)，从室温到T1，以平均升温速度50～150℃/hr加热，在均热温度T1保持均热时间t1，其后，冷却到均热温度T2，在均热温度T2保持均热时间t2，其后，冷却到均热温度T3，在均热温度T3保持均热时间t3后，从均热温度T3到(作为比较例的No.3是从T1，另外，No.21是从T2)到680℃以表2或表3所示的平均冷却速度进行冷却后，进行大气放冷。

[0114] 还有，从上述T1到T2的冷却和从T2到T3的冷却以表2或表3所示的平均冷却速度进行冷却。

[0115] [表1]

[0116]

[0117] [表2]

[0118]

[0119] [表3]

[0120]

[0121] 使用上述球状化退火后的钢材，如下所述进行界面区域的各元素(Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)浓度的测量和界面Di值的计算、滚动疲劳寿命的测量。

[0122] [界面区域的各元素浓度的测量]

[0123] 将上述球状化退火后的试验片，以能够观察D(直径)/4的位置的方式在纵截面(轧制方向与平行的截面)进行切断，对该截面进行研磨后，通过薄膜法制作试料，通过FE-TEM(电场放出型透过式电子显微镜)进行球状化渗碳体的观察。此时，利用TEM的EDX(能量分散型X射线检测器)以通过球状化渗碳体的大致圆中心的方式实施球状化渗碳体的线分析(测量条件如下所述)，测量Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo各元素的浓度。对任意选择的5个球状化渗碳体进行该分析，求得从球状化渗碳体的表面向母材侧20nm为止的母相区域(界面区域)的上述各元素的平均值，分别作为界面Fe、界面Si、界面Mn、界面Cr、界面Cu、界面Ni、界面Mo的量。并使用这些测量值，求得式(1)的右边值(界面Di值)。

[0124] (测量条件)

[0125] 倍率：500000倍

[0126] 测量节距：2nm

[0127] 分析长度：100nm

[0128] [滚动疲劳寿命的测量]

[0129] 在上述球状化退火后，切出φ60mm、厚6mm的试验片，在840℃加热30分钟后实施油淬火，在160℃进行120分钟回火。接着，实施精研磨，制作表面粗糙度：0.04μmRa以下的推力滚动疲劳试验片。

[0130] 并且，通过推力型滚动疲劳试验机，以反复速度：1500rpm、面压力：5.3GPa、中止8
次数：2×10次的条件，对各钢材(试验片)实施各16次的滚动疲劳试验，评价疲劳寿命L10(到打印机概率纸上标绘得到的累积破损概率10％的疲劳破坏为止的应力反复次数)。
7
此时，将以疲劳寿命L10(L10寿命)计为1.0×10次以上作为合格基准。

[0131] 这些结果在表4和表5中显示。

[0132] 【表4】

[0133] [表4]

[0134]

[0135] [表5]

[0136]

[0137] ※aE+b表示a×10b。

[0138] 根据表1～5可以进行如下考察。即，No.1、2、5、22～34、36～44是满足本发明规定的要件的试样，能够得到滚动疲劳特性优异的轴承用钢材。对此，上述No.以外的试样是不满足本发明规定的任一要件的试样，因此，滚动疲劳特性差。详细情况如下所述。

[0139] 即，No.3由于未实施二次均热处理和三次均热处理，因此，界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0140] No.4由于二次均热处理工序和三次均热处理工序的均热时间(t2和t3)短，因此，界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0141] No.6由于一次均热处理工序的均热温度T1过低，另外，No.8由于一次均热处理工序的均热时间t1过短，因此，均是界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0142] No.7由于一次均热处理工序的均热温度T1过高，另外，No.9由于一次均热处理工序的均热时间t1过长，因此，均是在界面区域稠化的Si、Ni和Cu在母相侧扩散，界面Si、界面Ni和界面Cu变少(还有，关于界面Mo，由于钢中Mo量少，界面Mo也少，扩散导致的减少量也少。以下，No.13、17、18也相同)，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0143] No.10由于二次均热处理工序的均热温度T2过低，另外，No.12由于二次均热处理工序的均热时间t2过短，因此，均是界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0144] No.11由于二次均热处理工序的均热温度T2过高，因此，不能使到Acle点为止析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足上述式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0145] No.13由于二次均热处理工序的均热时间t2过长，因此，在界面区域稠化的Si、Ni和Cu在母相侧扩散，界面Si、界面Ni和界面Cu变少，其结果是，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0146] No.14由于三次均热处理工序的均热温度T3过低，另外，No.16由于三次均热处理工序的均热时间t3过短，因此，均是界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0147] No.15由于三次均热处理工序的均热温度T3过高，因此，不能使到Aclb点为止析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足上述式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0148] No.17由于三次均热处理工序的均热时间t3过长，在界面区域稠化的Si、Ni和Cu在母相侧扩散，界面Si、界面Ni和界面Cu变少，其结果是，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0149] No.18由于到680℃为止的平均冷却速度过小，因此，在界面区域稠化的Si、Ni和Cu在母相侧扩散，界面Si、界面Ni和界面Cu变少，其结果是，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。另一方面，No.19由于到680℃为止的平均冷却速度过大，因此，不能使球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0150] No.20由于未进行二次均热处理，另外，No.21由于未进行三次均热处理，因此，不能使在各自的温度区域析出的球状化渗碳体中的Cr、Mn充分扩散，界面Cr和界面Mn不足，不满足式(1)，滚动疲劳寿命短。

[0151] No.45由于钢中Si量不足，所以，界面Si也少，不满足式(1)，界面区域的淬火不足，另外，母相的淬火不足，软化阻抗性降低，因此，滚动疲劳寿命短。

[0152] No.46由于钢中Mn量不足，所以，界面Mn也少，不满足式(1)，界面区域的淬火不足，另外，母相的淬火也不足，滚动疲劳寿命短。

[0153] No.47由于钢中的Cr不足，所以，界面Cr也少，另外，不满足式(1)，界面区域的淬火不足，另外，母相的淬火也不足，滚动疲劳寿命短。

[0154] No.48由于钢中N量过量，所以形成粗大的氮化物(TiN等)而滚动疲劳寿命降低。No.49由于钢中O量过量，所以粗大的氧化物在钢中分散，滚动疲劳寿命降低。

[0155] No.50由于钢中P量过量，所以晶界脆化，滚动疲劳寿命降低。No.51由于钢中S量过量，所以形成粗大的MnS，滚动疲劳寿命降低。

[0156] No.52由于钢中C量过量，所以形成粗大碳化物，滚动疲劳寿命降低。另外，No.53由于钢中C量不足，所以不能确保强度，滚动疲劳寿命降低。

[0157] No.54由于钢中Al量过量，所以形成粗大的Al2O3，滚动疲劳寿命降低。另外，钢中Mn量过量，所以不能确保加工性和被削性。

[0158] No.55由于钢中Ti量过量，所以形成粗大的TiN，滚动疲劳寿命降低。另外，No.56由于钢中Cr量过量，形成粗大碳化物，所以滚动疲劳寿命降低。

[0159] No.57由于钢中Cu量不足，所以不能确保界面Cu，No.58由于钢中Ni量不足，所以不能确保界面Ni，另外，No.59由于钢中Cr量不足，所以不能充分确保界面Cr，均是不满足式(1)，因此，界面区域的淬火不足。另外，均是母相的淬火不足，滚动疲劳寿命短。