轴承钢及其制造方法

轴承钢及其制造方法
【专利摘要】一种轴承钢，金属组织中作为夹杂物含有含稀土金属、Ca、O、S和Al的复合氧硫化物、TiN、MnS、Al2O3、以及含Al和Ca的复合氧化物，相对于上述夹杂物的合计个数，上述复合氧硫化物的个数为50%以上且低于100%，并且，长径为5μm以上的上述复合氧硫化物的个数为每1mm2观察面0.001个以上2个以下，与上述复合氧硫化物独立地存在的长径为5μm以上的上述TiN的个数为每1mm2观察面0.001个以上且低于1.0个。
【专利说明】轴承钢及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及轴承钢及其制造方法，该轴承钢通过对REM (Rare Earth Metal，稀土金属)复合氧硫化物的生成进行控制，具有抑制了铝氧化物、氮化钛、硫化锰等有害夹杂物的影响的优异的疲劳特性。
[0002]本申请基于2011年10月20日在日本提出的专利申请2011-230832号要求优先权，将其内容援引于本申请中。
【背景技术】
[0003]轴承钢被用于各种产业机械、汽车等所使用的「球轴承」、「滚子轴承」等滚动轴承。另外，近年来，也作为例如作为磁记录介质的硬盘设备所使用的磁盘驱动用等的轴承被使用。此外，也作为电子设备、家用电器、仪器仪表、医疗设备等的轴承被使用。
[0004]这些轴承所使用的轴承钢，要求滚动疲劳特性优异。如果轴承钢中所含有的夹杂物粗大且多量则对疲劳寿命带来恶劣影响。据此，从疲劳特性提升的目的来看，期望夹杂物尽可能细微且少量。
[0005]作为轴承钢所含有的有害夹杂物，已知氧化铝(Al2O3)等氧化物、硫化锰(MnS)等硫化物、氮化钛(TiN)等氮化物等。
[0006]在采用转炉和/或真空处理容器进行精炼了的钢液中，含有大量溶存氧。氧化铝夹杂物通过该溶存氧和与氧亲和力强的Al进行化合而生成。
[0007]另外，炼钢工序中使用的浇包等大多采用氧化铝系耐火物进行构建。据此，即使在不采用Al而采用Si和/或Mn对钢液进行了脱氧的情况下，通过钢液与上述耐火物的反应，Al也会在钢液中溶出，通过该Al被再氧化，钢液中生成氧化铝。氧化铝夹杂物为硬质，同时进行凝集、合并成为粗大的氧化铝团簇，因此成为使疲劳特性劣化的原因。
[0008]关于氧化铝夹杂物的降低和除去，主要通过RH (Ruhrstahl-Hausen)真空脱气装置、粉体吹入装置等二次精炼装置的适用进行脱氧生成物的降低。此外，通过断气、钢渣改性等进行再氧化的防止，通过切渣进行混入氧化物的降低，并通过该组合进行夹杂物的降低。
[0009]例如，已知下述制造方法，制造含有0.005质量％以上的Al的Al镇静钢时，通过向钢液中投入包含选自Ca、Mg和REM (Rare Earth Metal，稀土金属)中的两种以上与Al的合金，从而将生成的夹杂物中的氧化 铝调整为30~85质量％的范围内。
[0010]专利文献I中公开了为防止氧化铝团簇生成，通过添加选自REM、Mg、Ca中的两种以上，从而使生成的夹杂物成为低熔点的复合夹杂物的技术。但是，该技术对防止长条(sliver)缺陷也许有效，但不能使有害夹杂物的尺寸细微达到轴承钢所要求的水平。这是因为如果使夹杂物成为低熔点夹杂物，则这些夹杂物进行凝集、合并从而更加粗大化。
[0011]添加REM的情况下，REM使夹杂物球状化，具有疲劳特性提升的作用效果。像这样为了对夹杂物的形态进行控制，根据需要可以添加REM，但添加超过0.010质量％会使夹杂物增加，反而使疲劳寿命降低。例如，专利文献2中公开了将REM添加量控制在0.010质量％以下的必要性。但是，专利文献2中没有关于该机制、夹杂物的组成及存在状态的公开。
[0012]另外，MnS等硫化物由于通过锻造等塑性加工其形状发生延伸，重复应力被负荷时，成为疲劳蓄积源并成为断裂起点，并且，使疲劳特性劣化。据此，为了改善疲劳特性，需要对这样的硫化物进行控制。
[0013]作为防止硫化物生成的方法，已知通过添加Ca进行脱硫的方法。但是，存在由Ca的添加而形成的Al-Ca-O复合氧化物通过塑性加工其形状容易发生延伸，重复应力被负荷时，容易成为疲劳蓄积源并成为断裂起点的问题。此外，Ca的添加对于TiN没有效果。
[0014]另外，TiN等氮化物非常硬质且以尖的形状析出，因此成为疲劳蓄积源并成为断裂起点，并且，使疲劳特性劣化。例如，专利文献3中公开了如果添加Ti超过0.001质量％则疲劳特性恶化。
[0015]为了抑制TiN的生成，将Ti含量调整为0.001质量％以下变得重要。但是，由于Ti也被包含于铁水、熔渣中，难以稳定地降低含量。因此，需要在钢液阶段对T1、N进行高效除去，但炼钢成本变高从而不优选。
[0016]如上所述，为了使作为轴承钢所要求的疲劳特性提升而变得必要的对A1203、Al-Ca-O复合氧化物、MnS和TiN等有害夹杂物进行控制的技术，目前还没有发现。
[0017]在先技术文献
[0018]专利文献1:日本国特开平09-263820号公报
[0019]专利文献2:日本国特开平11-279695号公报
[0020]专利文献3:日本国特开2004-277777号公报`
【发明内容】

[0021]本发明的一实施方式，其课题是解决上述那样的现有技术的问题，提供疲劳特性优异的轴承钢及其制造方法。
[0022]本
【发明者】们为解决上述现有技术的问题反复进行实验和研讨的结果，发现了为控制上述有害夹杂物的生成及其析出形态，通过在调整REM、Al和Ca等化学成分的含量的同时，对脱氧方法和轴承钢制造方法进行控制，从而使轴承钢的金属组织中形成含REM、Ca、0、S和Al的复合夹杂物(以下称为REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物)。
[0023]通过Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物转变为该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，粗大的氧化铝团簇的形成被抑制，并且，上述复合氧化物通过塑性加工发生延伸变得粗大会被抑制。并且，通过该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将钢中的S固定化，粗大的MnS的生成被抑制。此外，通过在该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面复合析出TiN，单独存在的TiN的个数减少。
[0024]本发明的主旨如下。
[0025](I)本发明的一实施方式涉及的轴承钢，化学成分以质量％计含有:C:0.9%~1.5%、Si:0.1% ~0.8%、Mn:0.1% ~1.5%、Cr:0.5% ~2.0%、Al:0.01% ~0.05%、Ca:0.00001% ~0.0050%、稀土金属:0.0001% ~0.050%,O:0.0001% ~0.0030%,并限制为:Ti:低于0.005%、N:0.015%以下、P:0.03%以下、S:0.05%以下，其余量包含铁和不可避免的
杂质，金属组织中，作为夹杂物含有含稀土金属、Ca、O、S和Al的复合氧硫化物、TiN、MnS、A1203、以及含Al和Ca的复合氧化物，相对于上述夹杂物的合计个数，上述复合氧硫化物的个数为50%以上且低于100%,并且,长径为5 μ m以上的上述复合氧硫化物的个数为每Imm2观察面0.001个以上2个以下，与上述复合氧硫化物独立地存在的长径为5 μ m以上的上述TiN的个数为每Imm2观察面0.001个以上且低于1.0个。
[0026](2)根据上述(I)所述的轴承钢，上述化学成分的上述S含量为S:超过0.01%且0.05%以下时，可以将上述Ca含量设为Ca:0.00050%~0.0050%。
[0027](3)根据上述(I)或(2)所述的轴承钢，上述化学成分可以以质量％计还含有V:0.05% ~0.70%、Mo:0.05% ~1.00%、W:0.05% ~1.00%、N1:0.10% ~3.50%、Cu:0.10% ~0.50%、Nb:0.005% 以上且低于 0.050%、B:0.0005% ~0.0050% 中的至少 I 种。
[0028](4)根据上述(I)~(3)的任一项所述的轴承钢，上述复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算可以为20质量％以下。
[0029](5)根据上述(I)~(4)的任一项所述的轴承钢，长径为10 μ m以上的上述MnS的个数和与上述复合氧硫化物独立地存在的长径为5μπι以上的上述TiN的个数可以为每Imm2观察面合计5个以下。
[0030](6)根据上述(I)~(5)的任一项所述的轴承钢，上述Cu和上述Ni的以质量％表示的含量可以满足Cu < Ni。
[0031](7)本发明的一实施方式涉及的轴承钢的制造方法，具有:A1脱氧工序，该工序使用Al对钢液进行脱氧；REM脱氧工序，该工序使用稀土金属对上述Al脱氧工序后的上述钢液进行5分钟以上10分钟以下的脱氧；铸造`工序，该工序对上述REM脱氧工序后的上述钢液进行铸造，得到铸片，上述铸片是化学成分以质量％计含有C:0.9%~1.5%、S1:0.1%~0.8%、Mn:0.1% ~1.5%,Cr:0.5% ~2.0%、A1:0.01% ~0.05%,Ca:0.00001% ~0.0050%、稀土金属:0.0001% ~0.050%、O:0.0001% ~0.0030%,并限制为:T1:低于 0.005%,N:0.015% 以下、P:0.03%以下、S:0.05%以下，其余量`包含铁和不可避免的杂质的铸片；加热保持工序，该工序将上述铸片加热至1270°C~1300°C的温度范围，上述加热后，在1200°C~1250°C的温度范围保持60秒以上；和热加工工序，该工序对上述加热保持工序后的上述铸片进行热塑性加工得到热加工钢材。
[0032](8)根据上述(7)所述的轴承钢的制造方法，还可以具有真空脱气工序，该工序在上述钢液的化学成分以质量％计含有S:超过0.01%且0.05以下时，向上述REM脱氧工序后、上述铸造工序前的上述钢液添加Ca进行真空脱气处理。
[0033](9)根据上述(7)或(8)所述的轴承钢的制造方法，上述铸片的上述化学成分可以以质量 ％ 计还含有 V:0.05% ~0.70%、Mo:0.05% ~1.00%、W:0.05% ~1.00%、Ni:0.10% ~
3.50%、Cu:0.10% ~0.50%、Nb:0.005% 以上且低于 0.050%、B:0.0005% ~0.0050% 中的至少I种。
[0034](10)根据上述(7)~(9)的任一项所述的轴承钢的制造方法，上述铸造工序中，可以使上述钢液在铸模内沿水平方向以0.1m/分钟以上0.5m/分钟以下旋转进行铸造。
[0035](11)根据上述(7)~(10)的任一项所述的轴承钢的制造方法，还可以具有软质化热处理工序，该工序通过将上述热加工工序后的上述热加工钢材加热至700°C~750°C的温度范围，并保持30小时以上50小时以下来得到软质化钢材。
[0036](12)根据上述(7)~(11)的任一项所述的轴承钢的制造方法，可以具有助熔剂处理工序，该工序向上述REM脱氧工序后、上述真空脱气工序前的上述钢液进一步添加CaO-CaF2进行脱硫。
[0037]根据本发明的上述方式涉及的轴承钢及其制造方法，通过Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物转变为REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，粗大的氧化铝团簇的形成和上述复合氧化物发生延伸变得粗大被抑制，通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化，粗大的MnS的生成被抑制，并且，通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将TiN复合，单独存在的TiN的个数减少。其结果，变得能够解决上述课题。
【专利附图】

【附图说明】
[0038]图1是本发明的一实施方式涉及的轴承钢的金属组织照片。
[0039]图2是现有技术涉及的轴承钢的金属组织照片。
[0040]图3是长径为10 μ m以上的MnS以及与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN的合计个数、和轴承钢的疲劳特性的关系。
【具体实施方式】 [0041]以下，对本发明的优选实施方式进行详细说明。
[0042]首先，关于本发明的一实施方式涉及的轴承钢的基本成分，对数值限定范围及其限定理由进行说明。在此，记载的％为质量％。
[0043]Al:0.01% ~0.05%
[0044]Al (招)是脱氧兀素，并且是REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的形成所需要的兀素。为了得到这些效果，需要Al含量为0.01%以上。但是，如果Al含量超过0.05%,则Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物不向REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物进行转变。这是因为在Al含量超过0.05%的情况下，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物相比，Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物成为稳定状态。
[0045]Al2O3是硬质氧化物，不仅成为疲劳特性下降的要因，还使铸造时的耐火物的耐久性大大降低。连铸时，该硬质氧化物附着于喷嘴，助长喷嘴堵塞。Al-Ca-O复合氧化物不如Al2O3硬，但通常与Al2O3相比尺寸大，成为使疲劳特性劣化的原因。据此，将Al含量的上限设为0.05%。
[0046]REM:0.0001% ~0.050%
[0047]REM (Rare Earth Metal)是强力的脱硫、脱氧元素，是为使本发明的一方式的效果充分发挥的极其重要的元素。在此，REM是从原子序数为57的镧到71的镥的15种元素，加上原子序数为21的钪和原子序数为39的钇的合计17种元素的总称。
[0048]REM含量低于0.0001%的情况下，没有向REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物转变的Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物增加。因此，没有与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物进行化合的S导致粗大的MnS生成，并且，没有在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面析出而单独存在的TiN增加。
[0049]如果REM含量超过0.050%，则不仅成本变高，还由于生成的含REM的夹杂物而容易发生铸造时的喷嘴堵塞，使制造性恶化。据此，将REM含量设为0.0001%~0.050%。更优选将REM含量设为0.0003%~0.050%,进一步优选将REM含量设为超过0.001%且0.050%以下，最优选将REM含量设为超过0.003%且0.050%以下。[0050]C:0.9% ~1.5%
[0051]C (碳)是确保淬火时的硬度使疲劳寿命提升的元素，并且是通过球状碳化物的分散和基质的马氏体转变使强度提升的元素。为了得到这些效果，需要C含量为0.9%以上。但是，如果C含量超过1.5%，则尽管耐磨损性提升，但母材的硬度变得过高而使切削时的工具寿命下降，并且成为淬裂的原因。因此，将C含量设为0.9%~1.5%。更优选将C含量的下限值设为1.0%，上限值设为1.2%。
[0052]Si:0.1% ~0.8%
[0053]Si (硅)是提高淬火性、使疲劳寿命提升的元素。为了得到这些效果，Si含量必须为0.1%以上。但是，如果Si含量超过0.8%，则上述效果饱和，此外，母材的硬度变高切削时的工具寿命下降，并且成为淬裂的原因。因此，将Si含量设为0.1%~0.8%。更优选将Si含量的下限值设为0.15%，上限值设为0.7%。
[0054]Mn:0.1% ~1.5%
[0055]Mn (锰)是提高淬火性提高强度、使疲劳寿命上升的元素。为了得到这些效果，Mn含量必须为0.1%以上。但是，如果Mn含量超过1.5%，则上述淬火性提升效果饱和。并且，母材的硬度变高带来切削时的工具寿命的降低，并且，也成为淬裂的原因。因此，将Mn含量设为0.1%~1.5%。更优选将Mn含量的下限值设为0.2%，上限值设为1.15%。最优选将Mn含量的下限值设为超过0.5%，上限值设为1.15%。
[0056]Cr:0.5% ~2.0%
[0057]Cr (铬)是提高淬火性使疲劳寿命提升的元素。为了得到这些效果，Cr含量必须为0.5%以上。但是，如果Cr含量超过2.0%，则上述效果饱和。并且，母材的硬度变高带来切削时的工具寿命的降低，并且，也成为淬裂的原因。因此，将Cr含量设为0.5%~2.0%。更优选将Cr含量的下限值设为0.9%，上限值设为1.6%。最优选将Cr含量的下限值设为超过1.0%，上限值设为低于1.6%。
[0058]Ca:0.00001% ~0.0050%
[0059]Ca (钙)是脱氧元素和脱硫元素。Ca也具有将氧化物软化的作用。已知如果向快削钢中添加Ca，则切削中称为覆盖膜(Belag)的氧化物被膜通过切削热而生成，对工具表面进行被覆、保护从而延长切削工具寿命。
[0060]并且，Ca是REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的形成所需要的兀素。通过该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化从而抑制粗大的MnS的生成。但是，Ca含量低于0.00001%的情况下，不形成REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，而形成不含Ca的REM-Al-O-S复合氧硫化物。
[0061]该不含Ca的REM-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化的效果小。为了提高将S固定化的效果，需要使含Ca和REM的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物形成。因此，需要将Ca含量设为0.00001%以上。优选将Ca含量的下限值设为0.00010%。进一步优选将Ca含量的下限值设为0.00050%。再者，对0.00001%水平的钢中的Ca含量进行检测时，采用感应率禹合等离子体发射光谱分析法(ICP-AES:1nductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)或根据需要采用感应稱合等离子体质谱分析法(ICP-MS JnductivelyCoupled Plasma-Mass S pectrometry)等高灵敏度兀素分析法即可。
[0062]通常，钢即使没有特意添加Ca，也不可避免地含有0.0001%左右的Ca。该不可避免地被含有的Ca也具有形成REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的效果。据此，在不可避免地被含有的Ca为0.00001%以上的情况下，也可以不特意添加Ca。由不可避免地被含有的Ca形成的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物发挥将S固定化的效果。
[0063]基本上作为洁净钢的轴承钢中在研磨面所确认的夹杂物数量也少，因此对夹杂物(REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物、A1203、Al-Ca-O复合氧化物、MnS和TiN等)的组成可以利用具备EPMA (电子束显微分析、Electron Probe Micro Analysis)或EDX (能量色散X射线分析、Energy Dispersive X-Ray Analysis)的 SEM (扫描型电子显微镜、Scanning ElectronMicroscope)等直接进行分析。即由充当电子束的情况下的X射线信号，对每个夹杂物分析夹杂物中的Al、Ca、S的有无等，因此可以确认REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的形成。并且可以由其信号强度半定量地算出组成比率。另外，根据需要，也可以利用具备EDX的TEM(透射型电子显微镜、Transmission Electron Microscope)等直接分析。本
【发明者】们，使用包含Ca含量低于0.00001%的高纯度原料的各种原料(铸片)，采用上述分析方法调查了用于形成REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Ca的下限值。其结果，如上所述，发现了钢中(铸片)的Ca含量为0.00001%以上时，作为夹杂物，不是不含Ca的REM-A1-0-S复合氧硫化物，而是形成REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物。
[0064]想要进一步提高REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的将S固定化的效果的情况下，优选特意添加Ca。例如，S为高的含量，想要进一步提高REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的将S固定化的效果的情况下，优选特意添加Ca。具体地，S含量为超过0.01%且0.05%以下时，优选特意添加Ca以使得Ca含量变为0.00050%~0.0050%。其结果，即使S含量为超过0.01%且0.05%以下那样的高含量，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化的效果也会充分提高，并且，MnS的析出被充分抑制。
[0065]另外，如果Ca含量超过0.0050%，则作为粗大的氧化物的Al_Ca_0复合氧化物和CaO大量形成，疲劳寿命受损。特别是对Al2O3复合了 Ca的Al-Ca-O复合氧化物通常与Al2O3相比尺寸大，使疲劳特性劣化。因此，Ca含量的上限值设为0.0050%以下。再者，Ca固溶于REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物中，CaS并不单独存在。
[0066]O:0.0001% ~0.0030%
[0067]O (氧)尽管是应该通过脱氧从钢中被除去的元素，但也是为使REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物析出所需要的元素。为了得到该效果，需要O含量为0.0001%以上。但是,如果O含量超过0.0030%,则氧化物大量残存，导致疲劳寿命的降低。因此，将O含量的上限值设为0.0030%以下。再者，上述O含量意味着将固溶于钢中的氧和REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物、Al2O3所含有的氧等进行合计了的总氧量(T.0:Total Oxygen)。
[0068]除了上述基本成分以外，本实施方式涉及的轴承钢含有不可避免的杂质。在此，不可避免的杂质意味着废料等副原料和/或从制造工序不可避免地混入的T1、N、P、S、Mg、Pb、Sb、Sn、Cd等元素。其中，T1、N、P和S，为了使本发明的一方式的效果充分发挥，需要如以下那样进行限制。在此，记载的％为质量％。另外，杂质含量的限制范围中包含0%，但在工业上稳定地设为0%是困难的。
[0069]T1:低于 0.005%
[0070]Ti (钛)是杂质，是生成TiC、TiN和TiS等细微夹杂物使疲劳特性劣化的元素。特别是TiN析出为方形形状，因此重复应力被负荷时应力集中，容易成为断裂起点。据此，抑制该析出为方形形状的TiN非常重要。
[0071 ] 金属组织中存在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的情况下，TiN将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物作为优先的成核位点进行复合析出。并且，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物成为如图1所示的大致球形状的REM-Ca-Al-O-S-TiN复合氧硫化物。其结果,可抑制如图2中的作为B所示那样尖的方形形状且硬质的TiN单独析出。再者，关于上述金属组织，将在后面详细说明。
[0072]为了使TiN在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物中复合析出，降低单独存在的TiN的析出量，需要将Ti含量限制为低于0.005%。再者，以往，为了抑制TiN导致的疲劳特性的劣化，需要将Ti含量设为0.001%以下。但是，本发明的一方式中，如果Ti含量低于0.005%,则通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的效果，即使含有比以往认识的水平多的Ti疲劳特性也变得良好。像这样将Ti含量限制为低于0.005%,则可以稳定制造疲劳特性良好的轴承钢。
[0073]为了降低TiN析出量，Ti含量越少越好，因此上述限制范围中包含0%。但是，将Ti含量设为0%，在技术上不容易，另外，即使稳定地设为0.0002%以下，炼钢成本也会变高。据此，Ti含量的限制范围优选为超过0.0002%且低于0.005%。从炼钢成本的观点来看，进一步优选将Ti含量的限制范围设为超过0.001%且低于0.005%。再者，通常的操作条件下，不可避免地含有0.003%左右的Ti。
[0074]N:0.015% 以下
[0075]N (氮)是杂质，形成氮化物使疲劳特性劣化，并且是通过应变时效对延展性和韧性带来恶劣影响的元素。如果N含量超过0.015%则上述弊端变得显著。因此，将N含量限制为0.015%以下。
[0076]为了降低氮化物量，N含量越少越好，因此上述限制范围中包含0%。但是，将N含量设为0%，在技术上不容易，另外，即使稳定地设为低于0.0008%，炼钢成本也会变高。据此，N含量的限制范围优选为0.0008%~0.015%。进一步优选将N含量的限制范围设为0.0008% ~0.010%O
[0077]P:0.03% 以下
[0078]P (磷)是杂质，是在晶界偏析损害疲劳寿命的元素。如果P含量超过0.03%，则疲劳寿命的降低变得显著。因此，将P含量限制为0.03%以下。
[0079]为了抑制疲劳寿命的降低，P含量越少越好，因此上述限制范围中包含0%。但是，将P含量设为0%，在技术上不容易，另外，即使稳定地设为低于0.0005%，炼钢成本也会变高。据此，P含量的限制范围优选为0.0005%~0.03%。进一步优选将P含量的限制范围设为 0.0005% ~0.02%。
[0080]S:0.05% 以下
[0081]S (硫)是杂质，是形成硫化物的元素。如果S含量超过0.05%,则REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物所含有的REM和Ca的将S固定化的效果变得不充分，形成如图2中的作为D所示的粗大的MnS，损害疲劳寿命。因此，需要将S含量限制为0.05%以下。
[0082]为了抑制MnS析出，S含量越少越好，因此上述限制范围中包含0%。但是，将S含量设为0%，在技术上不容易，另外，即使稳定地设为0.0003%以下，炼钢成本也会变高。据此，S含量的限制范 围优选为超过0.0003%且0.05%以下。另外，S具有提高被切削性的作用，在S含量为0.005%以上的情况下被切削性提升。因此在重视被切削性的情况下，可以将S含量的限制范围设为0.005%~0.05%。
[0083]如果S含量为0.05%以下且不可避免地含有0.00001%以上的Ca，则通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的将S固定化的效果，MnS的析出量被抑制在允许范围内。该情况下，可以不特意添加Ca。但是，想要进一步提高将S固定化的效果的情况下，优选特意添加Ca。S含量在上述限制范围内为高含量时，具体地，S含量为超过0.01%且0.05%以下时,添加Ca，优选将Ca含量设为0.00050%~0.0050%。其结果，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化的效果充分提高，并且，MnS的析出被充分抑制。
[0084]再者，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化的效果通过REM和Ca来得到，但是REM存在铸造时的喷嘴堵塞等问题，因此不能添加至上述上限值以上。据此，将S固定化的效果优选通过Ca含量进行控制。
[0085]以上是本实施方式中的钢的基本成分(基本元素)。上述基本元素被含有或限制，其余量包含铁和不可避免的杂质。但是，除了该基本成分，也可以代替余量的铁的一部分，在本实施方式中根据需要使钢中含有以下选择元素。再者，这些选择元素在钢中即使不可避免地，例如仅混入低于各选择元素的下限的量，也不会损害本实施方式的效果。
[0086]即，本实施方式涉及的轴承钢，作为选择成分，还可以含有V、Mo、W、N1、Cu、Nb、B中的至少一种。以下，对选择成分的数值限定`范围及其限定理由进行说明。在此，记载的％为质量％。
[0087]V:0.05% ~0.70%
[0088]V是生成碳化物、氮化物、碳氮化物的元素。通过V的添加，生成当量圆直径低于0.2μπι的细微的V的碳化物、氮化物、碳氮化物，具有抗回火软化性的提升、屈服点的上升和原始奥氏体的细微化等效果。通过将V含量增多、延长回火时间，可以使上述析出物充分析出，使硬度和抗拉强度上升。
[0089]为了得到这些效果，优选将V含量设为0.05%~0.70%。如果V含量低于0.05%,则不能得到上述效果。更优选将V含量的下限值设为0.10%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的V，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0090]如果V含量超过0.70%,则即使利用淬火前的加热也不能充分溶解，粗大的球状碳化物即所谓的未溶解碳化物残留，有可能损害加工性和/或疲劳特性。另外，通过添加V，容易产生成为加工前的裂纹和/或拉丝时断线的原因的过冷组织。据此，V含量的上限值优选为0.70%。在抑制轴承制造时的品质的偏差、重视制造稳定性的情况下，V含量的上限值优选为0.50%，或者进一步优选为0.30%以下。
[0091]Mo:0.05% ~1.00%
[0092]Mo是提高淬火性的元素，并且是使抗回火软化性提升的元素。Mo也是在钢中生成含Mo的碳化物的元素。为了得到这些效果，优选将Mo含量设为0.05%~1.00%。
[0093]含Mo的碳化物析出的温度，与含V的碳化物等相比低。对于在低温下进行回火的轴承钢，含Mo的碳化物在提高上述特性方面是有效的。据此，Mo含量的下限值优选设为0.05%。更优选将Mo含量的下限值设为0.10%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的Mo，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0094]如果Mo含量超过1.00%，则在热轧和/或加工前的热处理后的冷却时，容易产生过冷组织。过冷组织成为延迟裂纹(delayed failure)和/或加工时的裂纹的原因。因此，优选将Mo含量的上限值设为1.00%。更优选将Mo含量的上限值设为0.50%。
[0095]为了抑制轴承制造时的品质偏差、确保制造稳定性，优选将Mo含量的上限值设为0.20%。进而，为了对起因于冷却时的温度偏差的相变应变进行精密地控制、使形状精度稳定，优选将Mo含量的上限值设为0.15%。
[0096]W:0.05% ~1.00%
[0097]W与Mo同样地，是提高淬火性、使抗回火软化性提升的元素，并且，是在钢中作为碳化物析出的元素。为了得到这些效果，优选将W含量设为0.05%~1.00%。更优选将W含量的下限值设为0.10%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的W，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0098]另一方面，如果W含量超过1.00%,则与Mo同样地，在热轧和/或加工前的热处理的冷却时，容易产生过冷组织。据此，优选将W含量的上限值设为1.00%。更优选将W含量的上限值设为0.50%。
[0099]为了抑制轴承制造时的品质偏差、确保制造稳定性，优选将W含量的上限值设为0.20%。进而，为了对起因于冷却时的温度偏差的相变应变进行精密地控制、使形状精度稳定，优选将W含量的上限值设为0.15%。
[0100]N1:0.10% ~3.50%
[0101]Ni是提高钢的强度的元素。为了得到该效果，优选将Ni含量设为0.10%~3.50%。如果Ni含量低于0.10%，则不能得到上述效果。据此，优选将Ni含量的下限值设为0.10%。更优选将Ni含量的下限值设为0.20%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的Ni，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0102]另一方面，如果Ni含量超过3.50%，则残余奥氏体量增多，其结果，即使进行淬火硬度也不上升，有可能不能满足作为轴承钢所要求的硬度。另外较多地含有残余奥氏体的轴承，随着其使用，有可能产生作为膨胀相变的马氏体相变，使轴承制品的形状精度下降。据此，优选将Ni含量的上限值设为3.50%。
[0103]Ni是高价的元素，因此为了降低制造成本，优选将Ni含量的上限值设为2.50%。更优选将Ni含量的上限值设为1.00%。
[0104]Ni在与Cu共存的情况下，也是抑制Cu的弊端的元素。Cu使钢的热延性降低，常在热轧和/或热锻中成为裂纹和/或缺陷的原因。但是，如果与Cu同时添加Ni，则Cu与Ni形成合金相，抑制热延性的降低。因此，在钢中存在Cu的情况下，优选添加Ni。优选Ni含量在上述范围内，并且，Cu和Ni的以质量％表示的含量满足Cu < Ni。
[0105]Cu:0.10% ~0.50%
[0106]Cu是提高耐蚀性并且抑制脱碳的元素。为了得到这些效果，优选将Cu含量设为0.10%~0.50%。如果Cu含量低于0.10%，则不能得到上述效果。据此，优选将Cu含量的下限值设为0.10%。更优选将Cu含量的下限值设为0.20%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的Cu，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0107]另一方面，如果Cu含量超过0.50%,则热延性下降，有可能成为铸造、轧制、锻造等制造工序中的裂纹和/或缺陷的发生原因。据此，优选将Cu含量的上限值设为0.50%。更优选将Cu含量的上限值设为0.40%。另外，如上所述，优选Cu含量在上述范围内，并且，Cu和Ni的以质量％表示的含量满足CuS Ni。其结果，可以抑制热延性的降低，良好地维持轴承钢的品质。
[0108]Nb:0.005% 以上且低于 0.050%
[0109]Nb是与钢中的C、N结合生成碳化物、氮化物、碳氮化物的元素。即使微量的添加，与不添加的情况相比，也具有防止晶粒的粗大化的效果。并且，将Nb与V等生成碳化物、氮化物、碳氮化物的元素复合添加的情况下，Nb与V相比更容易生成氮化物，其结果，V没有生成氮化物，也具有容易生成对奥氏体粒径的细微化有效的含V的碳化物的效果。这样，即使添加微量的Nb，也可以更有效地进行奥氏体粒径控制和/或抗回火软化性的赋予。[0110]为了得到上述效果，优选将Nb含量设为0.005%以上且低于0.050%。如果Nb含量低于0.005%,则不能得到上述效果。据此，优选将Nb含量的下限值设为0.005%。更优选将Nb含量的下限值设为0.010%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的Nb，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0111]另一方面，Nb也是使热延性降低的元素。如果Nb含量变为0.050%以上，则有可能成为铸造、轧制、锻造等制造工序中的裂纹的发生原因，大大损害制造性。据此，优选将Nb含量的上限值设为低于0.050%。在重视冷加工性和/或切削性的情况下，优选将Nb含量的上限值设为0.030%。更优选将Nb含量的上限值设为0.020%。在与V等的提高淬火性、使抗回火软化性提升的元素复合添加的情况下，可以将Nb含量的上限值设为0.010%。
[0112]B:0.0005% ~0.0050%
[0113]B是以微量的添加提高钢的淬火性的元素。另外，B是在母材为高碳钢的情况下，在热轧后的冷却过程中生成含有B和Fe的碳化物，使铁素体的生长速度增加，使钢材的加工性提升的元素。并且，B也是通过向奥氏体晶界偏析，来抑制P的晶界偏析使晶界强度提升，并且使疲劳强度、冲击强度提升的元素。
[0114]为了得到上述效果，优选将B含量设为0.0005%~0.0050%。如果B含量低于0.0005%,则不能得到上述结果。据此，优选将B含量的下限值设为0.0005%。更优选将B含量的下限值设为0.0010%。再者，即使在钢中含有低于下限的量的B，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要特意向钢中添加该选择元素，因此可以将下限值设为0%。
[0115]另一方面，如果B含量超过0.0050%,则上述效果饱和，另外，在铸造、轧制、锻造等制造时，容易生成马氏体和/或贝氏体等过冷组织，有可能使制品的制造性和/或冲击强度劣化。据此，优选将B含量的上限值设为0.0050%。更优选将B含量的上限值设为0.0030%。
[0116]下面，对本实施方式涉及的轴承钢的金属组织进行说明。
[0117]如上所述，本实施方式涉及的轴承钢的金属组织，包括含有稀土金属、Ca、O、S和Al的复合氧硫化物(REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物)、Al2O3、含有Al和Ca的复合氧化物(Al-Ca-Ο复合氧化物)、MnS、TiN及其他夹杂物。另外，在该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物中，TiN优先析出，形成REM-Ca-Al-O-S-TiN复合氧硫化物。在此，该REM-Ca-Al-O-S-TiN复合氧硫化物的TiN表示在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面TiN析出并被复合化。
[0118]钢中所添加的REM首先与钢中的Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物进行反应，生成将这些氧化物的O夺走的REM氧化物。该REM氧化物接着与钢中不可避免地含有的Ca、或根据需要被添加的Ca进行反应，形成REM复合氧化物。该REM复合氧化物将作为钢中所含有的杂质的S吸收，形成含有REM、Ca、O、S和Al的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物。在该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面，TiN优先析出。
[0119]该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物具有以下效果。抑制Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物等氧化物在金属组织中残存，抑制作为粗大的硫化物的MnS生成，以及抑制作为氮化物的TiN单独存在。其结果，轴承钢的疲劳特性提升。
[0120]该REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，如图1所示，为大致球形，没有通过锻造等塑性加工被延伸或破碎。据此，重复应力被负荷时，难以成为断裂起点。在此，大致球形状意味着如图1所示的夹杂物表面的最大凹凸为0.5μπι以下，或夹杂物的长径除以短径的值为3以下。
[0121]为了得到上述效果，需要金属组织中的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数相对于Al203、Al-Ca-0复合氧化物、MnS和TiN等夹杂物的合计个数为50%以上且低于100%。如果REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数低于50%，则不能得到使轴承钢的疲劳特性提升的效果。另外，将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数设为100%实质上是困难的。更优选将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数设为60%以上且低于100%。再者，求算该个数比例时，例如，主要考虑Iym以上的夹杂物即可。
[0122]另外，为了得到上述效果，需要长径为5 μ m以上的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数在每Imm2观察面为0.001个以上2个以下。在此，长径低于5 μ m的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物在规定内的氧含量、硫含量下即使存在也无害，因此排除考虑。
[0123]如果长径为5 μ m以上的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数低于0.001个，则对A1203、Al-Ca-O复合氧化物、MnS和TiN等有害夹杂物进行抑制的效果不充分。另外，如果长径为5 μ m以上的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数超过2个，则该效果饱和，并且，析出量过多，使疲劳特性劣化。更优选将长径为5 μ m以上的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的个数设为每Imm2观察面0.001个以上1.5个以下。
[0124]另外，为了使轴承钢的疲劳特性切实提升，需要将重复应力被负荷时成为断裂起点的、与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的个数减少。具体地，需要与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN的个数为每Imm2观察面0.001个以上且低于1.0个。
[0125]如果与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的个数为每Imm2观察面1.0个以上则使轴承钢的疲劳特性提升的效果不充分。另一方面，为了使轴承钢的疲劳特性提升到最佳，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫 化物独立存在的TiN的个数越少越好。但是，实质上设为低于0.001个是困难的。据此，将与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的个数设为每Imm2观察面0.001个以上且低于1.0个。优选与复合氧硫化物独立存在的TiN的个数为每Imm2观察面0.001个以上0.7个以下，更优选为0.001个以上0.5个以下。[0126]REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物、Al203、Al_Ca_0复合氧化物、MnS和TiN等夹杂物的个数可以利用具备EPMA (电子束显微分析、Electron Probe Micro Analysis)或EDX (能量色散型X射线分析、Energy Dispersive X-Ray Analysis)的SEM (扫描型电子显微镜、Scanning Electron Microscope)以及 TEM (投射型电子显微镜、Transmission ElectronMicroscope)等进行计量。
[0127]将与轴承钢的延伸方向正交的切割面作为观察面，用上述显微镜进行观察对夹杂物的存在进行识别，并且，利用EPMA或EDX进行组成分析，鉴定这些夹杂物的种类即可。观察位置例如在圆棒形状的情况下，将在上述观察面(垂直于长度方向的截面)观察时的半径以mm为单位设为r时，对从轴承钢(热加工钢材)的表面到l/2r深度的区域进行平均观察即可。观察倍率设为能够识别长径为Iym以上的夹杂物的倍率以上，另外，观察视场以最低成为合计1000mm2那样地进行多个视场观察。并且，对各夹杂物的存在比例和每Imm2观察面的存在个数进行求算即可。
[0128]然后，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算优选为20质量％以下。换句话说，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Al含量以Al原子换算优选为10.6质量％以下。该理由是因为REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的熔点比钢液的熔点高，成为硬质的夹杂物。一般地，熔点比钢液高的夹杂物硬度高。
[0129]为了更切实地使上述夹杂物的熔点比钢液的熔点高而成为硬质的夹杂物，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算优选为10质量％以下。最优选REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算设为5质量％以下。再者，为了在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物上使TiN优先析出，上述夹杂物中以Al2O3换算优选含有I质量％以上的Al。
[0130]如上所述，TiN将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面作为优先的成核位点进行复合析出。并且，形成REM-Ca-Al-O-S-TiN复合氧硫化物。其结果，硬质且尖的方形形状的TiN的单独析出被抑制。
[0131]该REM-Ca-Al-O-S-TiN复合氧硫化物也如图1所不，其形状为大致球形状，是难以成为断裂起点的无害夹杂物。再者，推断TiN将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物作为优先的成核位点进行复合析出的理由，是因为REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的晶格结构与TiN的晶格结构类似。
[0132]上述REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物中，Ti不作为氧化物被含有。考虑到这是因为C含量高达0.9%~1.5%，因此脱氧时的氧水平低，Ti氧化物的生成极少。另外，推断上述REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物中Ti不作为氧化物被含有是REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的晶格结构与TiN的晶格结构类似的理由之一。
[0133]通常，钢中同时含有Al和Ca时，在钢的金属组织中形成Al-Ca-O复合氧化物。但是，该Al-Ca-O复合氧化物也通过REM的添加，转变为REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，进行高熔点化。因此，可以防止Al-Ca-O复合氧化物通过塑性加工发生延伸而变得粗大。另外，作为制造方法将在后面详细说明，向钢液中添加REM后，根据需要添加Ca，因此作为Ca系的硫化物的CaS和Ca-Mn-S等难以形成。
[0134]如上所述，通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化，粗大的MnS的生成被抑制。并且，通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将TiN进行复合，在金属组织中单独析出的TiN的个数减少。其结果，疲劳特性提升。但是，本实施方式涉及的轴承钢的金属组织中所含有的MnS的析出量和与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的析出量少当然是理想的，但不需要降低至零。
[0135]为了使作为轴承钢所要求的疲劳特性切实地满足，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的金属组织中的MnS和TiN的析出量优选满足以下条件。长径为10 μ m以上的MnS的个数和与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN的个数优选为每Imm2观察面合计5个以下。
[0136]长径被延伸至10 μ m以上的MnS在重复应力被负荷时成为断裂的起点，因此对疲劳寿命带来恶劣影响。长径被延伸至IOym以上的MnS全都对疲劳寿命带来恶劣影响，因此该长径没有上限值。同样地，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN，其棱角分明的形状成为断裂起点，因此对疲劳寿命带来恶劣影响。长径为5 μ m以上的TiN全都对疲劳寿命带来恶劣影响，因此该长径没有上限值。
[0137]图3中，表示长径为10 μ m以上的MnS和与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN的合计个数(MnS和单独存在的TiN的合计个数)和轴承钢的疲劳特性(L10疲劳寿命)的关系。
[0138]如图3所示,如果上述MnS的个数和上述TiN的个数为每Imm2观察面合计超过5个，则轴承钢的疲劳特性劣化。据此，上述MnS和上述TiN的合计个数优选被控制在上述范围。更优选将上述合计个数设为每Imm2观察面4个以下。最优选将上述合计个数设为每Imm2观察面3个以下。另外，上述MnS和上述TiN的上述合计个数的下限值为超过0.001个。
[0139]以上，如已说明那样地，作为对轴承钢的疲劳特性带来恶劣影响的有害夹杂物的Al2O3^Al-Ca-O复合氧化物主要通过REM的添加效果，向REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物进行转变，因此其存在量降低。另外，作为有害夹杂物的MnS通过REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物所含有的REM和Ca的脱硫效果，特别是Ca的脱硫效果，其析出量被抑制。并且，作为有害夹杂物的TiN在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面优先析出，因此单独析出量降低。这些结果，可以得到疲劳特性优异的轴承钢。
[0140]然后，对本发明方式涉及的轴承钢的制造方法进行说明。
[0141]本实施方式涉及的轴承钢的制造方法中，对钢液进行精炼时的脱氧剂的投入顺序是重要的。
[0142]作为Al脱氧工序，向调整了成分组成的钢液中添加Al进行脱氧。向Al脱氧工序后的钢液中，作为REM脱氧工序，添加REM进行5分钟以上10分钟以下的脱氧。根据需要，也可以向REM脱氧工序后的钢液中，作为真空脱气工序，添加Ca进行真空脱气处理。通过以该顺序添加脱氧剂对钢液进行钢包精炼，能够生成REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，对有害的A1203、Al-Ca-O复合氧化物、MnS和TiN的生成进行抑制。
[0143]REM的添加使用混合稀土合金等即可，将块状的混合稀土合金在精炼的末期向钢液中添加即可。另外，根据需要，也可以在REM脱氧工序后向真空脱气工序前的钢液中，作为助熔剂处理(flux)工序， 添加CaO-CaF2等助熔剂适当进行脱硫和夹杂物的改性。
[0144]在最初进行Al脱氧工序的理由，是因为如果使用Al以外的元素进行脱氧则成本增高。在Al脱氧工序后进行REM脱氧工序的理由，是为了使在Al脱氧工序中生成的A1203、和通过与钢液中不可避免地含有的Ca进行反应而生成的Al-Ca-O复合氧化物与REM进行反应，降低残存于金属组织中的量。
[0145]另外，REM脱氧工序中进行5分钟以上10分钟以下的脱氧的理由，是因为如果低于5分钟则Al-Ca-O复合氧化物残存，不能对此进行防止。另一方面，REM脱氧工序中的脱氧时间的上限值没有特别限定，但如果超过10分钟则其效果饱和。
[0146]在REM脱氧工序后，根据需要添加Ca进行真空脱气工序的理由，是因为如果与REM相比先添加Ca，也就是说，如果在REM脱氧工序前进行真空脱气工序，则有可能生成许多低熔点，并且易发生延伸的Al-Ca-O复合氧化物。在不可避免地含有的Ca量下难以形成上述Al-Ca-O复合氧化物。但是，在特意添加的Ca量(例如0.00050%以上)下有可能生成许多上述Al-Ca-O复合氧化物。如果该Al-Ca-O复合氧化物生成，则即使在添加Ca后添加RHM，使该夹杂物充分转变也很困难。另外，设为上述工序顺序的理由，也是因为可以抑制作为含有Ca的硫化物的CaS和Ca-Mn-S等的形成。
[0147]该添加Ca的真空脱气工序优选在钢液的化学成分以质量％计含有超过0.01%且0.05%以下的S时进行。如上所述，S含量为超过0.01%且0.05%以下的情况下，优选添加Ca使得Ca含量变为0.00050%~0.0050%。其结果，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物将S固定化的效果进一步提高。并且，MnS的析出被充分抑制。
[0148]另外，根据需要，在REM脱氧工序后真空脱气工序前进行助熔剂处理工序的理由，是因为如果与REM相比先添加助熔剂，也就是说，如果在REM脱氧工序前进行助熔剂处理工序，则REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算超过20质量％，其结果，该复合氧硫化物的熔点下降变得容易破碎。该破碎了的复合氧硫化物，与延伸了的夹杂物同样地对疲劳特性带来恶劣影响，因此通过REM添加带来的夹杂物的改性效果变得不充分。
[0149]接着，作为铸造工序，对上述REM脱氧工序后或真空脱气工序后的钢液进行铸造得到铸片。该铸造工序中，优选使钢液在铸模内沿水平方向以0.1m/分钟以上0.5m/分钟以下旋转进行铸造凝固。
[0150]通过上述的Al脱氧、REM脱氧等钢包精炼来形成的REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物，其比重为6左右，接近钢的比重7。因此，REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物在钢液中难以进行上浮分离，向铸模内注入钢液时通过下降流深深地侵入到铸片未凝固层，在铸片的中心部容易偏析。如果REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物在铸片的中心部发生偏析，则在铸片的表层部复合氧硫化物的量相对减少。并且，将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物作为析出的优先成核位点的TiN的无害化效果在铸片的表层部受损。
[0151]据此，为了防止REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的偏析，根据需要，优选将铸模内的钢液沿水平方向进行搅拌使其旋转，使夹杂物均匀分散。通过使钢液在铸模内沿水平方向以0.1m/分钟以上0.5m/分钟以下旋转，可以谋求REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的均匀分散。如果铸模内旋转的速度低于0.1m/分钟，则使REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物均匀分散的效果小。另外，在通常的条件下所设想的上述旋转速度的范围的上限为0.5m/分钟。作为用于对钢液进行搅拌的方法，例如适用电磁力等即可。
[0152]然后，作为加热保持工序，将上述铸造工序后的铸片加热至1270°C~1300°C的温度范围，该加热后，在1200°C~1250°C的温度范围内保持60秒以上。该加热保持工序中，在上述铸造工序后，可以对冷却至室温的铸片进行再加热并保持，或者也可以对未冷却至室温的铸片进行再加热并保持。工业上为了材质的均质化，也有时会在1200°C~1250°C的温度范围的炉内进行72小时左右程度的长时间加热，在复合氧硫化物的控制上没有问题。据此，在1200°C~1250°C的温度范围下的保持时间的上限值没有特别限定，但考虑到通常的操作条件，将该上限值设为100小时即可。
[0153]加热至1270°C~1300°C的温度范围的理由，是因为如果低于1270°C，则作为固溶处理温度不充分，不能将在铸造工序后的冷却中析出的、与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立的TiN溶解并使其固溶。如果超过1300°C，则为了加热需要高价的设备，加热成本也上升。[0154]上述加热后，在1200°C~1250°C的温度范围进行保持的理由，是为了使通过上述加热溶解了的TiN在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面优先复合析出。为了将REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物的表面作为优先成核位点使TiN析出，使其充分成长，需要60秒以上的保持。另外，工业上为了材质的均质化，也有时会进行72小时左右程度的长时间加热。即使在该情况下，在复合氧硫化物的控制上也没有问题。
[0155]再者，一般的钢，例如低碳钢中，加热至1270°C~1300°C的温度范围后，即使在1200°C~1250°C的温度范围进行保持，TiN也是固溶了的状态，不进行析出。但是，本实施方式涉及的钢，考虑到是C含量为0.9%~1.5%的高碳钢，因此由于钢的N溶解度低，如果在上述温度范围保持，则TiN向REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物上优先析出并生长。
[0156]接着，作为热加工工序，对上述加热保持工序后的铸片实施热锻和/或热轧等塑性加工得到热加工钢材(轴承钢)。该热加工优选在A? (在过共析钢中，冷却时，从奥氏体开始生成渗碳体的温度)以上1200°C以下的温度范围进行。这是因为如果在低于Ann的温度下进行热加工，则渗碳体分数上升塑性加工性下降，另外，如果在超过1200°C下进行，则过量使用用于加热的能量导致成本增加。再者，将加热保持工序后的铸片不进行冷却而提供给该热加工工序，从成本的观点来看优选。另外，也可以在该热加工工序中对热加工钢材赋予形状形成具有最终形状的制品(轴承钢或轴承)。
[0157]本实施方式涉及的轴承钢是以质量％计含有0.9%~1.5%的C的过共析钢，因此上述热加工钢材通常呈现主要具有板状的初析渗碳体和珠光体的金属组织。并且，其硬度以维氏硬度计为250Hv~400Hv左右的硬质。
[0158]热加工工序后的热加工钢材为硬质，因此优选进行对热加工钢材实施球化退火等热处理的软质化热处理工序。该软质化热处理工序中优选将热加工钢材在700°C~750°C的温度范围保持30小时以上50小时以下。如果保持时间低于30小时，则软化不充分，如果保持时间超过50小时，则其效果饱和。通过该软质化热处理工序，可以进行碳化物的球化，使热加工钢材成为软质化钢材。
[0159]通过将该软质化钢材根据需要向冷加工工序和切削工序的至少任一方提供，向接近最终部件形状的形状成形即可。接着，为了提高硬度，优选作为淬火工序，将上述冷加工工序或上述切削工序后的形状接近最终部件形状的钢材，从830°C以上900°C以下的温度范围进行淬火。通过该淬火工序，可以使上述钢材的硬度以维氏硬度达到SOOHv以上。另外，根据需要，作为最终精加工工序，对淬火工序后的钢材，采用研削等可进行高硬度且高精度的加工的方法，进行要求精密尺寸的轴承滑动部等的最终精加工，形成最终部件形状的轴承即可。[0160]实施例1
[0161]以下，通过实施例对本发明的一方式的效果更具体地说明，实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，本发明可采用各种条件。
[0162]对调整了成分组成的钢液，作为钢包精炼，以表1~3中表示的顺序，实施了 Al脱氧工序、REM脱氧工序、并且根据需要实施了助熔剂处理工序或添加Ca的真空脱气工序。表中以下划线表示的数值表示在本发明的范围外。Al脱氧工序中使用了金属A1，REM脱氧工序中使用了混合稀土合金，真空脱气工序中使用了 Ca-Si合金，助熔剂处理工序中使用了Ca0:CaF2=50:50 (质量比)的助熔剂。
[0163]将该钢包精炼后的钢液，作为铸造工序，通过连铸装置铸造成300mm见方的铸片。表4~9中表示铸片的成分组成。该成分组成的余量为铁和不可避免的杂质。表中以下划线表示的数值表示在本发明的范围外，空栏表示无添加。另外，上述铸造工序中，以表1~3中所示的条件通过电磁搅拌进行了铸模内旋转。对铸造工序后的铸片，作为加热保持工序，进行了表1~3中所示的加热保持条件的热处理。
[0164]将加热保持工序后的铸片，作为热加工工序，在1190°C的温度下进行热锻，形成了20mm的圆棒状的热加工钢材(轴承钢)。对该热加工钢材,根据需要，作为软质化热处理工序，在720°C的温度下实施40小时的热处理，形成了软质化钢材(轴承钢)。并且，作为切削工序，进行了研削加工使其成为IOmm的圆棒状。对切削工序后的钢材，作为淬火工序，从850 V的温度进行淬火处理，形成了作为制品的轴承钢。
[0165]金属组织的观察，使与上述轴承钢的延伸方向正交的切断面成为观察面那样地，采用选择性恒电位电解侵蚀法(SPEED法)进行处理后，通过扫描型电子显微镜对钢中的夹杂物进行了观察。并且，通过采用EDX的组成分析鉴定了夹杂物的种类。上述观察，将在上述观察面(垂直于长度方向的截面)观察时的半径以mm为单位设为r时，对从表面到l/2r深度的区域平均地，使观察视场合计为1000mm2以上那样地以多个视场进行，测定了各夹杂物的个数。表10~12中表示了复合氧硫化物相对于夹杂物的合计个数的个数分数、长径为5 μ m以上的复合氧硫化物的每Imm2观察面的存在个数、与复合氧硫化物独立存在的长径为5μπι以上的TiN的每Imm2观察面的存在个数、长径为IOym以上的MnS的个数和与述复合氧硫化物独立存在的长径为5 μ m以上的TiN的每Imm2观察面的合计个数、以及复合氧硫化物的以Al2O3换算的Al含量。
[0166]另外，疲劳特性是对上述轴承钢通过超声波疲劳试验以1000MPa的载荷条件进行测定，采用威布尔统计作为LlO疲劳特性进行了评价。疲劳特性将LlO疲劳特性为IOX IO6次以上的情况作为合格。另外，作为机械特性的评价，将上述轴承钢以180°C进行回火后，测定了维氏硬度Hv。机械特性将180°C回火硬度为600Hv以上的情况作为合格。
[0167]将测定结果和评价结果在表10~12中表示。表中以下划线表示的数值表示在本发明的范围外。表中，N0.1~N0.61为发明例，N0.62~N0.98为比较例。如表10~12所示，发明例中，在REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物上TiN复合析出的例子(表中表示为REM-Ca-Al-O-S- (TiN))多，Al2O3和Al-Ca-O复合氧化物几乎没有被观察到。
[0168]另外，发明例的N0. 1~N0.61, REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物、TiN、MnS等的个数和/或分数相关的数值全都达成目标。其结果，LlO疲劳特性全都达到IOX IO6次以上而合格。另外，同样地，180°C回火维氏硬度Hv全都达到600Hv以上而合格。
[0169]与此相对，比较例的N0.62~N0.98，化学组成、金属组织或制造方法没有达成目标。其结果，LlO疲劳特性和/或180°C回火维氏硬度不充分。
[0170]比较例N0.62~65，Ca添加量低于本发明范围，其结果，氧硫化物的生成率低，而且发生了延伸的硫化物个数多，LlO疲劳特性不充分。
[0171]比较例N0.66，加热温度和保持时间低于本发明范围，其结果，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的个数多，LlO疲劳特性不充分。
[0172]比较例N0.67、68、73~75、78~98，添加成分脱离本申请规定范围，其结果，LlO疲劳特性不足或产生淬裂、加工导致的裂纹，不满足作为轴承的性能。
[0173]比较例N0.69，REM添加量高于本发明范围，其结果，向耐火物的附着多，判定为不倉泛制造。
[0174]比较例N0.70,72,由于钢包精炼时的处理顺序与本发明不同，其结果，氧硫化物或氧化物的形态发生变化，夹杂物变大，LlO疲劳特性不充分。
[0175]比较例N0.71，REM脱氧时间低于本发明范围，其结果，氧硫化物的生成率低，而且发生了延伸的硫化物个数增多，LlO疲劳特定不充分。
[0176]比较例N0.76，保持温度低于本发明范围，其结果，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在的TiN的个数多，LlO疲劳特性不充分。
[0177]比较例N0.77，保持温度高于本发明范围(因此，之后的冷却时在1200°C~1250°C的温度范围内的保持时间为60秒以下)，其结果，与REM-Ca-Al-O-S复合氧硫化物独立存在TiN的个数多，LlO疲 劳特性不充分。
[0178][表1]
【权利要求】
1.一种轴承钢，其特征在于， 化学成分以质量％计含有:
C:0.9% ~1.5%、
Si:0.1% ~0.8%、
Mn:0.1% ~1.5%、
Cr:0.5% ~2.0%、
Al:0.01% ~0.05%、
Ca:0.00001% ~0.0050%、 稀土金属:0.0001% ~0.050%、 O:0.0001% ~0.0030%,并限制为:
T1:低于 0.005%、
N:0.015% 以下、
P:0.03% 以下、
S:0.05% 以下， 其余量包含铁和不可避免的杂质， 金属组织中，作为夹杂物含有含稀土金属、Ca、O、S和Al的复合氧硫化物、TiN, MnS,A1203、以及含Al和Ca的复合氧化物， 相对于所述夹杂物的合计个数，所述复合氧硫化物的个数为50%以上且低于100%，并且，长径为5 μ m以上的所述复合氧硫化物的个数为每Imm2观察面0.001个以上2个以下，与所述复合氧硫化物独立地存在的长径为5 μ m以上的所述TiN的个数为每Imm2观察面0.001个以上且低于1.0个。
2.根据权利要求1所述的轴承钢，其特征在于， 所述化学成分的所述S含量为 S:超过0.01%且0.05%以下 时，将所述Ca含量设为 Ca:0.00050% ~0.0050%。
3.根据权利要求1或2所述的轴承钢，其特征在于， 所述化学成分以质量％计还含有:
V:0.05% ~0.70%、
Mo:0.05% ~1.00%、
W:0.05% ~1.00%、
N1:0.10% ~3.50%、
Cu:0.10% ~0.50%、
Nb:0.005% 以上且低于 0.050%、
B:0.0005% ~0.0050% 中的至少I种。
4.根据权利要求1或2所述的轴承钢，其特征在于， 所述复合氧硫化物的Al含量以Al2O3换算为20质量％以下。
5.根据权利要求1或2所述的轴承钢，其特征在于，长径为10 μ m以上的所述MnS的个数和与所述复合氧硫化物独立地存在的长径为5 μ m以上的所述TiN的个数为每Imm2观察面合计5个以下。
6.根据权利要求3所述的轴承钢，其特征在于， 所述Cu和所述Ni的以质量％表示的含量满足Cu < Ni。
7.一种轴承钢的制造方法，其特征在于，具有: Al脱氧工序，该工序使用Al对钢液进行脱氧； REM脱氧工序，该工序使用稀土金属对所述Al脱氧工序后的所述钢液进行5分钟以上10分钟以下的脱氧； 铸造工序，该工序对所述REM脱氧工序后的所述钢液进行铸造，得到铸片，所述铸片是化学成分以质量％计含有:
C:0.9% ~1.5%、
Si:0.1% ~0.8%、
Mn:0.1% ~1.5%、
Cr:0.5% ~2.0%、
Al:0.01% ~0.05%、
Ca:0.00001% ~0.0050%、 稀土金属:0.0001% ~0.050%、 O:0.0001% ~0.0030%,并限制为:
T1:低于 0.005%、
N:0.015% 以下、
P:0.03% 以下、
S:0.05% 以下， 其余量包含铁和不可避免的杂质的铸片； 加热保持工序，该工序将所述铸片加热至1270°C~1300°C的温度范围，所述加热后，在1200°C~1250°C的温度范围保持60秒以上；和 热加工工序，该工序对所述加热保持工序后的所述铸片进行热塑性加工得到热加工钢材。
8.根据权利要求7所述的轴承钢的制造方法，其特征在于， 还具有真空脱气工序，该工序在所述钢液的化学成分以质量％计含有 S:超过0.01%且0.05以下时， 向所述REM脱氧工序后、所述铸造工序前的所述钢液添加Ca进行真空脱气处理。
9.根据权利要求7或8所述的轴承钢的制造方法，其特征在于， 所述铸片的所述化学成分以质量％计还含有:
V:0.05% ~0.70%、
Mo:0.05% ~1.00%、
W:0.05% ~1.00%、
N1:0.10% ~3.50%、
Cu:0.10% ~0.50%、 Nb:0.005% 以上且低于 0.050%、B:0.0005% ~0.0050% 中的至少I种。
10.根据权利要求7或8所述的轴承钢的制造方法，其特征在于， 所述铸造工序中，使所述钢液在铸模内沿水平方向以0.1m/分钟以上0.5m/分钟以下旋转进行铸造。
11.根据权利要求7或8所述的轴承钢的制造方法，其特征在于， 还具有软质化热处理工序，该工序通过将所述热加工工序后的所述热加工钢材加热至700°C~750°C的温度范围，并保持30小时以上50小时以下来得到软质化钢材。
12.根据权利要求7或8所述的轴承钢的制造方法，其特征在于， 具有助熔剂处理工序，该工序向所述REM脱氧工序后、所述真空脱气工序前的所述钢液进一步添加CaO-CaF2进行脱硫。`
【文档编号】F16C33/30GK103890209SQ201280051082
【公开日】2014年6月25日 申请日期:2012年10月5日 优先权日:2011年10月20日
【发明者】桥村雅之, 宫嵜雅文, 山村英明, 铃木崇久, 藤田崇史 申请人:新日铁住金株式会社