JP2007231345A - 軸受用鋼部品およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ベアリングの内、外輪や、ベアリングボールなどに好適な焼入れ処理が施される軸受用鋼部品の疲労特性を向上させる。
【解決手段】Ｃ：0.6〜1.5mass％、Si：0.1〜1.0mass％、Mn：0.1〜1.5mass％、Al：0.1mass%以下およびCr：0.05〜2.0mass％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼素材が用いられた軸受用鋼部品であって、鋼中の炭化物の個数を粒子径0.2μｍピッチのヒストグラムで整理したときに、全粒子径範囲にわたって度数率が0.28以下である鋼材に焼入れ処理を施し、該焼入れ処理後の焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を3.5μｍ以下とする。
【選択図】図２
【解決手段】Ｃ：0.6〜1.5mass％、Si：0.1〜1.0mass％、Mn：0.1〜1.5mass％、Al：0.1mass%以下およびCr：0.05〜2.0mass％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼素材が用いられた軸受用鋼部品であって、鋼中の炭化物の個数を粒子径0.2μｍピッチのヒストグラムで整理したときに、全粒子径範囲にわたって度数率が0.28以下である鋼材に焼入れ処理を施し、該焼入れ処理後の焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を3.5μｍ以下とする。
【選択図】図２
Description
本発明は、ベアリングの内、外輪やベアリングボールなどの、焼入れ処理が施されている軸受用部品、特に焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を微細化して疲労特性を向上させた軸受用部品およびその製造方法に関する。
自動車、機械などに利用されているベアリングなどの軸受用鋼部品には、優れた転動疲労特性が要求される。軸受用鋼部品は、疲労特性が要求される部位に、焼入れおよび焼戻しが施されて使用される。
転動疲労寿命を向上させる方法として、例えば、特許文献１には、JIS S53Cレベルの亜共析鋼（フェライト、パーライト組織）に２回以上のオーステナイト単相域への高周波熱処理を行い、旧オーステナイト粒径を微細化し、疲労寿命を向上させる方法が記載されており、その到達旧オーステナイト粒径は最小粒径のもので6.2μｍであり、転動疲労寿命は従来材に比較して1.2〜1.5倍程度である。
一方、過共析鋼については、特許文献１には記載がないが、過共析鋼の場合は通常焼入れ材でも旧オーステナイト粒径は6〜10μｍを呈するのが一般的であるが、熱処理の更なる最適化による旧オーステナイト粒径の微細化を行わなければ、転動疲労寿命の向上は期待できないとされる。
特開２００２−２５６３３６号公報
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであり、従来よりも転動疲労寿命を向上させた軸受用鋼部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、焼入れ処理前の炭化物の分布状態が、焼入れ後の転動疲労特性に大きく影響し、この分布状態を最適化した後に、後述するように焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が微細化するように焼入れ処理を施した材料では、転動疲労寿命が向上するという知見を得た。さらに、上記の焼入れ処理前の炭化物の分布状態を最適化したことによる、転動疲労寿命の向上効果は、焼入れ部の旧オーステナイト粒径が平均で3.5μｍ以下である場合に特に顕著に発現するという知見を得た。
本発明は、かくして得られた知見に更に検討を加えて完成されたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
（１）Ｃ：0.6〜1.5mass％、
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％、
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼素材が用いられた軸受用鋼部品であって、鋼中の炭化物の個数を粒子径0.2μｍピッチのヒストグラムで整理したときに、全粒子径範囲にわたって度数率が0.28以下である鋼材に焼入れ処理を施して成り、該焼入れ処理後の焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である軸受用鋼部品。
（１）Ｃ：0.6〜1.5mass％、
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％、
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼素材が用いられた軸受用鋼部品であって、鋼中の炭化物の個数を粒子径0.2μｍピッチのヒストグラムで整理したときに、全粒子径範囲にわたって度数率が0.28以下である鋼材に焼入れ処理を施して成り、該焼入れ処理後の焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である軸受用鋼部品。
（２）前記鋼素材は、さらに
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記（１）に記載の軸受用鋼部品。
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記（１）に記載の軸受用鋼部品。
（３）前記焼入れ表層部の硬さがHv７００以上である上記（１）または（２）に記載の軸受用鋼部品。
（４）Ｃ：0.6〜1.5mass％、
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％、
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に対し、770〜840℃で１５〜３０時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で冷却するか、あるいは、770〜840℃で0.5〜１５時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で室温まで冷却する処理を２回以上施して、炭化物の球状化処理を行ったのち、（Ac3点−10℃）以上Ac3点以下の温度域での平均加熱速度を0.5℃／ｓ以上とし、Ac3点以上（Ac3点+130℃）以下の温度域において、Ac3点以上の温度での保持時間が500秒以下である加熱を施して焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受用鋼部品の製造方法。
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％、
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に対し、770〜840℃で１５〜３０時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で冷却するか、あるいは、770〜840℃で0.5〜１５時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で室温まで冷却する処理を２回以上施して、炭化物の球状化処理を行ったのち、（Ac3点−10℃）以上Ac3点以下の温度域での平均加熱速度を0.5℃／ｓ以上とし、Ac3点以上（Ac3点+130℃）以下の温度域において、Ac3点以上の温度での保持時間が500秒以下である加熱を施して焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受用鋼部品の製造方法。
（５）前記鋼素材は、さらに
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記（４）に記載の軸受用鋼部品の製造方法。
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記（４）に記載の軸受用鋼部品の製造方法。
本発明によれば、転動疲労寿命に優れた軸受用鋼部品が容易に得られ、工業的に非常に有用である。
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の軸受用鋼部品は、鋼素材、好ましくは棒鋼あるいは線材を、成形工程（鍛造や切削加工など）を経てベアリングの内および外輪、軸受ボール、軸受ころ、そしてニードルなどの軸受用鋼部品の形状に加工した後、焼入れを施して製造される。ここで、本発明に従う軸受用鋼部品を得るためには、鋼素材の組成および組織、焼入れ前の減面率、焼入れ条件、そして焼入れ後の組織の適正化が必要である。
本発明の軸受用鋼部品は、鋼素材、好ましくは棒鋼あるいは線材を、成形工程（鍛造や切削加工など）を経てベアリングの内および外輪、軸受ボール、軸受ころ、そしてニードルなどの軸受用鋼部品の形状に加工した後、焼入れを施して製造される。ここで、本発明に従う軸受用鋼部品を得るためには、鋼素材の組成および組織、焼入れ前の減面率、焼入れ条件、そして焼入れ後の組織の適正化が必要である。
［鋼組成］
まず、鋼素材の成分組成について説明する。
C：0.6〜1.5mass％
Cは、焼入れ部において部品の疲労寿命を得るために必要となる硬度確保のために有効な元素であり、0.6mass%未満では焼入れ部で十分な硬度および疲労強度が得られない。一方、1.5mass％を超えて含有されると、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。よって、Cの含有量は0.6〜1.5mass％の範囲とする。
まず、鋼素材の成分組成について説明する。
C：0.6〜1.5mass％
Cは、焼入れ部において部品の疲労寿命を得るために必要となる硬度確保のために有効な元素であり、0.6mass%未満では焼入れ部で十分な硬度および疲労強度が得られない。一方、1.5mass％を超えて含有されると、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。よって、Cの含有量は0.6〜1.5mass％の範囲とする。
Si：0.1〜1.0mass％
Siは、転動疲労寿命を向上させる元素であるため、0.1mass％以上で含有される必要がある。しかし、1.0mass％を超えて含有されると、Cと同様、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。よって、Siの含有量は0.1〜1.0mass％とする。
Siは、転動疲労寿命を向上させる元素であるため、0.1mass％以上で含有される必要がある。しかし、1.0mass％を超えて含有されると、Cと同様、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。よって、Siの含有量は0.1〜1.0mass％とする。
Mn：0.1〜1.5mass％
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であるため、0.1mass％以上で含有される必要がある。しかし、過剰に含有されると焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。このため、その含有量の上限は1.5mass％とする。
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であるため、0.1mass％以上で含有される必要がある。しかし、過剰に含有されると焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させる。このため、その含有量の上限は1.5mass％とする。
Cr：0.05〜2.0mass％
Crは、焼入性向上および炭化物の球状化促進による焼入れ前の硬度低下並びに加工性向上の効果があるため、0.05mass％以上含有されているものとする。しかし、2.0mass％を超えて添加しても効果が飽和してしまうため、0.05〜2.0mass％の範囲とする。
Crは、焼入性向上および炭化物の球状化促進による焼入れ前の硬度低下並びに加工性向上の効果があるため、0.05mass％以上含有されているものとする。しかし、2.0mass％を超えて添加しても効果が飽和してしまうため、0.05〜2.0mass％の範囲とする。
Al：0.1mass％以下
Alは、強力な脱酸作用を持ち、鋼を清浄化する効果を有する元素であるため含有されていることが好ましい。しかし、0.10mass％を超えて添加した場合には、鋼の清浄化作用がむしろ低下し、疲労寿命が低下することから、その含有量は0.1mass％以下とする。更に好ましくは、0.005〜0.1mass％である。
Alは、強力な脱酸作用を持ち、鋼を清浄化する効果を有する元素であるため含有されていることが好ましい。しかし、0.10mass％を超えて添加した場合には、鋼の清浄化作用がむしろ低下し、疲労寿命が低下することから、その含有量は0.1mass％以下とする。更に好ましくは、0.005〜0.1mass％である。
以上が本発明の基本成分組成であるが、以下に示す元素がさらに含有されていてもよい。
S：0.03mass％以下
Sは後述するとおり、不可避的不純物としても鋼中に存在するが、SはMnと結合してMnSを形成し、鋼の被削性を向上させる作用を有することから、0.03mass％を上限として積極的に添加してもよい。しかし、0.03mass％を超えて添加すると、MnSが割れの起点となり疲労寿命を著しく低下させるため、添加する場合は、その含有量の上限を0.03mass％とする。
S：0.03mass％以下
Sは後述するとおり、不可避的不純物としても鋼中に存在するが、SはMnと結合してMnSを形成し、鋼の被削性を向上させる作用を有することから、0.03mass％を上限として積極的に添加してもよい。しかし、0.03mass％を超えて添加すると、MnSが割れの起点となり疲労寿命を著しく低下させるため、添加する場合は、その含有量の上限を0.03mass％とする。
Cu：1.0mass％以下
Cuは、焼入れ性向上により焼入れ部の硬度を上昇させる効果があるため添加してもよい。この効果を得るために添加する場合には、その上限を1.0mass％とする。
Cuは、焼入れ性向上により焼入れ部の硬度を上昇させる効果があるため添加してもよい。この効果を得るために添加する場合には、その上限を1.0mass％とする。
Ni：1.0mass％以下
Niは、鋼の焼入れ性増大し、また焼入れ部の靭性を向上させる作用を有する。そのため1.0mass％を上限として添加してもよい。特に、Cu添加時には熱間脆性を抑制するためにNiをCu添加量の1/2添加することが特に好ましい。
Niは、鋼の焼入れ性増大し、また焼入れ部の靭性を向上させる作用を有する。そのため1.0mass％を上限として添加してもよい。特に、Cu添加時には熱間脆性を抑制するためにNiをCu添加量の1/2添加することが特に好ましい。
Mo：1.0mass％以下
Moは、焼入れ性を向上させる作用や、焼戻し軟化抵抗を向上させる作用を有するため添加してもよいが、1.0mass％を超えて含有させると加工性が悪くなるため、添加する場合は、その含有量を1.0mass％以下とする。
Moは、焼入れ性を向上させる作用や、焼戻し軟化抵抗を向上させる作用を有するため添加してもよいが、1.0mass％を超えて含有させると加工性が悪くなるため、添加する場合は、その含有量を1.0mass％以下とする。
W：1.0mass％以下
Wは、焼入れ性を向上させる作用を有するため添加してもよいが、1.0mass％を超えて含有させると加工性が悪くなるため、添加する場合はその含有量を1.0mass％以下とする。
Wは、焼入れ性を向上させる作用を有するため添加してもよいが、1.0mass％を超えて含有させると加工性が悪くなるため、添加する場合はその含有量を1.0mass％以下とする。
Nb：0.5mass％以下
Nbは、窒化物形成によるオーステナイト粒成長抑制作用があるため添加してもよいが、0.01mass％を超えると、疲労特性が劣化するため、添加する場合は0.01mass％以下とする。
Nbは、窒化物形成によるオーステナイト粒成長抑制作用があるため添加してもよいが、0.01mass％を超えると、疲労特性が劣化するため、添加する場合は0.01mass％以下とする。
B：0.01mass％以下
Bは、焼入れ性を向上させる作用を有するため添加してもよいが、0.01mass％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は0.01mass％を上限とする。
Bは、焼入れ性を向上させる作用を有するため添加してもよいが、0.01mass％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は0.01mass％を上限とする。
Sb：0.0050mass％以下
Sbは、ミクロ組織変化を遅延させる作用を有し、転動疲労特性の劣化を防止する作用を有するので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.0050mass％を超えると、靭性が劣化するので、添加する場合は、0.0050mass％以下とする。
Sbは、ミクロ組織変化を遅延させる作用を有し、転動疲労特性の劣化を防止する作用を有するので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.0050mass％を超えると、靭性が劣化するので、添加する場合は、0.0050mass％以下とする。
N：0.01mass％以下
Nは、後述するとおり、不可避的不純物としても鋼中に存在するが、窒化物（もしくは炭窒化物）を形成し、γ粒微細化に対して有用ので、0.01mass％を上限として積極的に添加してもよい。0.01mass％超の過剰添加は鋼の加工性を劣化させるため、添加する場合は0.01mass％を上限とする。
Nは、後述するとおり、不可避的不純物としても鋼中に存在するが、窒化物（もしくは炭窒化物）を形成し、γ粒微細化に対して有用ので、0.01mass％を上限として積極的に添加してもよい。0.01mass％超の過剰添加は鋼の加工性を劣化させるため、添加する場合は0.01mass％を上限とする。
以上説明した元素以外の残部は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、P、Oがあり、上述したS、Nは積極的に添加しない場合であっても不可避的不純物として混入する。Pは0.05mass％まで、Oは0.0150mass％までは許容できる。また、Sは積極添加しない場合であっても0.01mass％を上限とし、Nは積極添加しない場合であっても0.0080mass％を上限として含有される。
［焼入れ前の組織］
焼入れ前の鋼の母相組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの単相あるいはこれらの１種または２種以上の複相組織のいずれかとなっていればよい。ただし、焼入れ前の炭化物は球状化されており、炭化物個数を0.2μｍピッチの粒子径毎のヒストグラムで整理したときに、炭化物の粒径分布は、その度数率が全粒径範囲にわたって0.28以下となっている必要がある。この焼入れ前の炭化物の分布状態は本発明の根幹をなすところであり、以下に詳しく説明する。
焼入れ前の鋼の母相組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの単相あるいはこれらの１種または２種以上の複相組織のいずれかとなっていればよい。ただし、焼入れ前の炭化物は球状化されており、炭化物個数を0.2μｍピッチの粒子径毎のヒストグラムで整理したときに、炭化物の粒径分布は、その度数率が全粒径範囲にわたって0.28以下となっている必要がある。この焼入れ前の炭化物の分布状態は本発明の根幹をなすところであり、以下に詳しく説明する。
すなわち、1.0mass％C−0.2mass%Si−0.35mass%Mn−1.5mass％Cr鋼を用い、平均炭化物径が0.6μｍで、炭化物度数率が異なる素材A〜Eの炭化物粒度分布(炭化物度数率と炭化物粒子径の関係)の例を、図１に示す。ここで、炭化物の度数率とは、粒子径が特定範囲にある炭化物の個数を全炭化物数で割った値であり、炭化物の個数の計数は、0.2μｍピッチの粒子径範囲毎のヒストグラムで整理し、図中において、横軸（粒子径）の数値は、プロット点-0.2超〜プロット点の範囲内であることを意味する（例えばプロットの横軸が0.2である場合は、0超〜0.2以下の範囲の度数率を示す）。この図１において、素材Ａ〜Ｅの度数率は0.20〜0.36となっている。
次に、このような鋼素材Ａ〜Ｅに関して、焼入れ後の旧オーステナイト粒径が2.3μmから11.3μmとなるように焼入れ処理を施した鋼を用いて、NTN社製のラジアル疲労試験機による転動疲労寿命を調べ、10％破損確率（以下、Ｂ10寿命と示す）の向上比、すなわち、ある度数率のＢ10寿命／度数率0.36のＢ10寿命(通常使用されている軸受鋼の度数率)で整理した結果を図２に示す。図２に示すように、炭化物の度数率を小さく抑えると、Ｂ10寿命は増加する傾向にある。具体的には、度数率0.28以下とすることによってＢ10寿命の向上比は２倍以上となる。また、この傾向は旧オーステナイト粒径が小さいほど顕著である。
さらに、図３に、旧オーステナイト粒径と炭化物度数率0.26の場合の寿命向上比との関係を示すように、旧オーステナイト粒径を3.5μm以下とすることによって寿命向上比は２倍以上となる。
このように、炭化物の度数率を0.28以下、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径を3.5μm以下とすることによって、転動疲労寿命は大幅に改善する。このような炭化物粒径の度数率を有する鋼であれば，その製造方法は特に限定しないが、球状化焼鈍の条件（温度および時間）の最適化や、球状化焼鈍回数を増やすなどの手法が簡便で好ましい。
このように、炭化物の度数率を0.28以下、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径を3.5μm以下とすることによって、転動疲労寿命は大幅に改善する。このような炭化物粒径の度数率を有する鋼であれば，その製造方法は特に限定しないが、球状化焼鈍の条件（温度および時間）の最適化や、球状化焼鈍回数を増やすなどの手法が簡便で好ましい。
ここで、球状化焼鈍の温度はＡｃ１点以上の温度とする必要があるが、高温に上げ過ぎると炭化物が溶け込み過ぎて、冷却中にパーライトが生成するために適温がある。この適温は、成分により異なるが、770〜840℃で15〜30時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で室温まで冷却するか、あるいは、770〜840℃で0.5〜15時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で室温まで冷却する処理を２回以上で行う、ことにより炭化物の度数率は0.28以下となる。なお、上記の素材Ａ〜Ｅの球状化処理条件は、以下のとおりである。
Ａ： 790℃×10ｈｒ保持後15℃／ｈで冷却する処理を１回
Ｂ： 780℃×10ｈｒ保持後10℃／ｈで冷却する処理を１回
Ｃ： 780℃×８ｈｒ保持後10℃／ｈで冷却する処理を２回
Ｄ： 780℃×６ｈｒ保持後15℃／ｈで冷却する処理を３回
Ｅ： 770℃×５ｈｒ保持後20℃／ｈで冷却する処理を４回
Ａ： 790℃×10ｈｒ保持後15℃／ｈで冷却する処理を１回
Ｂ： 780℃×10ｈｒ保持後10℃／ｈで冷却する処理を１回
Ｃ： 780℃×８ｈｒ保持後10℃／ｈで冷却する処理を２回
Ｄ： 780℃×６ｈｒ保持後15℃／ｈで冷却する処理を３回
Ｅ： 770℃×５ｈｒ保持後20℃／ｈで冷却する処理を４回
また、球状化焼鈍を行った後の炭化物は、長径に対する短径の比であるアスペクト比で３.０以下にまで球状化されている必要がある。なぜなら、アスペクト比を3.0以下とすることにより、加工性が良くなり、さらに、焼き入れ処理中のオーステナイト粒成長抑制効果も生じるためである。
［焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径］
軸受用鋼部品では、転動疲労特性が要求される部位に通常、焼入れ・焼戻しが施されて使用される。本発明では、特に転動疲労特性が要求される表層部に焼入れ部を有し（以下焼入れ表層部と呼ぶ）、かつ、この焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下とする。焼入れ表層部とは、焼入れが施されてマルテンサイトを有する組織となっている表層部のことを言うが、表層に限らず全厚についてマルテンサイト組織を有する組織となっていても、表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下となっていればよい。なお、平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下となっている表層部の厚さは、少なくとも0.2ｍｍ以上であることが好ましい。
軸受用鋼部品では、転動疲労特性が要求される部位に通常、焼入れ・焼戻しが施されて使用される。本発明では、特に転動疲労特性が要求される表層部に焼入れ部を有し（以下焼入れ表層部と呼ぶ）、かつ、この焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下とする。焼入れ表層部とは、焼入れが施されてマルテンサイトを有する組織となっている表層部のことを言うが、表層に限らず全厚についてマルテンサイト組織を有する組織となっていても、表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下となっていればよい。なお、平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下となっている表層部の厚さは、少なくとも0.2ｍｍ以上であることが好ましい。
なお、発明者等の調査によれば、図３に示したとおり、焼入れ前の素材について、炭化物個数を0.2μｍピッチの粒子径毎のヒストグラムで整理したときに、その度数率が全粒径範囲にわたって0.28以下となっている場合に転疲労寿命が格段に向上するのは、旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である場合であることを知見されている。
ここで、焼入れ表層部の硬さはビッカース硬さ（以下、Hvで示す）で700以上であることが好ましい。Hv700未満では、硬度不足となり軸受用鋼部品の転動疲労寿命が低下する傾向にあるためである。焼入れ表層部の硬さをHv700以上とするためには、焼戻し処理時の加熱温度を配慮する必要があるが、焼戻し処理の詳細については後述する。
以上、本発明の軸受用鋼部品の構成に関して説明したが、次に、本発明の軸受用鋼部品の製造方法について説明する。
本発明の軸受用鋼部品は、炭化物の存在形態を前述のとおり調整された素材に対して、焼入れ処理が施され、さらに必要に応じて焼戻しを行って製造される。焼入れ条件並びに焼戻し条件について以下に説明する。
本発明の軸受用鋼部品は、炭化物の存在形態を前述のとおり調整された素材に対して、焼入れ処理が施され、さらに必要に応じて焼戻しを行って製造される。焼入れ条件並びに焼戻し条件について以下に説明する。
［焼入れ条件］
本発明では、旧オーステナイト粒の平均径が3.5μｍ以下である焼入れ表層部を得る必要があるが、このためには焼入れ処理時の加熱条件を、
(ｉ)加熱温度：Ac3点以上Ac3+130℃以下
(ii)加熱速度：Ac3点-20℃〜Ac3点の温度間で平均0.5℃/s以上
(iii)Ａc3点以上の滞留時間：500秒以下
とする必要がある。
本発明では、旧オーステナイト粒の平均径が3.5μｍ以下である焼入れ表層部を得る必要があるが、このためには焼入れ処理時の加熱条件を、
(ｉ)加熱温度：Ac3点以上Ac3+130℃以下
(ii)加熱速度：Ac3点-20℃〜Ac3点の温度間で平均0.5℃/s以上
(iii)Ａc3点以上の滞留時間：500秒以下
とする必要がある。
ここで、Ac3点とは、加熱時にフェライトもしくはベイナイトやマルテンサイトからオーステナイトへの変態が終了する温度のことを言う。加熱温度がＡc3点に満たないと、オーステナイトへの逆変態が終了しないので、完全にマルテンサイトの焼入れ組織とすることができず、転動疲労特性に必要な十分な硬度も得られない。逆に、加熱温度が（Ａc3＋130℃）超では、オーステナイトの粒成長が急速に促進するため、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ超となってしまう。
焼入れ処理の加熱時の加熱速度については、（Ａc3点−10℃）〜Ａc3点の温度域で平均0.5℃／ｓ以上とする必要がある。この温度域で0.5℃/sより加熱速度が遅くなれば、オーステナイトへの核生成駆動力の減少などの影響でオーステナイト粒径が微細化せず、焼入れ組織の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ超となってしまう。
さらに、Ａc3点以上の温度での滞留時間が500秒以下となるように、加熱条件を調整する必要がある。Ａc3点以上の滞留時間が500秒超となると、粒成長に十分な時間となり、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ超となってしまう。
なお、上記条件による焼入れ処理は、1回のみでも複数回でもよい。複数回の焼入れを行なう場合には、この加熱速度条件は、最終の焼入れ処理時にのみ（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、Ｎ回目のみ）に適用すればよい。最終の焼入れ処理に先立って行う焼入れ処理（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、１〜Ｎ−１回目までの焼入れ処理）では、焼入れ後の組織がベイナイトもしくはマルテンサイト組織(単相でも複合でも良い)と、残留球状炭化物とであれば良く、最終焼入れ工程に限定されるような熱処理は特に必要とはしない。
但し、残留球状炭化物が溶解してしまうような高温で加熱を行うと、最終焼入れ時に球状炭化物によるオーステナイト粒成長抑制作用が消失してしまい、粒が粗大化するといった問題や，母相への炭素の溶け込み量が最適値より高くなり転動疲労特性を低下するといった弊害が出るため、最終焼入れ以前の焼入れ処理時においては、Ａcm点（球状化炭化物がオーステナイトに溶け込みオーステナイト単相となる温度）以下とする必要がある。
複数回の焼入れ処理を行う場合に、すべての焼入れ処理について上記の焼入れ条件を適用することにより、微細な旧オーステナイト粒を持つ焼入れ表層部が得られるため、複数回のすべてに対して上記の焼入れ条件を適用してもかまわない。ただし、焼入れ処理の回数は、工業的な生産性や、コスト上昇防止の観点からは２回とするのが好適である。
以上説明した条件にて焼入れ処理を施すことにより、平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である焼入れ表層部が得られる。
以上説明した条件にて焼入れ処理を施すことにより、平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である焼入れ表層部が得られる。
［焼戻し条件］
本発明においては、焼入れ処理後に焼戻し処理を行ってもよい。但し、焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度が高すぎると、焼入れ表層部が軟化して疲労強度が低下してしまい、焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を微細化した効果が減じてしまうため、焼戻しを行う場合は、200℃以下とすることが好ましい。焼戻し温度が200℃以下であれば、上述の成分組成の鋼を用いれば、硬さがHv700以上の焼入れ表層部を得ることができる。
上記の条件で、焼入れ処理、焼戻し処理を施した後は、必要に応じてショットピーニングなどの表面処理、仕上げなどの表面研磨処理等を施して、軸受用鋼部品とする。
本発明においては、焼入れ処理後に焼戻し処理を行ってもよい。但し、焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度が高すぎると、焼入れ表層部が軟化して疲労強度が低下してしまい、焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を微細化した効果が減じてしまうため、焼戻しを行う場合は、200℃以下とすることが好ましい。焼戻し温度が200℃以下であれば、上述の成分組成の鋼を用いれば、硬さがHv700以上の焼入れ表層部を得ることができる。
上記の条件で、焼入れ処理、焼戻し処理を施した後は、必要に応じてショットピーニングなどの表面処理、仕上げなどの表面研磨処理等を施して、軸受用鋼部品とする。
表１に示す各種組成の100kg鋼塊を、1250℃で15ｈソーキングを行った後、850℃以上で熱間鍛造し、15mmφの棒鋼とした。この棒鋼に、平均炭化物径0.6μｍで、かつフェライトと炭化物度数率の異なる球状化炭化物の鋼組織を与えた後、14.5mmφとなる冷間引抜き加工を行った。この線材の中心部分よりφ12.2ｍｍ径の円柱状試験片を粗加工し、表２記載の熱処理条件で焼入れ処理を行った後、焼戻しを170℃で行い、12mmφ×22mm長さの円柱状試験片に仕上げて、転動疲労試験に供した。
転動疲労特性評価は、ＮＴＮ社製のラジアル型転動疲労試験機を用いて、12mmφ×22mm長さの円筒状試験片について、剥離までの転動疲労寿命を調査した。疲労試験は，ヘルツ応力600kgf/mm2、応力負荷回数46400cpmで20本試験を行い、10％破損確率Ｂ10寿命を求めた。
試験片の焼入れ表層部のビッカース硬さおよび同表層部の旧オーステナイト粒径を調査するために、未試験の円柱状試験片を疲労試験の転送面と対応する位置で試験片の円周が観察できるように切断し、樹脂埋め込み、次いで研磨を実施した。この切断面(以下、Ｃ断面という)で表層から0.1mm内部のビッカース硬さを荷重2.94N（300gf）および測定位置は円周方向に90°間隔で４点測定し、それらを平均化した。
焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径は、旧オーステナイト粒界現出液(ＪＦＥスチール製、ガンマＲ)を用いて腐食を行い、SEMを用いてＣ断面表層直下を90°間隔で４視野×各２枚を5000倍で撮影した後、切断法を用いて定量化した。切断法は、各SEM像において縦および横方向に４分割する線分３本を引き、この線分(１視野当たり108μm)が旧オーステナイト粒界と交差した数(Ｘ)を測定し、旧オーステナイト粒径 (μm) ＝108／(0.89×X)として算出した後、８枚のSEM像から得られる値を平均することで求めた。
炭化物の度数率の測定は、焼き入れ前の素材の圧延直交断面（Ｃ断面）を埋め込み研磨し、ピクラール腐食液で炭化物を現出後，SEMを用いて90°間隔で４視野各２枚ずつを5000倍で撮影した。炭化物度数率は、画像解析装置にて各炭化物の面積を測定し、円相当径として炭化物直径を求めた後、統計処理を行って0.2μｍピッチでその個数を求め、ある炭化物粒子径における炭化物個数／全炭化物個数として求めた。
表２、表３に、素材の炭化物度数率の最大値、焼入れ表層部のビッカース硬さおよび疲労特性を併せて示す。
表２、表３に、素材の炭化物度数率の最大値、焼入れ表層部のビッカース硬さおよび疲労特性を併せて示す。
表２からわかるように、焼入れ表層部の平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である場合において、焼入れ前の素材に関して、0.2μｍピッチで測定した場合の度数の最大値が0.28以下になると、疲労寿命が向上していることがわかる。一方、焼入れ処理時に、（Ａc3点−10℃）〜Ａc3点の間の平均加熱速度を0.5℃／ｓ未満としたり、あるいは、平均旧オーステナイト粒径が3.5μｍ超となった鋼においては、炭化物の度数の最大値を0.28以下とすることにより、疲労寿命の向上が認められるものの、その向上の度合いは小さい。
Claims (5)
- Ｃ：0.6〜1.5mass％、
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼素材が用いられた軸受用鋼部品であって、鋼中の炭化物の個数を粒子径0.2μｍピッチのヒストグラムで整理したときに、全粒子径範囲にわたって度数率が0.28以下である鋼材に焼入れ処理を施して成り、該焼入れ処理後の焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径が3.5μｍ以下である軸受用鋼部品。 - 前記鋼素材は、さらに
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％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に記載の軸受用鋼部品。 - 前記焼入れ表層部の硬さがHv７００以上である請求項１または２に記載の軸受用鋼部品。
- Ｃ：0.6〜1.5mass％、
Si：0.1〜1.0mass％、
Mn：0.1〜1.5mass％
Al：0.1mass%以下および
Cr：0.05〜2.0mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に対し、770〜840℃で15〜30時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で冷却するか、あるいは、770〜840℃で0.5〜15時間保持後に20℃／ｈ以下の冷却速度で室温まで冷却する処理を２回以上施して、炭化物の球状化処理を行ったのち、（Ac3点−10℃）以上Ac3点以下の温度域での平均加熱速度を0.5℃／ｓ以上とし、Ac3点以上（Ac3点+130℃）以下の温度域において、Ac3点以上の温度での保持時間が500秒以下である加熱を施して焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受用鋼部品の製造方法。 - 前記鋼素材は、さらに
S：0.03mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：1.0mass％以下、
Mo：1.0mass％以下、
W：1.0mass％以下、
Ti：0.01mass％以下、
Nb：0.5mass％以下、
B：0.01mass％以下、
Sb：0.0050mass％以下および
N：0.01mass％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４に記載の軸受用鋼部品の製造方法。
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Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011256456A (ja) * | 2010-06-11 | 2011-12-22 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| KR101271969B1 (ko) | 2009-09-10 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 고인성 베어링용 강재 및 그 제조방법 |
| JP2013112834A (ja) * | 2011-11-25 | 2013-06-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 軸受鋼 |
| WO2013146124A1 (ja) | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 |
| CN108350538A (zh) * | 2015-09-18 | 2018-07-31 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度且韧性优异的钢 |
| CN110462083A (zh) * | 2017-08-18 | 2019-11-15 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度并且韧性优异的钢 |
| CN112063929A (zh) * | 2020-09-21 | 2020-12-11 | 江阴方圆环锻法兰有限公司 | 新型盾构机用轴承锻件及其锻造方法 |
| JP2022050984A (ja) * | 2020-09-18 | 2022-03-31 | 日本製鉄株式会社 | 高炭素鋼部品 |
| US20240175112A1 (en) * | 2021-03-31 | 2024-05-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel wire for machine structural parts and method for manufacturing the same |
| JP2024101924A (ja) * | 2023-01-18 | 2024-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軸受用鋼 |
-
2006
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Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101271969B1 (ko) | 2009-09-10 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 고인성 베어링용 강재 및 그 제조방법 |
| JP2011256456A (ja) * | 2010-06-11 | 2011-12-22 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| JP2013112834A (ja) * | 2011-11-25 | 2013-06-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 軸受鋼 |
| WO2013146124A1 (ja) | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 |
| US9624559B2 (en) | 2012-03-30 | 2017-04-18 | Kobe Steel, Ltd. | Bearing steel excellent in rolling-contact fatigue properties and method for producing same |
| CN108350538B (zh) * | 2015-09-18 | 2020-12-25 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度且韧性优异的钢 |
| CN108350538A (zh) * | 2015-09-18 | 2018-07-31 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度且韧性优异的钢 |
| US11203803B2 (en) | 2015-09-18 | 2021-12-21 | Osaka University | Steel with high hardness and excellent toughness |
| CN110462083A (zh) * | 2017-08-18 | 2019-11-15 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度并且韧性优异的钢 |
| CN110462083B (zh) * | 2017-08-18 | 2021-06-01 | 国立大学法人大阪大学 | 高硬度并且韧性优异的钢 |
| US11162162B2 (en) | 2017-08-18 | 2021-11-02 | Osaka University | Steel with high hardness and excellent toughness |
| JP2022050984A (ja) * | 2020-09-18 | 2022-03-31 | 日本製鉄株式会社 | 高炭素鋼部品 |
| JP7534617B2 (ja) | 2020-09-18 | 2024-08-15 | 日本製鉄株式会社 | 高炭素鋼部品 |
| CN112063929A (zh) * | 2020-09-21 | 2020-12-11 | 江阴方圆环锻法兰有限公司 | 新型盾构机用轴承锻件及其锻造方法 |
| US20240175112A1 (en) * | 2021-03-31 | 2024-05-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel wire for machine structural parts and method for manufacturing the same |
| JP2024101924A (ja) * | 2023-01-18 | 2024-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軸受用鋼 |
| JP7782477B2 (ja) | 2023-01-18 | 2025-12-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軸受用鋼 |
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