CN100344784C - 轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明的轴承零件用钢管，可以提供一种轴承零件的材料，所述材料，通过限定特定的成分，同时规定{211}面的集聚度，进而规定钢管长度方向的常温冲击值，不必特别使之含有易切削元素，并且球状化处理中的退火时间也和现有技术一样，不会导致生产率的降低，切削性优异，进而，滚动疲劳寿命很长。从而，通过应用本发明的制造方法及切削方法，能够以低廉的制造成本高效率地制造轴承座圈、滚柱以及轴等轴承零件。

Description

轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法
技术领域
本发明涉及切削性优异的轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法。更详细地说，涉及适合用于轴承座圈、轴以及滚柱等轴承零件的切削性优异的钢管及其制造方法，以及前述钢管的切削方法。
背景技术
作为轴承座圈、轴、滚柱、滚针以及滚珠等轴承零件的材料钢，一般大多使用在JIS G 4805中标准化的SUJ2钢等高碳铬轴承钢。
上述所谓的“轴承用钢”，在利用热轧等手段加工之后，接受以软化为目的球状化退火，接着施行冷轧、冷拔、冷锻以及切削等加工，进而，接受淬火和在低温下的回火等热处理，赋予所希望的机械性质。
在上述各个工序中，由于切削加工的成本高，所以，对于能够提高切削效率及延长工具的寿命的切削性优异的轴承用钢的要求非常大。
已知，如果在钢中单独或者复合地添加Pb及S等易切削元素(切削性改进元素)的话，可以提高切削性。但是，在各种工业机械及汽车等中使用的轴承上，反复作用很高的表面压力。因此，如果在轴承用钢中添加前述易切削元素的话，轴承(主要零件)的滚动疲劳寿命会大幅度降低。
进而，由于前述易切削元素一般会降低热加工性，所以，在轴承用钢的热轧等热加工时，也存在着容易发生表面裂纹及缺陷等问题。
例如，在特开平1-255651号公报中，公开了一种使钢中含有REM(稀土类元素)的“切削性优异的高Si-低Cr轴承钢”。但是，由于REM极容易氧化，所以，钢中的材料利用率不稳定，在工业上很难控制容易在钢生成的REM氧化物的粒子直径及分散状态，当生成粗大的REM氧化物，或者生成大量的REM氧化物时，滚动疲劳寿命大幅度降低。
在特开平3-56641号公报中，公开了一种通过在钢中生成BN化合物，在不降低滚动疲劳寿命的情况下提高切削性的“切削性优异的轴承钢”。但是，由于B向钢中的溶解度很小，所以，在钢中的材料利用率不稳定，容易产生偏析。进而，由于B显著降低高碳钢的凝固开始温度，所以，与B的偏析相结合，助长凝固偏析。并且，凝固开始温度的降低，伴随着热加工性能的降低，在热加工时，容易生成表面裂纹及缺陷。
从而，即使令轴承用钢的B含量例如为前述特开平3-56641号公报中规定的值，即，重量％0.004～0.020％，也不一定能够以工业的规模稳定地制造轴承零件。
在特许第3245045号公报中，公开了一种在特定条件下进行热处理、调整组织中的碳化物数量和硬度的“切削性及冷加工性优异的轴承钢及其制造方法”。但是，在该特许公报中提出的退火条件下，有必要在加热工序的中途进行徐热或者等温保温。因此，退火时间加长，导致生产率的降低。
进而，在工业规模中使用的连续热处理炉，一般地，各个区段的温度是一定的，区段的数目也是有限的，所以，很难在前述特许第3245045号公报中规定的条件下实施退火，为了在规定的条件下退火，需要进行连续热处理炉的改造或更新，成本会增高。
根据上述各个公报提出的技术，大体上可以获得切削性优异的轴承零件用钢管。但是，如已经描述过的，在生产率、质量等方面存在着很大的问题。
发明内容
本发明鉴于上述现状，其目的是提供一种适合用于轴承座圈、滚柱以及轴等轴承零件的切削性优异的钢管，所述钢管不会专门含有易切削元素，并且在热处理中的退火时间也和现有技术中一样为10～20小时左右，不会导致生产率的降低。进而，提供前述钢管的制造方法及切削方法也是本发明的目的。
本发明人等，为了达到上述目的，对于切削加工中使用的轴承零件用钢管的显微组织、特别是对于结构组织和切削性进行反复的调查研究，结果获得了下述(a)～(f)的见解。
(a)在切削工序中，轴承钢一般地是在作为基体(基质)的铁素体中分散球状的渗碳体的显微组织，当详细观察切削中的切屑的截面时，会发现铁素体剪切变形，但是渗碳体几乎不变形，仍保持球状。
(b)由上述(a)，预测到通过使铁素体的变形变得容易，可提高切削性，因此，可以将已知作为铁素体的主要滑移面的{110}面、{211}面、{311}面中的任何一个面集聚在切削面上，也就是集聚在平行于钢管的圆周方向的面上。
(c)为了控制结构组织，可以调整冷加工钢管时的条件，即，调整冷加工过程中的钢管的截面及壁厚的变化量，同时，在冷加工之后，使之减少位错密度，并且在铁素体的晶粒不会过分生长的条件下施行热处理。
(d)通过控制冷加工的条件及冷加工后的热处理条件，在平行于钢管的圆周方向的面上，发展{211}结构组织，在切削的主分力方向为平行于钢管的圆周方向的面的开槽加工、车削加工、螺纹切削加工以及切断加工等中，工具的寿命显著提高。
(e)为了确保切削性，除在平行于钢管的圆周方向的面上发展{211}面的结构组织之外，由于钢管的脆性起着有利的作用，所以，规定作为脆性的指标的冲击值是有效的。
(f)当具有上述(d)及(e)所示的结构组织的钢管的切削所使用的工具的涂层的硬度在某一个值以上时，工具的寿命进一步提高。
本发明是基于上述见解完成的，其要点是，下述(1)～(3)所述的轴承零件用钢管，(4)所述的轴承零件用钢管的制造方法以及(5)所述的轴承零件用钢管的切削方法。
(1)一种轴承零件用钢管(下面称之为“第一钢管”)，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.6～1.1％，Si：0.1～1.5％，Mn：0.2～1.5％，Cr：0.2～2.0％，S：0.003～0.020％，Al：0.005～0.05％以及Mo：0～0.5％，余量为Fe以及杂质，杂质中的Ti为0.003％以下，P为0.02％以下，N为0.012％以下，O(氧)为0.0015％以下，在所述钢管中，在平行于其圆周方向的面上，{211}面的集聚度为1.5以上。
(2)如上述(1)所述的轴承零件用钢管(下面，称之为“第二钢管”)，Mo的含量为0.03～0.5％。
(3)如上述(1)或(2)所述的轴承零件用钢管(下面，称之为“第三钢管”)，钢管长度方向的常温冲击值为10J/cm2以下。
(4)一种制造上述(1)或(2)所述的轴承零件用钢管的方法，其特征在于，在热轧后施行球状化退火，之后，施行钢管横截面的截面收缩率为50～80％、并且钢管的壁厚的减少率为30～70％的冷加工，然后，加热到680℃～A1点的温度区域内，保持5～40分钟，
其中，A1点，是用下述公式表示的值，在该公式中，以公式中各元素的记号作为该元素的以质量％计在钢中的含量，
A1点(℃)＝723+29Si-11Mn+17Cr
(5)一种切削上述(1)～(3)中任何一项所述的轴承零件用钢管的方法，利用涂层的维氏硬度为3000以上的超硬刀头进行切削。
图1是说明“平行于钢管的圆周方向的面”的图示。如该图所示，本发明中的所谓“平行于钢管的圆周方向的面”，定义为：“将切成圆片的钢管沿平行于长度方向的面对开而形成钢管1，并将钢管1进一步矫正而形成平坦的试样2，该试样2的与构成钢管的外表面的面平行的面、并且离开构成钢管的外表面和内表面的面0.3mm以上的面”。
这里，之所以将离开构成钢管的外表面及内表面的面不足0.3mm的部分除外，是因为在该区域，有时含有脱碳层等异常层。
另外，本发明中的“{211}面的集聚度”，是指，对于如上所述定义的平行于钢管的圆周方向的面，利用在下述(i)～(vi)的条件下的X射线衍射法(下面称之为“本X射线衍射法”)测定的{211}面的反射积分强度除以1700(cps)而得到的值。
(i)装置：リガク电机制RU200
(ii)线源：Mo
(iii)电压：30kV
(iv)电流：100mA
(v)扫描速度：1°/分钟
(vi)测定范围：20mm
上面规定的1700(cps)，是对于下面描述的试样(下面称之为“标准试样”)利用上述的“本X射线衍射法”测定的{211}面的反射积分强度，其中所述标准试样，是将后面的表1描述的钢D的直径60mm的热锻造材料在1200℃加热30分钟、并在大气中放置冷却到室温之后，进而在780℃加热4小时，以10℃/小时的冷却速度冷却到660℃，然后在大气中放置冷却到室温，之后为了将圆棒的横截面作为测定面，进行切断、研磨，而获得的。
附图说明
图1是说明“平行于钢管的圆周方向的面”的图示。
图2是表示在“平行于钢管的圆周方向的面”上的{211}面的集聚度与工具寿命的关系的图示。
图3是表示在“平行于钢管的圆周方向的面”上的{111}面的集聚度与工具寿命的关系的图示。
图4是表示钢管的横截面的截面收缩率及钢管的壁厚减少率对{211}结构组织的发展的影响的图示。图中“○”表示作为{211}面的集聚度获得1.5以上时的情况，“×”表示除上述之外(即，{211}面集聚度不足1.5)时的情况。
图5是表示热处理温度(加热温度)及保温时间对{211}面的集聚度的影响的图示。图中“○”表示作为{211}面的集聚度获得1.5以上时的情况，“×”表示除上述之外(即，{211}面集聚度不足1.5)时的情况。
图6是表示超硬刀头的涂层的维氏(Vickers)硬度与工具的寿命的关系的图示。
具体实施方式
下面，将本发明的内容分成钢管的化学组成、结构组织、常温冲击值、制造方法及切削刀头进行说明。另外，各个元素含量的“％”，指的是“质量％”。
(A)钢管的化学组成
C：0.6～1.1％
进行淬火和低温下的回火热处理，赋予轴承用钢材(轴承零件)以所希望的机械性质，但是，在C含量不足0.6％时，前述淬火、回火后的硬度变低，不能获得轴承零件所要求的洛氏(Rockwell)硬度在58以上的所希望的硬度。另一方面，当C含量超过1.1％时，钢的熔融开始温度降低，在热制管时，经常发生裂纹及缺陷。从而，令C含量为0.6～1.1％。
Si：0.1～1.5％
Si是提高滚动疲劳寿命的有效元素，进而，也是作为脱氧剂必要的元素。Si也有提高钢的淬硬性的作用。但是，其含量不足0.1％时难以获得前述效果。另一方面，当Si的含量超过1.5％时，在热轧后及球状化退火后，为了脱氧化皮，需要很长的时间，导致生产率的大幅度降低。从而，令Si含量为0.1～1.5％
Mn：0.2～1.5％
Mn使钢的淬硬性提高，同时是防止由S引起的热脆性所必要的元素。为了发挥这些效果，有必要使Mn含有0.2％以上。另一方面，当Mn的含量超过1.0％时，不仅是Mn，还会发生C的中心偏析，特别是，当Mn含量超过1.5％时，Mn及C的中心偏析变得很显著，钢的熔融开始温度降低，在热制管时，经常发生裂纹及缺陷。从而，令Mn的含量为0.2～1.5％。进而，优选地，令Mn的含量为0.2～1.0％。
Cr：0.2～2.0％
Cr具有提高钢的淬硬性的作用。另外，Cr是容易在渗碳体中浓化的元素，由于浓化、将渗碳体硬化，所以，也有提高切削性的作用。但是，当Cr含量不足0.2％时，难以获得前述效果。另一方面，当含量超过1.6％时，不仅是Cr，还会发生C的中心偏析，特别是，当超过2.0％时，Cr及C的中心偏析变得很显著，钢的熔融开始温度降低，在热制管时，经常发生裂纹及缺陷。从而，令Cr的含量为0.2～2.0％。
S：0.003～0.020％
S与Mn结合形成MnS，在切削时，MnS发挥润滑作用，提高工具的寿命。为了发挥这种效果，有必要使S的含量在0.003％以上。另一方面，当S的含量超过0.020％时，钢的熔融开始温度降低，在热制管时，经常发生裂纹及缺陷。从而，令S的含量为0.003～0.020％。
Al：0.005～0.05％
由于Al具有强有力的脱氧作用，所以，对于减少钢的氧量是有效的元素。为了获得这种效果，Al的含量有必要在0.005％以上。另一方面，Al形成非金属类夹杂物，使滚动疲劳寿命降低。特别是，当其含量超过0.05％时，容易形成粗大的非金属类夹杂物，所以，显著降低滚动疲劳寿命。从而，令Al的含量为0.005～0.05％。
Mo：0～0.5％
也可以不添加Mo。如果添加的话，具有提高淬硬性并提高滚动疲劳寿命的作用。为了获得这种效果，优选地，Mo含量在0.03％以上。但是，当其含量超过0.5％时，淬硬性变得过高，热轧后，即，在热制管之后，容易生成马氏体，成为发生裂纹的主要原因。
从而，在本发明的“第一钢管”中，令Mo的含量为0～0.5％，在本发明的“第二钢管”中，令Mo的含量为0.03～0.5％。
在本发明中，将作为杂质元素的Ti、P、N及O(氧)的含量，作如下的限制。
Ti：0.003％以下
Ti与N结合，形成TiN，使滚动疲劳寿命降低。特别是，当其含量超过0.003％时，滚动疲劳寿命显著降低。从而，令Ti的含量在0.003％以下。另外，优选地，作为杂质元素的Ti的含量尽可能地少，更优选地在0.002％以下。
P：0.02％以下
P在晶粒边界处偏析，使晶粒边界附近的熔点降低。特别是，当其含量超过0.02％时，晶粒边界附近的熔点的降低很多，在热制管时，经常发生裂纹和缺陷。从而，令P含量在0.02％以下。更优选地，P含量在0.01％以下。
N：0.012％以下
N容易和Ti及Al结合形成TiN及AlN，当N含量增多形成粗大的TiN及AlN时，滚动疲劳寿命降低。特别是，当其含量超过0.012％时，滚动疲劳寿命显著降低。从而令N含量在0.012％以下。
O(氧)：0.0015％以下
O形成氧化物类夹杂物，使滚动疲劳寿命降低。特别是，当其含量超过0.0015％时，滚动疲劳寿命显著降低。从而，令O的含量在0.0015％以下。作为杂质元素的O含量，最好尽可能地少，优选地在0.0010％以下。
作为本发明的对象的轴承零件用钢管，对于上述以外的化学成分，作为在最终的制品中能够确保所要求的特性、可以获得具有优异的切削性的钢管的成分范围，例如，作为前述以外的元素，也可以含有：Ni：1％以下，Cu：0.5％以下，V：0.1％以下，Nb：0.05％，Ca：0.003％以下，以及Mg：0.003％以下。
另外，以提高最终制品的特性及提高钢管的切削性等为目的，在追加含有上述元素的情况下，优选地，分别含有：Ni：0.1～1％，Cu：0.05～0.5％，V：0.02～0.1％，Nb：0.005～0.05％，Ca：0.0003～0.003％，以及Mg：0.0003～0.003％。
在上述各元素中，Ni、Cu、V及Nb，可以将它们复合添加，也可以单独添加。另外，Ca及Mg，可以将它们复合添加，也可以单独添加。进而，也可以将Ni、Cu、V及Nb的至少一种元素，和Ca及Mg中的任何一种或者两者复合添加。
(B)结构组织
在平行于钢管的圆周方向的面上的{211}面的集聚度与切削工具的寿命密切相关，当前述平行于钢管的圆周方向的面上的{211}面的集聚度为1.5以上时，可获得良好的切削工具的寿命。
如在后面的实施例详细描述的，本发明者等人，将具有各种化学组成的钢管切成长度20mm的圆片，其次，沿着平行于长度方向的面对开，进而，进行矫正制作成平的试样。然后，将在该试样的面中构成钢管的外表面的面，从表面起研磨约0.5mm进行镜面加工，利用通常的X射线衍射法，测定获得的面，即，“平行于钢管的圆周方向的面”，制作(200)极图以及(110)极图，测定结构组织的面方位。
其结果，作为结构组织，有{211}<110>、{2111}<211>、以及无规则的。因此，相对于{211}面或{111}面，利用前述“本X射线衍射法”测定反射积分强度，令前述标准试样中的各个面的反射积分强度为1，求出反射积分强度比。该反射积分强度比，是该面的集聚度。
另外，利用下述(i)的刀头、在(ii)的切削条件下，在外径上对钢管进行施行矩形槽切槽的切削试验，测定工具寿命。这时，将刀头的后隙面磨损量在100μm以上、或刀头的刀尖产生崩刃时的循环次数，判断为“工具寿命”。
(i)刀头：母材材质为超硬K10类等级，只在后隙面上实施TiN涂敷(涂敷层的维氏硬度为2200)，10°前倾角，设置2.0mm的切槽宽度及0.1mm的拐角R。
(ii)切削条件：圆周速度120m/分钟，进给量0.05mm/转，切槽深度1.2mm，将该切削作为一个循环，进行反复切削。
图2是表示在“平行于钢管的圆周方向的面”上的{211}面的集聚度与工具寿命的关系的一个例子的图示。根据图2所示的关系，在本发明的“第一钢管”中，令在平行于钢管的圆周方向的面上的{211}面的集聚度为1.5以上。进而，优选地，令上述{211}面的集聚度为2.0以上。
上述{211}面的集聚度的上限没有特别的规定，但在以工业的大量生产作为前提的情况下，使之在4.0以上，则成本增高。因此，优选地，令上述{211}面的集聚度不足4.0。
另外，在本发明的“第一钢管”中，在{211}面的结构组织中的轴方位，没有特别的规定，但{211}<110>方位的发展是优选的。
(C)常温冲击值
由于切削是一种破坏，所以，如本发明的“第一钢管”所述，使结晶面的结构组织发展、使结晶面的方位与到某个一定的方位一致，对于确保切削性是有效的。即，通过使结晶面的方位一致，与其方位是随机的情况相比，变成仅特定方位的结晶面的切割，改善切削性。
在这种情况下，由于钢管的脆性对于切削性进一步起着有利的作用，所以，规定作为脆性指标的冲击值是优选的。因此，在本发明的“第三钢管”中，为了进一步确保切削性，除在平行于钢管的圆周方向的面上发展{211}面的结构组织之外，将钢管长度方向的常温冲击值规定在10J/cm2以下。
(D)制造方法
为了获得切削性优异的轴承零件用钢管，如前面(B)中所述，在平行于钢管的圆周方向的面上，有必要令{211}面的集聚度在1.5以上。
在平行于钢管的圆周方向的面上，为了使{211}面的集聚度在1.5以上，例如，可以在热轧之后，施行球状化退火，然后，进一步施行钢管横截面的截面收缩率为50～80％、并且钢管的壁厚的减少率30～70％的冷加工，然后，加热到680℃～A1点的温度区域内，保持5～40分钟。
这里，如前面所述，A1点，是用下述公式表示的值，在该公式中，以公式中各元素的记号作为该元素的以质量％计在钢中的含量，其中，所述公式为A1(℃)＝723+29Si-11Mn+17Cr。
在热轧后，施行以软化为目的的球状化退火，这种球状化退火，可以用通常的方法进行。如在后面的实施例中详细描述的，本发明人等，利用热轧后、用通常的方法进行球状化退火，进而在各种条件下施行冷加工和热处理的具有各种化学组成的钢管，利用前述(B)所记载的方法，对于结构组织进行了研究。
图4和图5是整理该研究结果的一个例子而得到的。
图4是表示钢管的横截面的截面收缩率及钢管的壁厚减少率对{211}结构组织的发展的影响的图示。具体地说，在将化学组成满足前述(A)所述的规定的钢管热轧之后，用通常的方法球状化退火，进而在各种条件下进行了冷加工，加热到680℃～A1点的温度区域内，保持5～40分钟。在这种情况下，整理作为冷加工条件、钢管横截面的截面收缩率以及钢管的壁厚减少率对{211}结构组织的发展的影响。
该图中“○”表示作为{211}面的集聚度获得1.5以上时的情况，“×”表示除上述之外(即，{211}面集聚度不足1.5)时的情况。另外，在该图中，将作为{211}面的集聚度获得1.5以上的情况，记载为{211}1.5以上。
由上述图4可以看出，为了使{211}面的集聚度在1.5以上，在作为球状化退火后的冷加工条件，令钢管横截面的截面收缩率(截面面积减少率)在50％以上、并且钢管的壁厚减少率在30％以上即可。
但是，相对于冷加工之前，在钢管的横截面的截面收缩率超过80％的情况下，以及由于冷加工而使钢管的壁厚减少率超过70％的情况下，冷加工的生产率降低，所以，优选地，将钢管的横截面的截面收缩率和钢管的壁厚减少率的上限分别作为80％和70％。
图5是表示热处理温度(加热温度)及保持时间对{211}结构组织的发展的影响。具体地说，整理了在将化学组成满足如前述(A)所述的规定的钢管热轧之后，用通常的方法球状化退火，然后施行前述钢管横截面的截面收缩率为50～80％、并且钢管的壁厚减少率为30～70％的冷加工，进而在各种条件下进行热处理的情况下的热处理条件，即，热处理温度(加热温度)及保持时间对{211}结构组织的发展的影响。
该图中的“○”表示作为{211}面的集聚度获得1.5以上时的情况，“×”表示除上述之外(即，{211}面集聚度不足1.5)时的情况。这里，在热处理温度为740～780℃、保持时间10～20分钟的情况下，在“○”及“×”之上所记载的数字，是A1点(℃)。另外，在该图中，将作为{211}面的集聚度获得1.5以上时的情况，记载为{211}1.5以上。
由上述图5可以看出，为了使{211}面的集聚度在1.5以上，可以在前述条件下冷加工之后，加热到680℃～A1点的温度区域，保持5～40分钟。
从而，在本发明的制造方法中，热轧后施行球状化退火，进而施行钢管横截面的截面收缩率为50～80％、并且钢管的壁厚减少率为30～70％的冷加工，然后，加热到680℃～A1点的温度区域内，保持5～40分钟。
(E)切削刀头
如在后面所述的实施例详细描述的，本发明者等人，将化学组成满足前述(A)的规定的钢管进行热轧，然后，用通常的方法球状化退火，并且，施行满足前述(D)中所述的条件的冷加工及热处理，对这样获得的钢管用前述(B)所述的方法对结构组织进行研究。
进而，对于这样获得的钢管，只改变前述(B)中所述的“刀头”的涂层，在与前述(B)相同的“切屑条件”下在外径上进行矩形槽的切削，施行切削试验，测定工具的寿命。
只对上述“刀头”的后隙面施行的涂层的种类，为“TiN”、“TiAlN”以及“以2.5nm为周期将TiN和AlN多层叠层”的三种，涂层的维氏硬度分别为2200、3100以及3900。
图6是表示超硬刀头的涂层的维氏硬度与工具的寿命的关系的图示。从图6可以看出，利用涂层的维氏硬度在3000以上的超硬刀头切削即可。
从而，在本发明的切削方法中，利用涂层的维氏硬度在3000以上的超硬刀头进行切削。进而，在涂层的维氏硬度在3800以上的情况下，工具寿命进一步获得很大的改善。因此，优选地，利用涂层的维氏硬度在3800以上的超硬刀头行进切削。
另一方面，对于涂层的维氏硬度的上限，没有特殊的规定，但是，为了形成维氏硬度在4500以上的涂层，成本增高。因此，优选地，涂层的维氏硬度不足4500。
下面，根据实施例1～3具体地说明本发明的效果。
(实施例1)
利用180kg真空炉熔炼具有表1及表2所示的化学组成的钢A～C及钢E～T。另外，利用70吨转炉熔炼具有表1所示的化学组成的钢D。
在上述表1及表2中的钢B～D、钢F、钢H、钢K及钢M，是化学组成处于本发明中规定的含量范围内的本发明的例子的钢。另一方面，钢A、钢E、钢I、钢L以及钢N～T，是成分中的某些成分脱离本发明中规定的含量的范围的比较例的钢。
                                                                表1
  区分   钢               化学组成(质量％)      余量：Fe及杂质   A1点(℃)
  C   Si   Mn   Cr   Mo   Al   Ti   P   S   N   O
  比本本本比本比本比比   ABCDEFGHIJ  *0.540.620.811.01*1.160.980.990.890.911.00   0.530.510.220.200.211.38*1.580.250.250.64   0.790.800.380.370.400.720.691.41*1.620.88   0.390.381.411.421.380.920.891.021.00*2.15   --0.010.01---0.010.01-   0.0240.0220.0010.0210.0230.0180.0090.0080.0220.023   0.0010.0020.0010.0020.0010.0010.0020.0010.0010.001   0.0080.0090.0120.0080.0070.0120.0130.0170.0140.008   0.0090.0110.0080.0090.0100.0090.0120.0040.0130.007   0.00710.00740.00590.00530.00590.00620.00750.00840.00810.0079   0.00070.00080.00070.00090.00060.00060.00070.00130.00070.0006   736735749749748771776732729768
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。A1点(℃)＝723+29×Si(％)-11×Mn(％)+17×Cr(％)*表示在本发明的规定的范围之外。
                                                            表2
  区分   钢              化学组成(质量％)            余量：Fe及杂质   A1点(℃)
  C   Si   Mn   Cr   Mo   Al   Ti   P   S   N   O
  本比本比比比比比比比   KLMNOPQRST   1.010.991.000.980.991.011.001.001.010.98   0.210.580.240.250.230.210.220.200.210.19   0.390.940.340.360.410.350.360.360.340.35   1.391.031.381.401.421.361.381.381.351.36   0.13*0.590.020.01-0.010.010.010.020.01   0.0200.0190.043*0.0580.0210.0240.0210.0230.0320.022   0.0030.0010.0010.001*0.0040.0020.0010.0010.0020.001   0.0090.0070.0080.0090.013*0.0240.0070.0080.0100.009   0.0170.0110.0090.0090.0080.012*0.002*0.0260.0120.013   0.01120.00750.00680.00910.01090.00720.00560.0075*0.01340.0062   0.00050.00070.00080.00060.00080.00090.00080.00080.0009*0.0017   748747750750749748749748748748
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。A1点(℃)＝723+29×Si(％)-11×Mn(％)+17×Cr(％)*表示在本发明的规定的范围之外。
其次，利用通常的方法热锻造180kg熔炼的上述钢A～C以及钢E～T的各钢块，获得直径60mm的圆棒。另一方面，用70吨转炉熔炼的钢D，用通常的方法将该钢块施行初轧和热锻造，制成直径178mm的钢坯，进而，将该钢坯利用通常的方法热锻造，获得直径60mm的圆棒。
对于各个钢，从获得的直径60mm的圆棒上切下长度300nn的试验材料，施行在各种条件下的球状化退火。作为球状化退火的条件，对于Cr含量在0.8％以上的钢，在780℃加热4小时，另一方面，对于Cr含量不足0.8％的钢，在760℃加热4小时，在4小时加热之后，均以10℃/小时的冷却速度，冷却到660℃，然后在大气中放置冷却。
通过机械加工，从施行过上述球状化退火的圆棒上，切下直径58mm、厚度5.2mm的试验片，加热到820℃保持30分钟之后，进行油淬火，进而，在160℃施行1小时的回火处理。
将施行过上述淬火—回火处理的试验片(直径58mm、厚度5.2mm)进行镜面研磨之后，进行作为轴承钢的性能最重要的特性之一的滚动疲劳试验。滚动疲劳试验条件如下面的(i)～(v)所述。
(i)试验机：森式推力式滚动疲劳试验机
(ii)最大表面压力：5000Mpa
(iii)试验片转速：1800次/分钟
(iv)润滑油：#68涡轮机油
(v)试验片数：各10个
将10个各种试验片的滚动疲劳试验结果，在威布尔(Weibull)概率座标纸上，以纵轴为累积破损概率、横轴为滚动疲劳寿命绘图，绘制其线性近似直线，求出累积破损概率成为10％的滚动疲劳寿命(L10寿命)。L10寿命的目标在1×107以上，L10寿命不足1×107的钢，判断为滚动疲劳寿命不足，不进行后面所述的试验。
表3表示滚动疲劳试验结果。
                表3
  区分   试验编号   钢   滚动疲劳寿命(次)
  比本本本比本比本比比本比本比比比比比比比   1234567891011121314151617181920  *ABCD*EF*GH*I*JK*LM*N*O*P*Q*R*S*T   #4.5×1061.3×1071.9×1073.7×1072.3×1074.6×1075.1×1071.2×1073.2×1073.5×1074.9×1076.0×1071.8×107#8.4×106#6.3×1061.9×1074.1×1072.7×107#7.5×106#5.3×106
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。*号表示化学组成在本发明规定的范围之外的钢。#号表示未达到目标。
从表3的结果可以看出，利用C含量低于本发明中规定的值的钢A的试验编号1、以及利用Al、Ti、N及O各自的含量分别超过本发明中规定的值的钢N、钢O、钢S以及钢T的试验编号14、试验编号15、试验编号19以及试验编号20，其L10寿命均未达到1×107，滚动疲劳特性差。
其次，对于在上述滚动疲劳试验中获得的达到作为目标的1×107以上的L10寿命的钢，将保持热锻造状态的直径60mm的圆棒在1200℃加热20分钟后，令终锻温度为850～950℃，热加工制管，制成外径39.1mm、壁厚5.90mm的管。另外，热制管之后，在大气中放置冷却。
钢管的内表面，由于热制管时的加工发热而温度上升，局部超过熔点，以此为原因，容易发生缺陷。因此，通过目视观察如上所述获得的直径39.1mm、壁厚5.90mm的钢管的内表面，进行缺陷检查。进而，用目视观察在钢管的内外表面上有无发生裂纹。
表4表示在钢管的内表面上有无缺陷以及在钢管的内外表面上有无裂纹发生的研究结果。
由下面的表4的结果，可以看出，利用C、Mn、Cr、P及S的各含量分别超过本发明中规定的值的钢E、钢I、钢J、钢P及钢R的试验编号24、试验编号28、试验编号29、试验编号33及试验编号35，在钢管的内表面上均存在可以认为是由于部分的熔融引起的缺陷，表面的性状恶化。当存在缺陷时，为了修理，成本增高，很难适用于大量生产，从而，对于上述各种钢，不进行以后的试验。
另外，利用Mo含量超过本发明中规定的值的钢L的试验编号31，由于生成了马氏体，所以，延展性极低，可以看出裂纹。因此，对于钢L，中止以后的试验。
                            表4
  区分   试验编号   钢   钢管内表面上有无缺陷   钢管内外表面上有无裂纹   酸洗后有无残留氧化皮
  本本本比本比本比比本比本比比比   212223242526272829303132333435   BCD*EF*GH*I*JK*LM*P*Q*R   无无无#有无无无#有#有无无无#有无#有   无无无无无无无无无无#有无无无无   无无无-无#有无--无-无-无-
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。“酸洗后有无残留氧化皮”栏中的“-”表示未进行利用酸洗进行的氧化皮处理。*号表示化学组成在本发明规定的范围之外的钢。#号表示未达到目标。
其次，对于以在钢管的内表面上未发现发生缺陷以及在钢管的内外表面上未发现发生裂纹的钢B～D、钢F、钢G、钢H、钢K、钢M及钢Q作为原材料的钢管，用通常的方法进行酸洗，施行脱氧化皮处理，研究氧化皮的残留状况。在前述表4中一并记载了氧化皮的残留状况。
如表4所示，在利用Si的含量超过本发明中规定的值的钢G的试验编号26的情况下，通过酸洗处理氧化皮不能完全被除去而残留下来。
当残留氧化皮时，冷加工后的表皮变得不好，同时，冷加工用工具的寿命也缩短。因此，对于钢G，不进行以后的试验。
其次，对于获得1×107以上的L10寿命、钢管的内表面上未看出发生缺陷、以及在钢管的内外表面上未看出发生裂纹，而且通过利用通常的酸洗进行的脱氧化皮处理未残留氧化皮的钢B～D、钢F、钢H、钢K、钢M及钢Q，将原封不动的热锻造的直径60mm的圆棒在1200℃加热20分钟之后，令终锻温度为850～950℃，热加工制成外径37.0～52.0mm、壁厚3.80～7.40mm的管，热制管之后，将钢管在大气中放置冷却。
对如上所述获得的各个钢管施行球状化退火之后，利用通常的方法通过酸洗进行脱氧化皮处理，其次，进行冷拔或者利用冷轧管机进行冷轧，制成外径30.0mm、壁厚3.0mm的钢管。
上述球状化退火，对于Cr含量为0.8％以上的钢，在780℃加热4小时，对于Cr含量不足0.8％的钢，在760℃加热4小时，在加热后，均以10℃/小时的冷却速度冷却到660℃，在大气中放置冷却。
对于冷拔或者利用冷轧管机进行冷轧后的钢管，用通常的方法，进行在650～780℃保持3～50分钟的热处理，测定结构组织，同时进行切削试验。
表5～表7表示上述热制管制成的钢管的尺寸，冷加工的条件以及热处理条件的详细情况。另外，在所述表中，将{211}面的集聚度记载成{211}集聚度，将{111}面的集聚度记载成{111}集聚度。
                                                                              表5
  区分   试验编号   钢   热制管尺寸                          冷加工       热处理             结构组织   工具寿命(循环次数)
  方法   加工后尺寸   横截面的截面收缩率(％)   壁厚的减少率(％)   加热温度(℃)   保持时间(分)   面方位   {211}集聚度   {111}集聚度
  外径(mm)   内径(mm)   外径(mm)   内径(mm)
  比本比比比本本比比比比本本   36373839404142434445464748   BBBBCCCCDDDDD   39.139.139.145.052.045.045.045.037.039.152.045.039.1   3.805.905.907.403.807.409.019.013.453.803.804.515.90   拉拔轧制轧制轧制拉拔轧制轧制轧制拉拔拉拔拉拔轧制轧制   30.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.00   3.03.03.03.03.03.03.03.03.03.03.03.03.0  **39.559.959.972.055.172.076.676.6**29.7**39.555.155.659.9  **21.149.249.259.5**21.159.566.766.7**13.0**21.1**21.133.549.2   710710680**740720720740740720720720700720   1020**315151010**502015153015   {111}{211}{211}随机{111}{211}{211}{211}{111}{111}{111}{211}{211}  *0.92.0*1.4*1.0*1.13.23.5*1.4*0.9*0.9*0.81.72.8   1.20.80.91.01.60.50.41.01.21.31.40.70.6   #7502500#1250#400#80026003350#1100#900#950#100020502900
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。冷加工方法栏中的“轧制”指的是利用冷轧管机进行的冷轧。*号表示在本发明的规定条件之外。**号表示在(3)的发明中规定的条件之外。#号表示未达到目标。
                                                                              表6
  区分   试验编号   钢   热制管尺寸                          冷加工     热处理           结构组织  工具寿命(循环次数)
  方法   加工后尺寸   横截面的截面收缩率(％)   壁厚的减少率(％)  加热温度(℃)   保持时间(分)   面方位  {211}集聚度   {111}集聚度
  外径(mm)   内径(mm)   外径(mm)   内径(mm)
  比本比本比本本比比比本比   495051525354555657585960   DDDDFFFFHHHH   39.145.045.045.039.139.145.045.052.052.045.045.0   5.907.409.019.013.805.907.409.013.803.804.519.01   轧制轧制轧制轧制拉拔轧制轧制轧制拉拔拉拔轧制轧制   30.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.00   3.003.003.003.003.003.003.003.003.003.003.003.00   59.972.076.676.6**39.559.972.076.655.155.155.676.6   49.259.566.766.7**21.149.259.566.7**21.1**21.133.566.7 **650700730740740760**780**640720720700720   102520520201010152030**60   {211}{211}随机{211}随机{211}{211}随机{211}{111}{211}{211} *1.43.0*1.02.8*1.02.33.0*1.0*1.4*1.12.8*1.3   0.90.41.00.51.00.70.41.00.91.40.50.9  #13503050#6502800#70025502750#600#1250#9002650#1450
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比表示比较例。冷加工栏中的“轧制”指的是利用冷轧管机进行的冷轧。*号表示在本发明的规定条件之外。**号表示在(3)的发明中规定的条件之外。#号表示未达到目标。
                                                                        表7
  区分   试验编号   钢         热制管尺寸                           冷加工     热处理              结构组织   工具寿命(循环次数)
  方法       加工后尺寸   横截面的截面收缩率(％)   壁厚的减少率(％)  加热温度(℃)   保持时间(分)   面方位   {211}集聚度   {111}集聚度
  外径(mm)   内径(mm)   外径(mm)   内径(mm)
  比比本比比比本本比比比比   616263646566676869707172   KKKKMMMM*Q*Q*Q*Q   39.145.045.045.037.052.045.039.139.145.039.145.0   3.804.517.407.403.453.804.515.903.804.515.907.40   拉拔轧制轧制轧制拉拔拉拔轧制轧制拉拔轧制轧制轧制   30.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.0030.00   3.003.003.003.003.003.003.003.003.003.003.003.00  **39.555.672.072.0**29.755.155.659.9**39.555.659.972.0  **21.133.559.559.5**13.0**21.133.549.2**21.133.549.259.5 720**660730**760720720720720**760680680720   151010151515151515**32510   {111}{211}{211}随机随机{111}{211}{211}随机{211}{211}{211}  *0.8*1.43.0*1.0*1.0*0.71.82.5*1.0*1.42.33.2   1.60.80.51.01.02.00.70.61.00.80.70.4   #1050#15502650#450#650#105022002800#350#700#1150#1700
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比”表示比较例。冷加工栏中的“轧制”指的是利用冷轧管机进行的冷轧。*号表示在本发明的规定条件之外。**号表示在(3)的发明中规定的条件之外。#号表示未达到目标。
钢管的结构组织，按照以下的要点测定。即，利用将热处理后的钢管切成长度20mm的圆片，其次，沿着平行于长度方向的面对开，进而，进行矫正而制作成平的试样(参照图1)，将在该试样的面中构成钢管的外表面的面，从表面起研磨约0.5mm进行镜面加工，利用通常的X射线衍射法，测定该面，即，“平行于钢管的圆周方向的面”，制作(200)极图以及(110)极图，测定结构组织的面方位。
对于所决定的面方位，利用前述“本X射线衍射法”测定反射积分强度，除以“标准试样”的相同的面方位的反射积分强度，将获得的值作为对象的面集聚度。
如前面所述，所谓“标准试样”指的是，将表1所示的钢D的直径60mm的热锻造材料在1200℃加热30分钟，在大气中放置冷却到室温之后，进而，在780℃加热4小时，以10℃/小时的冷却速度冷却到660℃，然后在大气中放置冷却到室温之后，为了形成测定面而切割并研磨圆棒的横截面而得的试样。
另外，将热处理后的钢管，利用下述(i)的刀头，在(ii)的切削条件下，在外径上施行矩形槽的开槽，进行切削试验，测定工具寿命。这时，当刀头的后隙面磨损量变成100μm以上、或刀头的刀尖产生崩刃时，判定为“工具寿命”。另外，工具寿命的目标，以循环数计，在2000次以上。
(i)刀头：母材材质为超硬K10类等级，只在后隙面上实施TiN涂敷(涂敷层的维氏硬度为2200)，设置10°前倾角，2.0mm的切槽宽度及0.1mm的拐角R。
(ii)切削条件：圆周速度120m/分钟，进给量0.050mm/转，切槽深度1.2mm，将该切削作为一个循环，进行反复切削。
在前述表5～7中，一并表示了上述结构组织和刀具寿命。另外，在图2及图3中分别表示出集聚度和工具寿命的关系。
如前面所述，图2是表示在“平行于钢管的圆周方向的面”上的{211}面的集聚度与工具寿命的关系的图示。进而，图3是表示在“平行于钢管的圆周方向的面”上的{111}面的集聚度与工具寿命的关系的图示。
从前述表5～7的结果，可以看出，在满足本发明中规定的条件的试验编号的情况下，在切削试验中工具的寿命在2000循环以上，切削性良好。与此相对，在脱离本发明中规定的条件的试验编号的情况下，在切削试验中的工具寿命不足2000循环，切削性差。
(实施例2)
与实施例1的试验编号47及试验编号59同样，获得热处理后的钢管。即，对热制管制成的外径45.0mm、壁厚4.51mm的钢管，进行前述的球状化退火、通过酸洗进行脱氧化皮处理，利用冷轧管机进行冷轧，加工成外径30.0mm、壁厚3.0mm之后，获得施行在700℃保持30分钟的热处理的钢D钢管及钢H的钢管。对这些钢管，只改变前述实施例1中所述的“刀头”的涂层，在和实施例1相同的“切削条件”下，在外径上施行矩形槽开槽，进行切削试验，测定工具寿命。
只对上述“刀头”的后隙面施行的涂层的种类，为“TiAlN”以及“以2.5nm为周期将TiN和AlN多层叠层”的二种，涂层的维氏硬度分别为3100以及3900。
在表8及图6中，表示切削性试验中的工具寿命。另外，在表8及图6中，一并表示出在前述实施例1中试验编号47及试验编号59的结果，即，在用只在后隙面上施行TiN涂敷的刀头切削的情况下的工具的寿命。如前面所述，在表8中所谓{211}集聚度及{111}集聚度，指的是{211}面的集聚度及{111}面的集聚度。
如从表8及前述图6所示的结果可以看出的，在涂层的维氏硬度在3000以上时，工具的寿命获得很大的改善。
                                                                    表8
  区分   试验编号   钢         热制管尺寸                     冷加工       热处理             结构组织            切削试验
  方法   加工后尺寸   横截面的截面收缩率(％)   壁厚的减少率(％)   加热温度(℃)   保持时间(分)   面方位   {211}集聚度   {111}集聚度   刀头后隙面的涂层   工具寿命(循环次数)
  外径(mm)   内径(mm)   外径(mm)   内径(mm)   种类   HV硬度
  本本本本本本   477374597576   DDDHHH   45.045.045.045.045.045.0   4.514.514.514.514.514.51   轧制轧制轧制轧制轧制轧制   30.0030.0030.0030.0030.0030.00   3.003.003.003.003.003.00   55.655.655.655.655.655.6   33.533.533.533.533.533.5   700700700700700700   303030303030   {211}{211}{211}{211}{211}{211}   1.71.71.72.82.82.8   0.70.70.70.50.50.5   ①②③①②③   220031003900220031003900   205028004200265033004100
  区分栏中的“本”表示本发明例，“比表示比较例。冷加工方法栏中的“轧制”指的是利用冷轧管机进行的冷轧。刀头后隙面的涂层种类栏的①表示“TiN”、②表示TiAlN、③“TiN和AlN以2.5nm为周期多层叠层”。*号表示在本发明的规定条件之外。#号表示未达到目标。
(实施例3)
熔炼具有表9所示的化学组成的钢，利用满乃斯曼(Mannesmann)法制造采用所述钢的无缝钢管，得到冷加工用的坯管，施行球状退火后，进行冷加工。冷加工之后，制造不施行热处理而实施弯曲矫正，或者实施热处理、实施弯曲矫正的钢管。利用所获得的钢管进行切削试验，测定工具寿命。
                                           表9
  化学组成(质量％)      余量：Fe及杂质
  C   Si   Mn   Cr   Mo   Al   Ti   P   S   N   O
  1.00   0.23   0.33   1.38   0.03   0.022   0.0014   0.008   0.005   0.0055   0.0007
在热制管中，利用满乃斯曼芯棒式无缝轧机，制成外径60mm、壁厚7.0mm的钢管，在热制管之后，在大气中放置冷却。对获得的各个钢管施行球状化退火之后，利用通常的方法进行利用酸洗脱氧化皮处理及表面处理，其次，以截面收缩率29％进行冷拔，制成外径50mm、壁厚6.0mm的钢管。
冷加工后，不施行热处理而实施弯曲矫正，或者实施热处理、实施弯曲矫正。在实施热处理的情况下，软化退火条件为，加热温度为640℃，保持时间为10分钟。另外，弯曲矫正利用2-2-2-1对向型辊矫正机。
和实施例1同样，将矫正后的钢管利用下述(i)的刀头，在(ii)的切削条件下，在外径上施行矩形槽的开槽，进行切削试验，测定工具寿命。这时，当刀头的后隙面磨损量变成100μm以上、或刀头的刀尖产生崩刃时，判定为“工具寿命”。工具寿命的目标，以循环数计，在2000次以上。
(i)刀头：母材材质为超硬K10类等级，只在后隙面上实施TiN涂敷(涂敷层的维氏硬度为2200)，设置10°前倾角，2.0mm的切槽宽度及0.1mm的拐角R。
(ii)切削条件：圆周速度120m/分钟，进给量0.050mm/转，切槽深度1.2mm，将该切削作为一个循环，进行反复切削。
进而，从矫正后的各个钢管上取夏比(Charpy)冲击试验片(10mm×2.5mm)，加工L方向(钢管长度方向)的2mmV形缺口，测定常温冲击值。同时，在实施例1的条件下，测定结构组织，表10表示这些测定结果。
                                            表10
  试验编号             冷加工                  测定结果
  加工后尺寸(mm)   加工后热处理  {211}的集聚度   常温冲击值(J/cm2)   工具寿命(循环次数)
  77   50×6.0   无  1.8   6   3,200
  78   50×6.0   有  1.4   22   1,400
从表10所示的结果，可以看出，在L方向(钢管长度方向)的常温冲击值低到10J/cm2以下的情况下(试验编号77)，可以很大地改善工具寿命，进一步提高切削性。
工业上的利用可能性
根据本发明的轴承零件用钢管，可以提供一种轴承零件的材料，所述材料，通过限定特定的成分，同时规定{211}面的集聚度，进而规定钢管长度方向的常温冲击值，不必特别使之含有易切削元素，并且球状化处理中的退火时间也和现有技术一样，不会导致生产率的降低，切削性优异，进而，滚动疲劳寿命很长。从而，通过应用本发明的制造方法及切削方法，能够以低廉的制造成本高效率的制造轴承座圈、滚柱以及轴等轴承零件。从而，本发明对于作为在各种工业机械及汽车等中使用的轴承，可以适用于广泛的领域。

Claims (5)

1.一种轴承零件用钢管，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.6～1.1％，Si：0.1～1.5％，Mn：0.2～1.5％，Cr：0.2～2.0％，S：0.003～0.020％，Al：0.005～0.05％，Mo：0～0.5％，Ni：0～1％，Cu：0～0.5％，V：0～0.1％，Nb：0～0.05％，Ca：0～0.003％，Mg：0～0.003％，余量为Fe以及杂质，杂质中的Ti为0.003％以下，P为0.02％以下，N为0.012％以下，O为0.0015％以下，在所述钢管中，在平行于其圆周方向的面上，{211}面的集聚度为1.5以上。
2.如权利要求1所述的轴承零件用钢管，其特征在于，Mo含量至少为0.03％。
3.如权利要求1或2所述的轴承零件用钢管，其特征在于，钢管长度方向的常温冲击值为10J/cm2以下。
4.一种制造权利要求1或2所述的轴承零件用钢管的方法，其特征在于，在热轧后施行球状化退火，之后，施行钢管横截面的截面收缩率为50～80％、并且钢管的壁厚的减少率为30～70％的冷加工，然后，加热到680℃～A1点的温度区域内，保持5～40分钟，
其中，A1点，是用下述公式表示的值，其单位为℃，在该公式中，以公式中各元素的记号作为该元素的以质量％计在钢中的含量，
A1点＝723+29Si-11Mn+17Cr。
5.一种切削权利要求1或2所述的轴承零件用钢管的方法，利用涂层的维氏硬度为3000以上的超硬刀头进行切削。
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