CN107075637B - 拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材 - Google Patents

拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材 Download PDF

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Abstract

一种钢线材，以质量％计含有C：0.95～1.10％、Si：0.10～0.70％、Mn：0.20～1.20％、Cr：0.90～1.60％、Mo：0～0.25％、B：0～25ppm、P：0～0.020％、S：0～0.020％、O：0～0.0010％、N：0～0.030％、Al：0.010～0.100％，表层区域的维氏硬度为HV300以上且420以下，表层区域的珠光体的面积率为80％以上，表层区域的初析渗碳体的面积率为2.0％以下，当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率为0.62％以下，内部区域的珠光体的面积率为90％以上，内部区域的初析渗碳体的面积率为5.0％以下，表层区域的维氏硬度与中心部的维氏硬度之差为HV20.0以下。

Description

拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材
技术领域
本发明涉及不实施球化热处理而在热轧态下具有优异的拉丝加工性，且具有优异的拉丝后的卷成形性的轴承用钢线材。
本申请基于2014年10月20日在日本提出的专利申请2014－213479号要求优先权，在此援引其内容。
背景技术
轴承用钢线材作为球轴承的钢球、滚子轴承的滚子等轴承部件的原料来使用。在这些轴承部件的通常的制造方法中，在拉丝加工前进行球化退火等。另外，在一部分的细径的轴承部件中，即使进行了球化退火，也由于由拉丝引起的加工硬化而导致拉丝材料发生断线，因此在拉丝途中进一步进行退火。
JIS G4805所规定的轴承钢是C含量为共析点以上的过共析钢，且含有Cr。因而，在通常的钢线材中析出有初析渗碳体、马氏体，这样的钢线材的拉丝加工性显著低。因而，在现状中，在拉丝加工前进行球化退火来提高拉丝加工性，但该球化退火使生产效率恶化，使成本增加。近年来，为了省略该球化退火来削减成本，正在寻求在热轧态下拉丝加工性优异的轴承用钢线材。
另外，在热轧态下进行了拉丝的材料，由于强度高，因此难以向制品形状加工，需要对拉丝材料进行热处理。在该热处理中，需要使拉丝材料为卷状态，因此确保在拉丝后能够成形为卷的加工性是很重要的。
在专利文献1所公开的高碳钢线材中，将铁素体的平均粒径限制为20μm以下、最大粒径限制为120μm以下，来使拉丝加工性提高。但是，在专利文献1中，没有以省略球化退火为目的，对于Cr添加量多的区域，没有进行技术性的研究。根据本发明人的研究，即使将最大粒径限制为120μm以下，也不能得到充分的拉丝加工性。
在专利文献2中，提出了通过将珠光体团(pearlite colony)微细化并使初析渗碳体的量增加，从而提高线材的拉丝加工性的方案。但是，根据本发明人的研究，即使将珠光体团微细化，也不能得到充分的拉丝加工性。另外，在专利文献2中，作为必需条件，使初析渗碳体微细地较多地分散。但是，根据本发明人的研究，当初析渗碳体的析出量过量时，拉丝加工性降低。
另外，在专利文献3中，通过将被初析渗碳体包围的区域的平均直径控制为20μm以下来使拉丝加工性提高。但是，根据本发明人的研究，即使将由初析渗碳体包围的区域微细化，也不一定得到拉丝加工性提高这样的结果。另外，与专利文献2同样地，专利文献3也暗示了初析渗碳体的积极的析出。
进而，在专利文献4中，将初析渗碳体的面积率控制为3％以上、层片间隔控制为0.15μm以下，来使拉丝加工性提高。但是，本发明人研究的结果是，如果将层片间隔过度地微细化，则线材的强度变得过高，因此装置、拉模的负担变大，拉模寿命降低。
在专利文献5和专利文献6中，通过热轧后的快速冷却，来抑制初析渗碳体的生成，将初析渗碳体的粒径微细化从而提高拉丝加工性。在本发明人的研究中，也通过减少初析渗碳体的量、将初析渗碳体微细化，从而拉丝加工性提高了。但是，本发明人新发现了以下问题：即使通过如专利文献5和专利文献6所公开的那样的快速冷却来抑制初析渗碳体的生成，也由于相变温度的降低，线材的表层区域的硬度上升，在拉丝后的卷成形时发生断线等。
在专利文献7中，通过抑制初析渗碳体的生成，并且控制线材的强度，从而使拉丝加工性提高。但是，本发明人新发现了以下问题：当如专利文献7所公开的那样，以一定的冷却速度来抑制初析渗碳体的生成时，线材的表层区域的硬度上升，表层区域与中心部的硬度的差增加，在卷成形时发生断线等。
专利文献8公开了在热轧态下能够拉丝加工的HRC30以下的硬度的线材的制造方法。但是，专利文献8没有公开轴承钢的成分。在JIS G4805所公开的轴承钢的化学成分中，难以得到硬度为HRC30以下的珠光体组织，即使硬度为HRC30以下，也由于生成异常组织等而不能够得到充分的拉丝加工性。
专利文献9公开了一种铁素体粒径小、碳化物中的Cr量多的线材。在该专利文献9所公开的线材中，在球化退火时促进碳化物的球化从而减少了球化退火所需要的时间。这样，专利文献9所公开的线材必须进行球化退火，不能够不进行球化退火而得到充分的拉丝加工性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开2006－200039号公报
专利文献2:日本国特开2004－100016号公报
专利文献3:日本国特开2003－129176号公报
专利文献4:日本国特开2003－171737号公报
专利文献5:日本国特开平08－260046号公报
专利文献6:日本国特开2001－234286号公报
专利文献7:国际公开2013/108828号小册子
专利文献8:日本国特开2003－49226号公报
专利文献9:日本国特开2012－233254号公报
发明内容
本发明是为了解决上述的问题而完成的，其目的是提供具有可省略拉丝加工前的退火处理的高拉丝加工性、和拉丝后的高卷成形性的轴承用钢线材。
本发明人详细地研究了轴承用钢线材的显微组织和内部硬度对拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性带来的影响。其结果发现：初析渗碳体的过度的析出使拉丝加工性降低，另一方面，当过度地抑制初析渗碳体的析出时，线材的表层区域的硬度增加，卷成形性降低。进而，本发明人发现：即使析出有少量的初析渗碳体也能够通过珠光体块(pearliteblock)的微细化等而使拉丝加工性提高。作为结果，本发明人得到了以下见解从而完成了本发明：为了抑制由于拉丝时的内部裂纹而导致线材断线，珠光体块的微细化和抑制初析渗碳体的析出是很重要的，在将拉丝后的线材成形为卷时，除了控制表层区域的硬度以外还降低表层区域与中心部的硬度之差和表层区域的初析渗碳体的量是很重要的。
本发明是基于以上的见解而完成的，其要旨如下。
(1)本发明的一种技术方案涉及的钢线材，以质量％计，含有C：0.95～1.10％、Si：0.10～0.70％、Mn：0.20～1.20％、Cr：0.90～1.60％、Mo：0～0.25％、B：0～25ppm、P：0～0.020％、S：0～0.020％、O：0～0.0010％、N：0～0.030％、Al：0.010～0.100％，余量包含Fe以及杂质，与长度方向垂直的截面中的、距所述表面的距离为当量圆直径(等效圆直径)的半值的0.1倍的线与所述表面之间的区域即表层区域，具有由珠光体、初析渗碳体和其余组织构成的显微组织，在所述表层区域中，维氏硬度为HV300～420，所述珠光体的面积率为80％以上，所述初析渗碳体的面积率为2.0％以下，所述其余组织为选自铁素体、球状渗碳体、贝氏体之中的一种以上，与所述长度方向垂直的截面中的、由距所述表面的距离为所述当量圆直径的半值的0.1倍的线包围的包括中心的区域即内部区域，具有由所述珠光体、所述初析渗碳体和其余组织构成的显微组织，在所述内部区域中，所述珠光体的面积率为90％以上，所述初析渗碳体的面积率为5.0％以下，所述其余组织为选自铁素体、球状渗碳体、贝氏体之中的一种以上，存在于所述珠光体中的珠光体块之中的当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率为0.62％以下，与所述长度方向垂直的截面中的、由距所述中心的距离为所述当量圆直径的半值的0.5倍的线包围的包含所述中心的区域即中心部的维氏硬度与所述表层区域的维氏硬度的差为HV20.0以下。
(2)根据上述(1)所述的钢线材，可以还含有选自Mo：0.05～0.25％、B：1～25ppm以下之中的至少一种。
(3)在上述(1)或(2)所述的钢线材中，线径可以是直径3.5mm～5.5mm。
本发明的上述技术方案涉及的轴承用钢线材，具有可省略拉丝加工前的退火处理的高拉丝加工性和拉丝后的高卷成形性，因此能够不使成品率降低而大幅度省略轴承部件的制造工序，能够大幅度削减能源和成本并且稳定地制造良好的轴承部件。
而且，本发明的上述技术方案涉及的轴承用钢线材，为了轴承部件的表面硬化而具有充分的淬硬性，能够制造具有优异的表面硬度的轴承部件。
附图说明
图1是过共析钢中的珠光体为主的组织的示意图。
图2A是表示表层区域的示意图。
图2B是表示内部区域的示意图。
图2C是表示中心部的示意图。
图2D是表示线材的C截面的图。
图3是表示表层区域的初析渗碳体的面积率与卷成形性的关系的图。
图4是表示表层区域的硬度与拉丝材料的卷成形性的关系的图。
图5是表示表层区域的硬度与中心部的硬度之差与拉丝材料的卷成形性的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明涉及的拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材的实施方式进行说明。再者，该实施方式是为了更好地理解本发明的主旨而详细说明的实施方式，因此只要不特别指定，本发明就并不被本实施方式限定。
首先，对本实施方式涉及的线材的钢组成进行说明。以下，关于化学元素的量的单位，％表示质量％，ppm表示质量ppm。
C：0.95～1.10％
C是对轴承用钢赋予必要的强度所必需的元素。因此，需要C量为0.95％以上。为了进一步提高由轴承用钢制造的轴承部件的强度，C量优选为0.98％以上，更优选超过1.00％。另一方面，当C量超过1.10％时，在热轧后的冷却过程中，难以抑制初析渗碳体的析出，拉丝加工性、卷成形性受损。因而，需要C量为1.10％以下。为了更稳定地得到拉丝加工性、卷成形性，C量优选为1.08％以下，更优选小于1.05％。
Si：0.10～0.70％
Si作为脱氧剂是有用的，不减少碳量而抑制初析渗碳体的析出。进而，Si使珠光体中的铁素体强度增加。因而，需要Si量为0.10％以上。为了对轴承钢部件赋予更稳定的强度和拉丝加工性，优选Si量为0.12％以上、或Si量为0.15％以上，进一步优选Si量超过0.20％。但是，当Si过量地包含在钢中时，除了容易产生对拉丝加工性和轴承部件的制品特性有害的SiO2系夹杂物之外，强度过度增加，卷成形性降低。因而，需要Si量的上限为0.70％。为了进一步提高拉丝加工性和卷成形性，优选Si量为0.50％以下，进一步优选Si量为0.30％以下、或Si量为0.25％以下。
Mn：0.20～1.20％
Mn不仅对脱氧和脱硫是有用的，而且对确保钢的淬硬性也是有用的。因而，需要Mn量为0.20％以上。为了进一步提高淬硬性，Mn量优选为0.23％以上，更优选超过0.25％。但是，当Mn过量地包含在钢中时，除了由于Mn的上述效果饱和而产生经济上的浪费之外，在热轧后的冷却过程中容易产生对拉丝加工性有害的马氏体等过冷组织。因而，需要Mn量的上限为1.20％。优选Mn量为1.00％以下，更优选Mn量为0.80％以下、或Mn量小于0.50％。
Cr：0.90～1.60％
Cr使淬硬性提高，并且促进拉丝材料的热处理中的球化，也使碳化物量增加。而且，Cr对在轧制后的缓冷时抑制珠光体块的粗大化是极其有效的。但是，当Cr量小于0.90％时，不能得到充分的Cr的效果，轴承部件的制品特性降低。因而，需要Cr量为0.90％以上。为了得到更高的淬硬性，优选Cr量超过1.00％、或Cr量为1.10％以上，更优选Cr量为1.20％以上、或Cr量为1.30％以上。另一方面，当Cr量超过1.60％时，淬硬性变得过大，在热轧后的冷却过程中容易产生贝氏体、马氏体等过冷组织。因而，需要Cr量的上限为1.60％。为了得到更稳定的拉丝加工性，优选Cr量小于1.50％，更优选Cr量为1.40％以下。
P：0～0.020％
P为杂质。当P含量超过0.020％时，有可能P在晶界偏析从而损害线材的拉丝加工性。因此，优选将P含量限制为0.020％以下。进一步优选将P含量限制为0.015％以下。另外，P含量越少越理想，因此P含量的下限也可以是0％。但是，在技术上不容易将P含量减少到0％。另外，当将P含量稳定地减少到小于0.001％时，制钢成本变高。因此，也可以将P含量的下限设为0.001％。
S：0～0.020％
S为杂质。当S含量超过0.020％时，有可能形成粗大的MnS从而损害线材的拉丝加工性。因此，优选将S含量限制为0.020％以下。进一步优选将S含量限制为0.015％以下。另外，S含量越少越理想，因此S含量的下限也可以是0％。但是，在技术上不容易将S含量减少到0％。另外，当将S含量稳定地减少到小于0.001％时，制钢成本变高。因此，也可以将S含量的下限设为0.001％。
Mo：0～0.25％
Mo对提高淬硬性是非常有效的，优选钢包含Mo以作为任意(选择)的化学元素。但是，当Mo量超过0.25％时，淬硬性变得过大，在热轧后的冷却过程中容易产生贝氏体、马氏体等过冷组织。因而，需要Mo量的上限为0.25％。在钢中含有Mo的情况下，为了更稳定地得到拉丝加工性，Mo量可以为0.23％以下、或小于0.20％。另一方面，Mo量的下限可以为0％，为了进一步提高淬硬性，Mo量可以为0.05％以上。
B：0～25ppm(0～0.0025％)
B通过固溶B向晶界的浓化来抑制准珠光体(疑似珠光体：疑似パーライト)、贝氏体的生成。但是，当钢中的B量过量时，在组织(高温时的奥氏体、即原始奥氏体)中形成Fe23(CB)6等碳化物，使轴承部件的制品特性降低。因而，需要B量的上限为25ppm。B是任意(选择)的化学元素，B量的下限可以是0ppm(0％)。为了抑制准珠光体、贝氏体的生成，得到更稳定的拉丝加工性和卷成形性，B量可以是1ppm(0.0001％)以上、2ppm(0.0002％)以上、或5ppm(0.0005％)以上。
O：0～0.0010％
O为杂质。当O含量超过0.0010％时，形成氧化物系夹杂物，线材的拉丝加工性、轴承部件的制品特性降低。因而，将O含量限制为0.0010％以下。O含量越少越理想，因此在上述限制范围内包含0％。但是，在技术上不容易使O含量成为0％。因而，从制钢成本的观点出发，O含量的下限值可以设为0.0001％。考虑到通常的操作条件，O含量优选为0.0005％～0.0010％。
N：0～0.030％
N为杂质。当N含量超过0.030％时，会生成粗大的夹杂物，线材的拉丝加工性、轴承部件的制品特性降低。因此，将N含量设为0.030％以下。N与Al、B结合而形成氮化物，该氮化物作为钉扎粒子来发挥作用，从而将晶粒细粒化。因而，如果N含量为少量，则钢可以含有N。例如，可以将N含量的下限设为0.003％。在要进一步提高将晶粒微细化的效果的情况下，可以将N含量的下限设为0.005％。
Al：0.010％～0.100％
Al是脱氧元素。当Al含量小于0.010％时，脱氧变得不充分，通过氧化物析出，线材的拉丝加工性、轴承部件的制品特性降低。另一方面，即使Al含量超过0.100％，也产生Al2O3系夹杂物，线材的拉丝加工性、轴承部件的制品特性降低。因此，将Al含量设为0.010％～0.100％。为了更可靠地防止拉丝加工性和制品特性的降低，Al含量优选为0.015％～0.078％。进一步优选Al含量为0.018％～0.050％。
再者，也有上述以外的化学元素作为杂质而被包含的情况，但那样的杂质的量以JIS G4805为标准。即，将Cu含量限制为0.20％以下，将上述列举出的元素以外的元素的量限制为0.25％以下。
本发明的一实施方式涉及的钢，含有C、Si、Mn、Cr，余量包含Fe以及杂质。另外，本实施方式涉及的钢也可以包含选自Mo、B之中的至少1种化学元素。因而，本发明的另一实施方式涉及的钢，包含C、Si、Mn、Cr、和作为任意(选择)的化学元素的选自Mo、B之中的至少1种，余量包含Fe以及杂质。本实施方式涉及的钢，根据必需元素的量而被分类为过共析钢，在杂质中包含P、S、O、N、Al等。
接着，对本实施方式涉及的钢线材的组织进行说明。
在本发明中，将如图2A所示那样的、C截面中的从钢线材的表面100到深度0.1×r(mm)(r：钢线材的半径(当量圆直径的一半))为止的区域(斜线部)称为“表层区域”10。并且，将如图2B所示那样的、处于表层区域10的内侧的、表层区域10以外的区域(斜线部)称为“内部区域”11。即，在将钢线材的半径(当量圆直径的一半)定义为r(mm)时，表层区域10是仅距钢线材的表面100的距离为0.1×r(mm)的面(C截面中的线)与钢线材的表面100之间的区域，内部区域11是由仅距钢线材的表面100的距离为0.1×r(mm)的面(C截面中的线)包围的包含线材的中心(中心线)101的区域。另外，如图2C所示，将由仅距线材的中心(中心线)101的距离为0.5×r(mm)的面(C截面中的圆)包围的包含线材的中心101的区域(斜线部)称为“中心部”12。该中心部12包含在内部区域11中。再者，如图2D所示，C截面是与线材的长度方向垂直的截面(斜线部)，中心线(中心)101在线材的长度方向上延伸。
首先，对内部区域的组织进行说明。
在过共析钢中，如图1所示，初析渗碳体2沿着原始奥氏体晶界1析出，在除了初析渗碳体2以外的区域中形成有珠光体组织1a。在该珠光体组织1a内，形成有被称为珠光体块3的区域、即铁素体(珠光体中的层状渗碳体间的铁素体的各自)的晶体取向相同的区域。而且，在该珠光体块3内，形成有被称为珠光体团4的区域、即层状渗碳体相互平行地一致的区域。再者，在图1中，省略了珠光体块3的一部分。
在内部区域中珠光体以外的组织为10％以上的情况、和作为过冷组织而存在马氏体的情况下，拉丝时的组织的伸长量根据位置而变动，在拉丝材料内产生不均匀的应变从而线材断线。因而，需要主组织为珠光体、且珠光体的面积率为90％以上。为了进一步提高拉丝加工性，优选珠光体的面积率为92％以上。珠光体的面积率的上限可以是100％，但为了通过线材的制造条件来赋予高的柔软性，也可以是99％或98％。在此，珠光体包括准珠光体。另外，更优选的是，全部的珠光体块的当量圆直径为40μm以下的珠光体为90％以上。初析渗碳体只要是少量的析出，就不会特别地损害拉丝加工性。但是，当大量的初析渗碳体以包围原始奥氏体粒的方式析出时，在拉丝时会损害原始奥氏体粒的变形，拉丝加工性降低。因而，需要将内部区域中的初析渗碳体的面积率限制为5.0％以下。为了更稳定地得到拉丝加工性，优选将初析渗碳体的面积率限制为3.0％以下，更优选限制为小于3.0％、或为2.8％以下。珠光体和初析渗碳体以外的组织(其余组织)是选自贝氏体、铁素体、球状渗碳体之中的至少1种，需要将其余组织的面积率限制为10％以下。为了更稳定地得到拉丝加工性，优选将其余组织的面积率限制为8.0％以下，更优选限制为小于5.0％、或为3.0％以下。
这样，在本实施方式中，容许少量的初析渗碳体的析出，但与上述的专利文献2不同，希望不析出初析渗碳体。
珠光体块的径(粒径)与延展性有非常强的相关关系，如果将珠光体块微细化，则拉丝加工性提高。特别是当珠光体块的粒径粗大时，在拉丝时会生成内部裂纹从而线材断线的可能性变高。因而，进行抑制以使得珠光体块的粒径不变得过大是很重要的。因此，为了抑制内部裂纹的生成，使拉丝加工性充分地提高，将珠光体块的最大粒径限制为40μm以下。即，需要当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率为0.62％以下。另外，更优选将珠光体块的最大粒径限制为35μm以下。即，更优选当量圆直径超过35μm的珠光体块的面积率为0.48％以下。
接着，对表层区域的组织进行说明。
在将拉丝材料成形为卷状时，会对拉丝材料赋予弯曲、扭曲。由于通过该弯曲、扭曲而赋予的变形量在表层区域中最大，因此表层区域的组织(珠光体的量、初析渗碳体的量、硬度、以及相对于中心部的硬度之差)的控制尤为重要。例如，当珠光体量少时，在卷成形时拉丝材料会发生断裂。另外，例如，如图3所示，当初析渗碳体的量多、初析渗碳体呈网络状存在时，在卷成形时拉丝材料会发生断裂。因而，在表层区域中，珠光体的面积率为80％以上，且将初析渗碳体的面积率限制为2.0％以下对确保卷成形性而言是很必要的。为了进一步提高卷成形性，表层区域中的珠光体的面积率优选为85％以上、或90％以上，更优选超过95％、或为97％以上。在此，珠光体包括准珠光体。珠光体和初析渗碳体以外的组织(其余组织)是选自贝氏体、铁素体、球状渗碳体之中的至少1种，需要将其余组织的面积率限制为20％以下。为了更稳定地得到卷成形性，优选将其余组织的面积率限制为15％以下、或10％以下，更优选限制为小于5.0％、或为3.0％以下。
另外，除了上述的珠光体的量、初析渗碳体的量、其余组织及其量以外，例如，珠光体中的铁素体中所含有的Si的量、珠光体的层片间隔和珠光体块的大小(粒径)、珠光体中的准珠光体的量、渗碳体的形态、夹杂物的量、晶界偏析了的化学元素(溶质)的量、原始奥氏体的粒径也对卷成形性给予影响。例如，珠光体中的层状渗碳体粒状化了的准珠光体，由于其伸长率与周围的组织的差异而产生不均匀的应变，有时卷成形性降低。但是，由于很难定义、测定珠光体的量、初析渗碳体的量、其余组织及其量以外的要素，因此将总括了对卷成形性给予影响的上述要素的显微组织涉及的要素以表层区域的硬度来定义。当该表层区域的硬度超过HV420时，在卷成形时线材会断裂。因而，如图4所示，从原料的表面到深度0.1×r(mm)(r：钢线材的半径)为止的表层区域中的硬度为HV420以下是必要的。另一方面，当表层区域中的硬度小于HV300时，除了难以得到充分量的珠光体组织以外，原始奥氏体、珠光体块的粒径也变大，拉丝加工性降低。因而，需要表层区域的硬度的下限按HV(维氏硬度)计为300以上。因此，表层区域的硬度的范围为HV300～HV420。
进而，表层区域与内部区域之间的组织的差异也使卷成形性降低。位置中的组织的差异，例如受到化学组成、热轧后的冷却控制的影响、微观的化学元素的分布的影响，在线材的表面与线材的中心之间变得最大。因而，将该表层区域与内部区域之间的组织的差异以表层区域与中心部之间的硬度之差来定义。当该表层区域与中心部之间的硬度的差超过HV20.0时，如图5所示，在卷成形时线材会断裂。因而，需要将表层区域与中心部之间的硬度的差限制为HV20.0以下。即，表层区域与中心部之间的硬度之差的范围为HV0～HV20.0。
对在上述中说明了的组织的测定方法进行说明。
初析渗碳体和珠光体的面积率如以下那样测定。首先，从线材的任意位置切取试样，将该试样埋入树脂中后，以线材的C截面(与线材的中心线垂直的截面)成为表面(切割面)的方式进行粗研磨。其后，作为精研磨，采用氧化铝进行研磨，然后，用3％硝酸乙醇溶液或苦味醇液进行腐蚀。其后，为了鉴定相、组织，采用扫描电镜(SEM)观察被腐蚀了的表面。进而，利用SEM，针对表层区域和内部区域分别以2000倍拍摄了10个区域(每个区域的观察视场为0.02mm2)。采用图像解析来抽取初析渗碳体的区域和珠光体的区域，根据这些区域的面积来计算初析渗碳体和珠光体的面积率。
珠光体块的大小如以下那样测定。首先，从线材的任意位置切取试样，将该试样埋入树脂中后，以线材的C截面(与线材的中心线垂直的截面)成为表面(切割面)的方式进行粗研磨。其后，使用氧化铝和胶体二氧化硅依次进行精研磨，来除去应变。其后，使用背散射电子衍射装置(EBSD)，针对内部区域综合分析观察视场200000μm2以上。再者，不需要在1个视场中测定200000m2，也可以将视场划分为多个。将晶体取向(角度)的差为9°以上的边界定义为珠光体块的晶界，来测定珠光体块的大小(粒径)。该珠光体块的大小为当量圆直径，将所得到的珠光体块中最大的珠光体块(粒)的尺寸(直径)定义为珠光体块的最大直径。
C截面的表层区域和中心部的硬度，通过局部的内部的组织(显微组织、化学成分的分布等)来决定，因此不能根据线材的屈服强度、抗拉强度来估计。因而，表层区域的硬度和中心部的硬度如以下那样测定。首先，从卷取成环状的线材连续地取3圈，然后，从将各圈八等分而得到的各个部分制取了长度10mm左右的24个试样。将从这些试样中任意选择出的4个试样埋入树脂中，以线材的C截面(与线材的中心线垂直的截面)成为表面(切割面)的方式切断树脂。将该表面采用氧化铝研磨从而除去应变后，采用使用了维氏硬度计的硬度试验来测定研磨面中的表层区域和中心部的硬度。
表层区域的硬度，是将对从线材的表面起算0.1×r(mm)以内的3点以上的区域进行测定而得到的结果进行平均来评价的。例如，从1个试样的C截面的表层区域内以成为相互等间隔(90°间隔)的方式选择4点的区域，评价该4点的区域的硬度。然后，对剩余的3个试样也进行该评价，测定每个线材共计16点的区域的硬度，将这16点的区域的硬度进行平均来评价表层区域的硬度。
中心部的硬度，是将在与评价了表层区域的硬度的C截面相同的C截面内从试样的中心(中心线)起算0.5×r(mm)以内的3点以上的区域进行测定而得到的结果进行平均来评价的。表层区域与中心部之间的硬度的差，是将从表层区域的硬度减去中心部的硬度而计算出的值转换为绝对值而得到的。例如，在与评价了表层区域的硬度的C截面相同的C截面内，从中心部选择3点的区域(共计12点的区域)，评价这些区域的硬度。然后，将这12点的硬度进行平均来评价中心部的硬度。从上述的表层区域的硬度减去该中心部的硬度从而得到表层区域与中心部之间的硬度的差。
再者，为了在使用维氏硬度计测定某个区域的硬度后在该区域中形成的压痕不会对剩余的硬度的测定造成影响，使硬度的测定区域间的距离为压痕尺寸的5倍以上。另外，在测定表层区域的硬度时，选择维氏硬度计的载荷、测定区域，以使得测定区域距线材的表面的距离为压痕尺寸的3倍以上。
再者，本实施方式涉及的线材的尺寸不特别限制，但考虑到线材的生产率和球轴承的钢球、滚子轴承的滚子等的轴承部件的生产率，线材的线径优选为直径3.5mm～5.5mm，更优选为直径4.0mm～5.5mm。再者，线材的线径通过当量圆直径来评价。
接着，对制造方法进行说明。再者，以下说明的制造方法是制造拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材的方法的一例。本发明涉及的轴承用钢线材的制造方法不限于以下的步骤和方法，如果是能够制造本发明涉及的轴承用钢线材的方法，则任何的方法都可以采用作为轴承用钢线材的制造方法。
作为供热轧(线材轧制)的材料，可使用采用通常的制造条件(例如铸造条件、均热条件)而得到的钢坯。例如，对铸造具有上述的化学组成的钢而得到的铸造坯，实施在1100～1200℃的温度区域保持10～20小时的期间的均热处理(用于减轻在铸造等中发生的偏析的热处理)。通过初轧由均热后的铸造坯制造适合于线材轧制的大小的钢坯(通常被称为钢坯的线材轧制前的钢坯)。再者，若预先对铸造坯实施上述的均热处理，则有利于如上述那样稳定地控制线材的组织。
其后，将钢坯加热到900～1300℃后，一边控制轧制温度一边轧制。在该轧制中，从700℃以上850℃以下的温度区域开始精轧。在该情况下，由于由轧制引起的温度上升，结束精轧的温度一般达到了800～1000℃的温度区域。再者，轧制线材的温度采用辐射温度计测定，严格地讲，意指钢材的表面温度。以从刚精轧后的温度、即刚热轧后的温度到700℃的温度区域中的平均冷却速度为5～20℃/s的范围内的方式冷却热轧线材。其后，以从700℃到650℃的温度区域中的平均冷却速度为0.1～1℃/s的方式冷却热轧线材，并调整冷却速度以使得珠光体相变的温度区域为650℃～700℃的范围。再者，冷却速度的切换温度不特别限制，只要能维持上述温度区域中的平均冷却速度，就可以在700℃附近切换冷却速度，也可以在热轧后直到650℃为止连续地(顺滑地)变更冷却速度。另外，在冷却时也进行卷取，卷取温度为700℃以上。
从850℃以下的温度区域开始精轧是为了将奥氏体粒微细化，使相变时的珠光体的成核位点增加，将珠光体块的大小微细化。若从超过850℃的温度区域开始精轧，则珠光体块没有充分地微细化。因而，精轧是从850℃以下的温度区域开始进行。为了使珠光体块进一步微细化，更优选在800℃以下的温度下开始精轧。另一方面，若从低于700℃的温度区域开始精轧，则除了轧制时的设备负荷增加之外，线材的表层区域被过度地冷却，有可能在表层区域中生成裂纹、异常组织从而拉丝加工性、卷成形性降低。因而，从700℃以上的温度区域开始精轧。为了更稳定地控制线材的表层区域的组织，更优选在750℃以上的温度下开始精轧。
当700℃以上的温度区域中的平均冷却速度为5℃/s以上时，能够抑制初析渗碳体的析出和球状渗碳体的生成，而且能够抑制通过精轧而微细化了的奥氏体粒由于精轧时的加工发热(温度上升)而生长。若奥氏体粒粗大化，则除了珠光体块粗大化之外，硬度的离散程度也增加。因而，为了充分地减少表层区域中的初析渗碳体的量，更稳定地得到微细的珠光体块和C截面中的均匀的硬度，需要700℃以上的温度区域中的平均冷却速度为5℃/s以上。另一方面，当700℃以上的温度区域中的平均冷却速度超过20℃/s时，除了设备成本增加从而制造成本增加之外，表层区域的硬度增加，卷成形性降低。因而，需要该平均冷却速度的上限为20℃/s。为了使表层区域的硬度进一步降低，优选平均冷却速度为15℃/s以下。再者，若在低于700℃的温度下将线材卷取成环状，则线材表面产生瑕疵的可能性增加，因此在700℃以上的温度下卷取线材。
若以5～20℃/s的平均冷却速度将热轧线材冷却到700℃后，将热轧线材冷却到700℃以下的温度区域，则奥氏体向珠光体相变。因而，在700℃以下的温度区域中的平均冷却速度是控制珠光体相变温度的因子。当平均冷却速度超过1.0℃/s时，珠光体相变温度降低到低于650℃，表层区域的硬度增加，表层区域与中心部的硬度的差增加，因此会导致拉丝加工性的降低、拉丝加工后的卷成形性的降低。因而，需要650℃～700℃的温度区域中的平均冷却速度为1.0℃/s以下。为了使拉丝加工性和卷成形性进一步提高，优选平均冷却速度为0.8℃/s以下。再者，将冷却速度的控制设为直到650℃为止是因为，如果卷取温度为700℃以上且平均冷却速度为1.0℃/s以下，则向珠光体的相变完成了。另一方面，如果平均冷却速度过度小，则初析渗碳体在原始奥氏体晶界上呈网络状地大量析出，拉丝加工性降低。因而，为了将内部区域的初析渗碳体的面积率(析出量)抑制为5％以下，需要平均冷却速度的下限为0.1℃/s以上。为了进一步减少内部区域的初析渗碳体的量，优选平均冷却速度为0.3℃/s以上。
通过对具有在本实施方式中规定的化学组成的原料应用上述的制造方法，在热轧后不对热轧线材进行球化退火，就能够制造本发明涉及的轴承用钢线材。在热轧后也可以对热轧线材进行韧化(patenting)热处理。
如上述那样，在本实施方式中的线材的制造方法中，铸造下述钢来得到铸坯，所述钢以质量％计含有C：0.95～1.10％、Si：0.10～0.70％、Mn：0.20～1.20％、Cr：0.90～1.60％，作为选择元素来含有Mo：0.25％以下、B：25ppm以下，余量包含Fe和不可避免的杂质。将该铸坯初轧而得到钢坯。将该钢坯加热到900～1300℃，对钢坯进行从700～850℃的温度区域开始精轧的热轧，得到热轧线材。以从热轧的结束温度到700℃的温度区域的平均冷却速度为5～20℃/s、650～700℃的温度区域的平均冷却速度为0.1～1℃/s、卷取结束温度为700～820℃的方式，对热轧线材进行卷取和冷却。
实施例
以下，列举本发明涉及的拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材的实施例，来具体地说明本发明的例子。但是，本发明并不被下述实施例限定，也能够在可适于本发明的目的的范围内适当地对实施例加以变更来实施。这样的变更例也包含在本发明的技术范围内。
在表1和表2中示出线材中的化学成分的量、线材的组织、拉丝加工性、和拉丝后的卷成形性。
在本实施例中，通过热轧和其后的冷却，从具有表1所示的化学成分的钢准备了被控制成珠光体组织的样品。
本实施例涉及的线材的基本制法如下，在一部分的钢线材中，变更了该基本制法的条件的一部分或全部。在加热炉中将钢坯加热到1000～1200℃之后，以在700～800℃的温度区域开始精轧的方式进行了热轧。然后，以从热轧结束时的温度到700℃的温度区域中的平均冷却速度为5～20℃/s、650～700℃的温度区域中的平均冷却速度为0.1～1℃/s、珠光体相变温度为650～700℃的方式，阶段性地控制了冷却条件。再者，线材的线径为Ф3.6mm～5.5mm。
在No.15～21的线材中，如后述那样部分变更了上述基本的制法的条件。另外，在No.22的线材中，不是使用上述基本的制法，而是使用了以下的制法。即，控制热轧条件，从钢坯得到了奥氏体晶粒度为9.5、线径为3.0mm的热轧线材。然后，将所得到的热轧线材以9℃/秒的恒定速度冷却到650℃，以1.0℃/秒的恒定速度从650℃冷却到400℃，以使得珠光体的层片间隔为0.08μm。
首先，评价表层区域(从线材的表面起算深度0.1×r(mm)(r：钢线材的半径)以内的区域)和内部区域(表层区域以外的区域)中的初析渗碳体的面积率以及珠光体的面积率，然后，评价了内部区域中的珠光体块的最大直径。
将所得到的线材埋入树脂中，以使得线材的C截面成为表面的方式进行了粗研磨。将该表面用氧化铝进行精研磨后，用3％硝酸乙醇溶液或苦味醇液进行了腐蚀。然后，通过使用了SEM的观察，来鉴定相和组织，通过使用了SEM的摄像，来测定了初析渗碳体和珠光体的面积率。
初析渗碳体和珠光体的面积率如以下那样测定。针对表层区域和内部区域，分别以倍率2000倍拍摄了10个区域(每个区域的测定总视场：0.02mm2)。通过图像解析所得到的图像，抽取初析渗碳体的区域和珠光体的区域，根据这些区域的面积计算初析渗碳体和珠光体的面积率，得到了表层区域和内部区域的初析渗碳体以及珠光体的面积率。
珠光体块的最大直径是使用背散射衍射装置(EBSD)测定的。将所得到的线材埋入树脂中，以线材的C截面成为表面的方式进行了粗研磨。将该表面使用氧化铝和胶体二氧化硅依次精研磨来除去应变后，使用EBSD针对研磨面中的珠光体块以1个区域50000μm2测定了4个区域(总观察视场面积：200000μm2)。在观察视场内将取向差为9°以上的边界视为珠光体块的晶界，来测定了珠光体块直径。将所得到的珠光体块直径之中的最大的珠光体块(粒)的直径确定为最大直径。
表层区域的硬度如以下那样测定。从所得到的线材取3圈，进而从各圈中以八等分间隔(按等间隔)制取了10mm的8个试样。从其24个试样中选择了4个任意的试样。将选择出的试样埋入树脂中，以线材的C截面成为表面的方式进行了粗研磨。进而，采用氧化铝进行精研磨，从研磨面除去应变后，从1个试样的C截面的表层区域内以成为相互等间隔(90°间隔)的方式选择4点的区域，测定了该4点的区域的硬度。进而，对剩余的3个试样也进行该测定，测定每个线材共计16点的区域的硬度，将这16点的区域的硬度进行平均，得到了线材的表层区域的硬度。再者，在表层区域的硬度的测定中，控制了维氏硬度计的载荷、测定区域，以使得测定区域距线材表面的距离为压痕尺寸的3倍。
进而，采用与上述表层区域的硬度的测定方法同样的测定方法评价了表层区域与中心部的硬度的差。在与评价了表层区域的硬度的C截面相同的C截面内，从中心部(从中心起算0.5×r(mm)以内的区域)选择3点的区域，测定了这些区域的硬度。将所得到的12点的硬度进行平均，计算出中心部的硬度。从上述的表层区域的硬度减去该中心部的硬度而得到了表层区域与中心部的硬度的差。
接着，对拉丝加工性的评价试验进行叙述。对线材不实施球化退火，为了除去氧化皮(scale)而酸洗所得到的线材，为了形成润滑被膜，将线材进行磷化处理(bonderizing)，并对线材涂布了石灰被膜。其后，进行了线材的拉丝加工性的评价试验。在该试验中，取25m的线材，采用干式的单头式拉丝机，以每道次的断面收缩率为20％、拉丝速度为50m/min的方式将线材进行拉丝，反复进行该拉丝直到线材断线为止。根据断线时的拉丝材料的线径计算出真应变(－2×Ln(d/d0)，d：拉丝材料的线径，d0：钢线材的线径)。测定5次该真应变，将5次的真应变的平均值定义为发生断线的应变(拉丝加工界限应变)。
接着，对卷成形性的评价试验进行叙述。该试验是对在上述的拉丝评价试验中得到了1.8以上的拉丝加工界限应变的线材进行的。采取300kg的线材，不实施球化退火，为了除去氧化皮而酸洗线材，为了形成润滑被膜而将线材磷化处理，对线材涂布了石灰被膜。其后，采用干式的储线式连续拉丝机，以每道次的断面收缩率为17～23％、总断面收缩率为70％以上、最终拉丝速度为150～300m/min的方式将线材拉丝，连续地将所得到的拉丝材料成形为卷状。此时，检查线材的断裂，利用每300kg的断裂次数来评价了卷成形性。再者，卷直径为600mm。
表1
表2
表2示出结果。对脱离本发明的范围的项目标记了下划线。在表2中的组织的列中，P表示珠光体，θ表示初析渗碳体，M表示马氏体。除了该列中记载的组织以外，观察到铁素体、球状渗碳体、贝氏体。在表2中，最大粒径表示珠光体块的最大粒径，粗大粒面积率表示显微组织中的当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率。另外，关于卷成形性，表2中的数字表示断裂次数，符号－表示没有进行评价试验。
No.1～9的线材全部为发明例，即使对线材施加2.8以上的真应变，也不会断线，具有优异的拉丝加工性。另外，No.1～9的线材，即使以70％以上的总断面收缩率进行拉丝也都不会断裂，并具有能加工成卷形状的优异的成形性。
No.10～14的线材全部为比较例，其化学组成与本发明涉及的线材的化学组成的范围不同。No.10的线材，由于C的量多，因此在表层区域和其他的区域中，初析渗碳体过量地析出，拉丝加工性和卷成形性降低。No.11的线材，由于Si的量多，因此表层区域的硬度过度地变大，卷成形性降低。No.12～14的线材，由于Mn、Cr、Mo中的某个的量多，因此线材含有马氏体，拉丝加工性降低。
No.15～21的线材也全部为比较例，虽具有本发明涉及的线材的化学组成，但在组织方面与本发明涉及的线材不同。No.15、19的线材，精轧结束后直到700℃为止的平均冷却速度小于5℃/s，因此在表层区域中初析渗碳体过量地析出，卷成形性降低。No.16的线材，在650～700℃的温度区域中以超过1.0℃/s的平均冷却速度快速地冷却了线材，其结果是相变温度降低到低于650℃，因此表层区域的硬度过度地变大，卷成形性降低。No.17的线材，在超过850℃的温度下开始了精轧，因此珠光体块粒径变大，拉丝加工性降低。在该No.17的线材中，当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率超过0.62％。No.18的线材，在小于700℃的温度下开始了精轧，因此在表层区域中，准珠光体和珠光体中的渗碳体球化，通过球状渗碳体的生成，珠光体的面积率变少，卷成形性降低。No.20的线材，虽然精轧结束后快速地冷却了线材直到700℃为止，但是由于650～700℃的温度区域中的平均冷却速度小于0.1℃/s，因此在表层区域以外的区域中，初析渗碳体过量地析出，珠光体面积率降低，因此拉丝加工性降低。No.21的线材，650～700℃的温度区域中的平均冷却速度(恒定速度)超过1.0℃/s，因此表层区域与中心部的硬度的差增大到HV20以上，卷成形性降低。No.22的线材，初析渗碳体的量为0％，具有层片间隔为0.08μm的珠光体单相组织。但是，在该No.22的线材中，表层区域的硬度过度地变大，卷成形性降低。
产业上的可利用性
能够提供即使省略拉丝加工前的球化退火也具有优异的拉丝加工性和拉丝后的卷成形性的轴承用钢线材。
附图标记说明
1：原始奥氏体晶界
1a：珠光体组织
2：初析渗碳体
3：珠光体块
4：珠光体团
10：表层区域
11：内部区域
12：中心部
100：钢线材的表面
101：中心线(中心、中心轴)

Claims (3)

1.一种钢线材，其特征在于，
以质量％计，仅含有
C：0.95～1.10％、
Si：0.10～0.70％、
Mn：0.20～1.20％、
Cr：0.90～1.60％、
Mo：0～0.25％、
B：0～25ppm、
P：0～0.020％、
S：0～0.020％、
O：0～0.0010％、
N：0～0.030％、
Al：0.010～0.100％、
余量的Fe以及杂质，
与长度方向垂直的截面中的、距表面的距离为当量圆直径的半值的0.1倍的线与所述表面之间的区域即表层区域，具有由珠光体、初析渗碳体和其余组织构成的显微组织，在所述表层区域中，维氏硬度为HV300～420，所述珠光体的面积率为80％以上，所述初析渗碳体的面积率为2.0％以下，所述其余组织为选自铁素体、球状渗碳体、贝氏体之中的一种以上，
与所述长度方向垂直的截面中的、由距所述表面的距离为所述当量圆直径的半值的0.1倍的线包围的包括中心的区域即内部区域，具有由珠光体、初析渗碳体和其余组织构成的显微组织，在所述内部区域中，所述珠光体的面积率为90％以上，所述初析渗碳体的面积率为5.0％以下，所述其余组织为选自铁素体、球状渗碳体、贝氏体之中的一种以上，存在于所述珠光体中的珠光体块之中的当量圆直径超过40μm的珠光体块的面积率为0.62％以下，
与所述长度方向垂直的截面中的、由距所述中心的距离为所述当量圆直径的半值的0.5倍的线包围的包含所述中心的区域即中心部的维氏硬度与所述表层区域的维氏硬度的差为HV20.0以下。
2.根据权利要求1所述的钢线材，其特征在于，
还含有选自Mo：0.05～0.25％、B：1～25ppm之中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的钢线材，其特征在于，
线径为直径3.5mm～5.5mm。
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