JP2003253362A - 非磁性高耐食軸受材及びその製造方法 - Google Patents
非磁性高耐食軸受材及びその製造方法Info
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- JP2003253362A JP2003253362A JP2002050524A JP2002050524A JP2003253362A JP 2003253362 A JP2003253362 A JP 2003253362A JP 2002050524 A JP2002050524 A JP 2002050524A JP 2002050524 A JP2002050524 A JP 2002050524A JP 2003253362 A JP2003253362 A JP 2003253362A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】従来非磁性の軸受材として用いられているJIS
SUS630等の析出硬化型ステンレス鋼やBe-Cu合金に比べ
て、硬さが硬く、転動疲労寿命特性が良好で、耐食性に
おいても優れた非磁性の軸受材及びその製造方法を提供
する。 【解決手段】重量％でC ：0.1％以下，Si：2.0％以下，
Mn：2.0％以下，Cr：30〜45％，Al：1.5〜5％を含有
し、残部が不可避的不純物及びNiの合金組成を有し、
γ’相及びα相の複合析出強化型合金を1000℃以上且つ
α相の固溶化温度未満で1分〜2時間保持し冷却した後、
500〜800℃で1分〜100時間の時効処理を施すことにより
硬さが600Hv以上，透磁率（μ−１）が1.00×10−２以
下の軸受材を提供できる。
SUS630等の析出硬化型ステンレス鋼やBe-Cu合金に比べ
て、硬さが硬く、転動疲労寿命特性が良好で、耐食性に
おいても優れた非磁性の軸受材及びその製造方法を提供
する。 【解決手段】重量％でC ：0.1％以下，Si：2.0％以下，
Mn：2.0％以下，Cr：30〜45％，Al：1.5〜5％を含有
し、残部が不可避的不純物及びNiの合金組成を有し、
γ’相及びα相の複合析出強化型合金を1000℃以上且つ
α相の固溶化温度未満で1分〜2時間保持し冷却した後、
500〜800℃で1分〜100時間の時効処理を施すことにより
硬さが600Hv以上，透磁率（μ−１）が1.00×10−２以
下の軸受材を提供できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は軸受材、特に非磁
性で高耐食性の軸受材及びその製造方法に関する。
性で高耐食性の軸受材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来よ
り、軸受材としてJIS SUJ2等が広く用いられているが、
このものは磁性を有しているとともに耐食性の点でも不
十分であり、従って例えば音響・映像機器用のモータ，
光磁気ディスク用モータ，光学機器等の軸受材等の非磁
性且つ高耐食性の求められる軸受材としては用い得ない
ものであった。
り、軸受材としてJIS SUJ2等が広く用いられているが、
このものは磁性を有しているとともに耐食性の点でも不
十分であり、従って例えば音響・映像機器用のモータ，
光磁気ディスク用モータ，光学機器等の軸受材等の非磁
性且つ高耐食性の求められる軸受材としては用い得ない
ものであった。
【０００３】従来、高強度と高耐食性を要求される非磁
性軸受材として、JIS SUS630等の析出硬化型ステンレス
鋼やBe-Cu合金が用いられて来た。しかしながらこれら
の合金は硬度が低い上、転動疲労寿命特性が良好でない
問題がある。一方マルテンサイト系ステンレス鋼は、軸
受材の特性としての充分な硬さと転動疲労寿命特性を有
しているものの、このものは磁性を有しており、また耐
食性も悪い問題がある。
性軸受材として、JIS SUS630等の析出硬化型ステンレス
鋼やBe-Cu合金が用いられて来た。しかしながらこれら
の合金は硬度が低い上、転動疲労寿命特性が良好でない
問題がある。一方マルテンサイト系ステンレス鋼は、軸
受材の特性としての充分な硬さと転動疲労寿命特性を有
しているものの、このものは磁性を有しており、また耐
食性も悪い問題がある。
【０００４】ここにおいて本発明は非磁性且つ高耐食性
であり、また析出硬化型ステンレス鋼及びBe-Cu合金よ
りも転動疲労寿命特性に優れた軸受材及びその製造方法
を提供することを目的とする。
であり、また析出硬化型ステンレス鋼及びBe-Cu合金よ
りも転動疲労寿命特性に優れた軸受材及びその製造方法
を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
の請求項１の軸受材は、重量％で、C ：0.1％以下，S
i：2.0％以下，Mn：2.0％以下，Cr：30〜45％，Al：1.5
〜5％，残部が不可避的不純物及びNiから成り、硬さが6
00Hv以上，透磁率（μ−１）が1.00×10−２以下である
ことを特徴とする。
の請求項１の軸受材は、重量％で、C ：0.1％以下，S
i：2.0％以下，Mn：2.0％以下，Cr：30〜45％，Al：1.5
〜5％，残部が不可避的不純物及びNiから成り、硬さが6
00Hv以上，透磁率（μ−１）が1.00×10−２以下である
ことを特徴とする。
【０００６】請求項２のものは、請求項１の合金成分に
加えてTi，Zr，Hf，Nb，Ta及びVの１種又は２種以上を
合計で3.0％以下含有させてあることを特徴とする。
加えてTi，Zr，Hf，Nb，Ta及びVの１種又は２種以上を
合計で3.0％以下含有させてあることを特徴とする。
【０００７】請求項３のものは、請求項１，２の何れか
において、前記合金に加えてCo：10％以下，Mo：10％以
下及び／又はW：10％以下（但しMo＋0.5W：10％以下）
の１種又は２種以上を含有させてあることを特徴とす
る。
において、前記合金に加えてCo：10％以下，Mo：10％以
下及び／又はW：10％以下（但しMo＋0.5W：10％以下）
の１種又は２種以上を含有させてあることを特徴とす
る。
【０００８】請求項４のものは、請求項１〜３の何れか
において、前記合金成分に加えてB：0.015％以下，S：
1.0％以下，Cu：5％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％
以下及びREM：0.1％以下の１種又は２種以上を含有させ
てあることを特徴とする。
において、前記合金成分に加えてB：0.015％以下，S：
1.0％以下，Cu：5％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％
以下及びREM：0.1％以下の１種又は２種以上を含有させ
てあることを特徴とする。
【０００９】請求項５は請求項１〜４の何れかに記載の
非磁性高耐食軸受材の製造方法に関するもので、1000℃
以上且つα相の固溶化温度未満で1分〜2時間保持し冷却
した後、部品形状に成形後、500〜800℃で1分〜100時間
の時効処理を施すことを特徴とする。
非磁性高耐食軸受材の製造方法に関するもので、1000℃
以上且つα相の固溶化温度未満で1分〜2時間保持し冷却
した後、部品形状に成形後、500〜800℃で1分〜100時間
の時効処理を施すことを特徴とする。
【００１０】
【作用】以上のように本発明はNi-Cr-Alの３元系合金で
あって、γ’相及びα相の複合析出強化型合金を、所定
条件で固溶化熱処理を施した後冷却し、その後所定条件
の時効処理を施して軸受材とするもので、本発明によれ
ばマルテンサイト系ステンレス鋼であるJIS SUS440と同
等レベルの硬さ600Hv以上、転動疲労寿命特性、更に優
れた耐食性及び非磁性の軸受材を得ることができる。か
かる軸受材は音響・映像機器用のモータ，光磁気ディス
ク用モータ，光学機器等の軸受材として好適に用いるこ
とができる。本発明においては、上記時効処理を施すに
先立って即ち時効処理によって硬化する前の段階で、予
め材料を所定の部品形状に成形しておくことが望まし
い。
あって、γ’相及びα相の複合析出強化型合金を、所定
条件で固溶化熱処理を施した後冷却し、その後所定条件
の時効処理を施して軸受材とするもので、本発明によれ
ばマルテンサイト系ステンレス鋼であるJIS SUS440と同
等レベルの硬さ600Hv以上、転動疲労寿命特性、更に優
れた耐食性及び非磁性の軸受材を得ることができる。か
かる軸受材は音響・映像機器用のモータ，光磁気ディス
ク用モータ，光学機器等の軸受材として好適に用いるこ
とができる。本発明においては、上記時効処理を施すに
先立って即ち時効処理によって硬化する前の段階で、予
め材料を所定の部品形状に成形しておくことが望まし
い。
【００１１】本発明においては、上記の合金成分に加え
てTi，Zr，Hf，Nb，Ta及びVの１種又は２種以上を合計
で3.0％以下含有させておくことができる。更にまた必
要に応じCo：10％以下，Mo：10％以下及び／又はW：10
％以下（但しMo＋0.5W：10％以下）の１種又は２種以上
を含有させておくことができる。
てTi，Zr，Hf，Nb，Ta及びVの１種又は２種以上を合計
で3.0％以下含有させておくことができる。更にまた必
要に応じCo：10％以下，Mo：10％以下及び／又はW：10
％以下（但しMo＋0.5W：10％以下）の１種又は２種以上
を含有させておくことができる。
【００１２】或いはまた、必要に応じB：0.015％以下，
S：1.0％以下，Cu：5％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.0
1％以下及びREM：0.1％以下の１種又は２種以上を含有
させておくことができる。
S：1.0％以下，Cu：5％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.0
1％以下及びREM：0.1％以下の１種又は２種以上を含有
させておくことができる。
【００１３】次に本発明における各化学成分及び熱処理
条件の限定理由を以下に詳述する。
条件の限定理由を以下に詳述する。
【００１４】C:0.1％以下
CはTi，Zr，Hf，Nb，Ta，V等と結合して炭化物を形成す
ることにより、固溶化熱処理時の結晶粒の粗大化を防止
すると共に、粒界の強化に寄与する。またTi及びSと同
時に添加することで被削性向上の効果が期待できる。但
し0.1％を超える添加は炭化物の過剰な生成を引き起こ
し、耐食性の劣化，靭性の低下を招く。好ましい含有量
の上限値は0.08％である。
ることにより、固溶化熱処理時の結晶粒の粗大化を防止
すると共に、粒界の強化に寄与する。またTi及びSと同
時に添加することで被削性向上の効果が期待できる。但
し0.1％を超える添加は炭化物の過剰な生成を引き起こ
し、耐食性の劣化，靭性の低下を招く。好ましい含有量
の上限値は0.08％である。
【００１５】Si：2.0％以下
Siは主に溶解精錬時の脱酸剤として作用する元素である
が、多量の添加は靭性の劣化及び加工性劣化の原因とな
る。そのため上限値を2.0％とする。望ましくは1.0％以
下である。
が、多量の添加は靭性の劣化及び加工性劣化の原因とな
る。そのため上限値を2.0％とする。望ましくは1.0％以
下である。
【００１６】Mn：2.0％以下
MnはSi同様脱酸剤として作用する元素であるが、多量に
添加するとやはり強度及び靭性の低下を引き起こす。従
って上限を2.0％とする。望ましくは1.0％以下である。
添加するとやはり強度及び靭性の低下を引き起こす。従
って上限を2.0％とする。望ましくは1.0％以下である。
【００１７】Cr：30〜45％
Crはα相を形成する主要な元素であり、α相がγ’相と
複合析出することで高強度が得られる。またCrは合金の
耐食性の向上にも寄与する。但し添加量が30％未満では
これらの効果が小さく、一方45％超では加工性が劣化す
る。より好適な範囲は32〜42％である。
複合析出することで高強度が得られる。またCrは合金の
耐食性の向上にも寄与する。但し添加量が30％未満では
これらの効果が小さく、一方45％超では加工性が劣化す
る。より好適な範囲は32〜42％である。
【００１８】Al：1.5〜5％
Alはγ’相を形成する重要な元素であり、更に耐高温腐
食性の向上にも役立つ。これらの効果は添加量が1.5％
以下では小さく、また5.0％超の添加は加工性を下げ
る。好ましい範囲は2.0〜4.5％である。
食性の向上にも役立つ。これらの効果は添加量が1.5％
以下では小さく、また5.0％超の添加は加工性を下げ
る。好ましい範囲は2.0〜4.5％である。
【００１９】Ti，Zr，Hf，Nb，Ta，Vの１種又は２種以
上：合計で3.0％以下 Ti，Zr，HfはAlとともにNiと結合して高温強度を向上さ
せるのに有効なγ’相を形成する元素であり、Alと置換
してγ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度を更に高め
る作用がある。また、TiはC，Sと介在物を形成し、被削
性を向上させる。しかし3％を超える過剰な添加は加工
性の低下及びη相（Ni３Ti）が析出し易くなり高温強
度，靭性を劣化させる。これらの元素のうちで高強度化
に最も寄与が大きいものはTiであり、その最適な添加量
は2％以下（望ましくは１％以下）である。またZr及びH
fは粒界に偏析して粒界を強化する効果もある。Zr及びH
fの添加量は0.1％以下のところに最適範囲がある。
上：合計で3.0％以下 Ti，Zr，HfはAlとともにNiと結合して高温強度を向上さ
せるのに有効なγ’相を形成する元素であり、Alと置換
してγ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度を更に高め
る作用がある。また、TiはC，Sと介在物を形成し、被削
性を向上させる。しかし3％を超える過剰な添加は加工
性の低下及びη相（Ni３Ti）が析出し易くなり高温強
度，靭性を劣化させる。これらの元素のうちで高強度化
に最も寄与が大きいものはTiであり、その最適な添加量
は2％以下（望ましくは１％以下）である。またZr及びH
fは粒界に偏析して粒界を強化する効果もある。Zr及びH
fの添加量は0.1％以下のところに最適範囲がある。
【００２０】Nb，Taもまたγ’相形成元素であり、γ’
相の強度をより一層高める効果がある。しかし過剰添加
は加工性を劣化させるだけでなく、ラーベス相（Fe２(N
b，Ta)）の析出に起因した、高温強度と靭性の低下の原
因となる。これらの元素のうちで高強度化に最も寄与が
大きいものはNb及びTaであり、その最適な添加量は2％
以下である。一方Vの最適な添加範囲は0.5％以下であ
る。
相の強度をより一層高める効果がある。しかし過剰添加
は加工性を劣化させるだけでなく、ラーベス相（Fe２(N
b，Ta)）の析出に起因した、高温強度と靭性の低下の原
因となる。これらの元素のうちで高強度化に最も寄与が
大きいものはNb及びTaであり、その最適な添加量は2％
以下である。一方Vの最適な添加範囲は0.5％以下であ
る。
【００２１】Co：10％以下，Mo：10％以下，W：10％以
下（但しMo＋0.5W：10％以下） Coは固溶強化により合金の強度を高めるだけでなく、
γ’相の析出量を増大させる。但しCoは高価な材料であ
るから、多量の添加は得策と言えず、現実的な上限は10
％である。Mo及びWもまた固溶強化により合金の強度を
高める。またMoには耐食性を向上させる働きもある。但
しMo＋0.5Wが10％を超えると加工性や耐高温腐食性を損
なう。またMoもWも高価な材料であるから、10％超の多
量の添加は合金のコストを高めて不利である。
下（但しMo＋0.5W：10％以下） Coは固溶強化により合金の強度を高めるだけでなく、
γ’相の析出量を増大させる。但しCoは高価な材料であ
るから、多量の添加は得策と言えず、現実的な上限は10
％である。Mo及びWもまた固溶強化により合金の強度を
高める。またMoには耐食性を向上させる働きもある。但
しMo＋0.5Wが10％を超えると加工性や耐高温腐食性を損
なう。またMoもWも高価な材料であるから、10％超の多
量の添加は合金のコストを高めて不利である。
【００２２】B：0.015％以下，S：1.0％以下，Cu：5％
以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％以下，REM：0.1％以
下の１種又は２種以上 Bは熱間加工性の改善に寄与すると共に、η相の生成を
抑制して高温強度及び靭性の低下を防止し、更に高温ク
リープ強度を高めるのに有効である。但し過剰添加は母
材の融点を下げて熱間加工性を阻害する。従って上限は
0.015％とした。
以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％以下，REM：0.1％以
下の１種又は２種以上 Bは熱間加工性の改善に寄与すると共に、η相の生成を
抑制して高温強度及び靭性の低下を防止し、更に高温ク
リープ強度を高めるのに有効である。但し過剰添加は母
材の融点を下げて熱間加工性を阻害する。従って上限は
0.015％とした。
【００２３】Sは被削性を向上させる。しかし粒界に偏
析して強度低下の原因となるので多量添加は好ましくな
い。従って上限は1.0％とした。Cuは冷間加工性を改善
するだけでなく、耐硫酸腐食性を向上させる効果を有す
る。但し多量の添加は熱間加工性を劣化させるため5％
以内の添加が好ましい。
析して強度低下の原因となるので多量添加は好ましくな
い。従って上限は1.0％とした。Cuは冷間加工性を改善
するだけでなく、耐硫酸腐食性を向上させる効果を有す
る。但し多量の添加は熱間加工性を劣化させるため5％
以内の添加が好ましい。
【００２４】Mg及びCaは脱酸，脱硫作用を有する元素で
あり、鋼の清浄度を高め、また粒界に偏析して強化す
る。しかし多量添加は熱間加工性を低下させる。従って
各元素の上限はMg：0.01％，Ca：0.01％とした。
あり、鋼の清浄度を高め、また粒界に偏析して強化す
る。しかし多量添加は熱間加工性を低下させる。従って
各元素の上限はMg：0.01％，Ca：0.01％とした。
【００２５】REMは酸化スケールの剥離を抑制し、耐酸
化性を向上させるが多量に添加すると熱間加工性が低下
する。従って添加量の上限を0.1％とした。
化性を向上させるが多量に添加すると熱間加工性が低下
する。従って添加量の上限を0.1％とした。
【００２６】Fe：5％以下
不純物として混入する可能性が最も高い元素はFeであ
る。Feは合金の強度，高温及び常温の耐食性を劣化させ
るため、原料を吟味するなどしてなるべく混入量を低く
抑える必要がある。許容できる上限は5％であるが、で
きれば3％以下にするのが望ましい。
る。Feは合金の強度，高温及び常温の耐食性を劣化させ
るため、原料を吟味するなどしてなるべく混入量を低く
抑える必要がある。許容できる上限は5％であるが、で
きれば3％以下にするのが望ましい。
【００２７】固溶化熱処理条件：1000℃以上且つα相の
固溶化温度未満で１分〜2時間保持して冷却この場合に
おいて結晶粒が粒度番号３以上に維持される温度で固溶
化熱処理を行うことが望ましく、また冷却に際しては水
若しくは油を用いた急冷を行うことが望ましい。ここで
固溶化熱処理温度は、γ’相が全て生地中に固溶する温
度以上の温度で行う。従って下限温度は1000℃とした。
但し温度が高過ぎると結晶粒が粗大化し、硬さ及び転動
疲労特性等の特性に悪影響を及ぼす。そこで軸受材とし
て充分な特性を得るため粒度番号３以上を維持する温度
での処理が望ましい。
固溶化温度未満で１分〜2時間保持して冷却この場合に
おいて結晶粒が粒度番号３以上に維持される温度で固溶
化熱処理を行うことが望ましく、また冷却に際しては水
若しくは油を用いた急冷を行うことが望ましい。ここで
固溶化熱処理温度は、γ’相が全て生地中に固溶する温
度以上の温度で行う。従って下限温度は1000℃とした。
但し温度が高過ぎると結晶粒が粗大化し、硬さ及び転動
疲労特性等の特性に悪影響を及ぼす。そこで軸受材とし
て充分な特性を得るため粒度番号３以上を維持する温度
での処理が望ましい。
【００２８】この固溶化処理の際には、全てのγ’相が
生地中に固溶できるだけの充分な時間が必要である。従
って下限を1分とした。一方長時間に亘る固溶化熱処理
は、αCr相の粗大化の原因となる。従って長くとも2時
間以内にとどめることが必要である。冷却速度は、生地
中に固溶したγ’相を冷却中に析出させないためにも速
くする必要がある。従って冷却には水若しくは油を用い
た急冷が望ましい。
生地中に固溶できるだけの充分な時間が必要である。従
って下限を1分とした。一方長時間に亘る固溶化熱処理
は、αCr相の粗大化の原因となる。従って長くとも2時
間以内にとどめることが必要である。冷却速度は、生地
中に固溶したγ’相を冷却中に析出させないためにも速
くする必要がある。従って冷却には水若しくは油を用い
た急冷が望ましい。
【００２９】時効熱処理条件：500〜800℃で1分〜100時
間 時効熱処理はγ’相を析出させる熱処理であるから、時
効熱処理温度はγ’相が析出し得る500℃以上が必要で
ある。但し高温での時効処理はαCr相の粗大化の原因と
なる。従って上限温度を800℃とした。本合金では非常
に早くγ’相が析出するが、1分以上の時間は必要であ
る。但し過度の時効もまたαCr相の粗大化の原因とな
る。従って100時間以内、好ましくは50時間以内で時効
処理を行いたい。
間 時効熱処理はγ’相を析出させる熱処理であるから、時
効熱処理温度はγ’相が析出し得る500℃以上が必要で
ある。但し高温での時効処理はαCr相の粗大化の原因と
なる。従って上限温度を800℃とした。本合金では非常
に早くγ’相が析出するが、1分以上の時間は必要であ
る。但し過度の時効もまたαCr相の粗大化の原因とな
る。従って100時間以内、好ましくは50時間以内で時効
処理を行いたい。
【００３０】
【実施例】表１に示す化学組成の合金Ａ（α相の固溶化
温度は1185℃）150kg（インゴット）を溶製し、均質化
熱処理を施したのち80mm丸棒材に熱間鍛造した。そして
これを表２に示す各種条件で固溶化熱処理及び時効処理
し、硬さ測定を行った。尚、固溶化熱処理後の冷却は水
冷とし、また時効処理後の冷却は空冷とした。その結果
が表２に併せて示してある。
温度は1185℃）150kg（インゴット）を溶製し、均質化
熱処理を施したのち80mm丸棒材に熱間鍛造した。そして
これを表２に示す各種条件で固溶化熱処理及び時効処理
し、硬さ測定を行った。尚、固溶化熱処理後の冷却は水
冷とし、また時効処理後の冷却は空冷とした。その結果
が表２に併せて示してある。
【００３１】一方表１に示す化学組成の合金Ｂ〜Ｎにつ
いて、合金Ａと同様に150kg（インゴット）を溶製した
のち、均質化熱処理，80mm丸棒材への熱間鍛造を行い、
そして表２の１の熱処理条件の下に固溶化熱処理，時効
処理を行い、硬さ，透磁率，孔食電位，転動疲労寿命の
各測定を行った。
いて、合金Ａと同様に150kg（インゴット）を溶製した
のち、均質化熱処理，80mm丸棒材への熱間鍛造を行い、
そして表２の１の熱処理条件の下に固溶化熱処理，時効
処理を行い、硬さ，透磁率，孔食電位，転動疲労寿命の
各測定を行った。
【００３２】また比較のためにSUS630相当合金（比較例
Ｏ），SUS316相当合金（比較例Ｐ），SUJ2相当合金（比
較例Ｑ）を溶製して上記と同寸法の丸棒材を得、それぞ
れについて硬さ，透磁率，孔食電位，転動疲労寿命の各
測定を行った。その結果が表３に併せて示してある。
Ｏ），SUS316相当合金（比較例Ｐ），SUJ2相当合金（比
較例Ｑ）を溶製して上記と同寸法の丸棒材を得、それぞ
れについて硬さ，透磁率，孔食電位，転動疲労寿命の各
測定を行った。その結果が表３に併せて示してある。
【００３３】尚比較例Ｏ，Ｐ，Ｑの各合金については以
下の条件で熱処理を行った。 比較例Ｏ（SUS630相当合金） 1050℃で30分保持後水冷し、更に600℃で４時間保持し
空冷した。比較例Ｐ（SUS316相当合金） 1050℃で30分保持後水冷した。比較例Ｑ（SUJ2相当合
金） 800℃で30分保持後油冷し、更に180℃で２時間保持し空
冷した。
下の条件で熱処理を行った。 比較例Ｏ（SUS630相当合金） 1050℃で30分保持後水冷し、更に600℃で４時間保持し
空冷した。比較例Ｐ（SUS316相当合金） 1050℃で30分保持後水冷した。比較例Ｑ（SUJ2相当合
金） 800℃で30分保持後油冷し、更に180℃で２時間保持し空
冷した。
【００３４】尚熱処理後の硬さ測定はビッカース硬度計
を用いJIS Z 2244に準拠して行った。また透磁率測定
は、熱処理後の各材料を５mm角に切り出し、振動試料型
磁力計を用い外部磁場100Ｏｅ，室温の条件の下で測定
した。
を用いJIS Z 2244に準拠して行った。また透磁率測定
は、熱処理後の各材料を５mm角に切り出し、振動試料型
磁力計を用い外部磁場100Ｏｅ，室温の条件の下で測定
した。
【００３５】一方孔食電位測定は、先ず800番まで研磨
した供試材を60℃の30％HNO３溶液中に１時間浸漬して
不動態化処理をしたのちに30℃，3.5％NaCl溶液中で20m
V／分で掃引し、100μA/cm２に達したときのmV vs SC
E（標準電極）で評価した。
した供試材を60℃の30％HNO３溶液中に１時間浸漬して
不動態化処理をしたのちに30℃，3.5％NaCl溶液中で20m
V／分で掃引し、100μA/cm２に達したときのmV vs SC
E（標準電極）で評価した。
【００３６】更に転動寿命試験は、スラスト転がり寿命
試験機を用いて以下の条件で行った。但し相手材は全て
SUJ2である。 面圧 ；4900MPa 回転数 ；1800rpm 温度 ；室温 潤滑油 ；68番タービン油
試験機を用いて以下の条件で行った。但し相手材は全て
SUJ2である。 面圧 ；4900MPa 回転数 ；1800rpm 温度 ；室温 潤滑油 ；68番タービン油
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】先ず表２から明らかなように、同じ化学組
成の合金であっても熱処理条件の如何によって最終的に
得られる硬さが大きく異なって来ること、また本発明に
従う熱処理条件の下で熱処理を行うことにより目標とす
る600Hv以上が達成可能であることが分る。また表３か
ら明らかなように、適切な熱処理を施したＡ〜Ｎの試験
片は非常に高い硬さを有しており、転動寿命も良好であ
った。また透磁率に関してもＡ〜Ｎは非常に低い値を有
している。耐食性に関しても本発明例のものは優れた性
質を示した。
成の合金であっても熱処理条件の如何によって最終的に
得られる硬さが大きく異なって来ること、また本発明に
従う熱処理条件の下で熱処理を行うことにより目標とす
る600Hv以上が達成可能であることが分る。また表３か
ら明らかなように、適切な熱処理を施したＡ〜Ｎの試験
片は非常に高い硬さを有しており、転動寿命も良好であ
った。また透磁率に関してもＡ〜Ｎは非常に低い値を有
している。耐食性に関しても本発明例のものは優れた性
質を示した。
【００４１】一方比較例のＯ、Ｑは非常に高い硬さを有
するものの、マトリックスがＢＣＣ構造であるため非常
に強い磁性を有している。また耐食性向上効果がある元
素の添加量が少ないため、耐食性も良くない。比較例の
ＰはマトリックスがＦＣＣ構造であるため磁性が低い。
またCr,Niの添加量が多いため耐食性は良好である。し
かし硬さに関しては非常に低いため、それに伴って転動
疲労寿命特性が悪い。
するものの、マトリックスがＢＣＣ構造であるため非常
に強い磁性を有している。また耐食性向上効果がある元
素の添加量が少ないため、耐食性も良くない。比較例の
ＰはマトリックスがＦＣＣ構造であるため磁性が低い。
またCr,Niの添加量が多いため耐食性は良好である。し
かし硬さに関しては非常に低いため、それに伴って転動
疲労寿命特性が悪い。
【００４２】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００４３】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、非磁性で
ありながらマルテンサイト系ステンレス鋼と同等レベル
の硬さ及び転動疲労寿命特性を有し且つ耐食性において
も優れた軸受材を提供することができる。かかる軸受材
は、従来析出硬化型ステンレス鋼或いはBe-Cu合金等の
軸受材が用いられてきた分野に、それらに代る、より優
れた特性を有する軸受材として好適に適用することがで
きる。
ありながらマルテンサイト系ステンレス鋼と同等レベル
の硬さ及び転動疲労寿命特性を有し且つ耐食性において
も優れた軸受材を提供することができる。かかる軸受材
は、従来析出硬化型ステンレス鋼或いはBe-Cu合金等の
軸受材が用いられてきた分野に、それらに代る、より優
れた特性を有する軸受材として好適に適用することがで
きる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
// Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２
６８２ ６８２
６８３ ６８３
６９１ ６９１Ｂ
６９１Ｃ
(72)発明者 野田 俊治
愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地
大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内
Ｆターム(参考） 3J101 AA01 AA62 BA10 BA70 EA06
FA08 FA31 GA53
Claims (5)
- 【請求項１】重量％で、 C ：0.1％以下 Si：2.0％以下 Mn：2.0％以下 Cr：30〜45％ Al：1.5〜5％ 残部が不可避的不純物及びNiから成り、硬さが600Hv以
上，透磁率（μ−１）が1.00×10−２以下であることを
特徴とする非磁性高耐食軸受材。 - 【請求項２】 請求項１の合金成分に加えてTi，Zr，H
f，Nb，Ta及びVの１種又は２種以上を合計で3.0％以下
含有させてあることを特徴とする非磁性高耐食軸受材。 - 【請求項３】 請求項１，２の何れかにおいて、前記合
金に加えてCo：10％以下，Mo：10％以下及び／又はW：1
0％以下（但しMo＋0.5W：10％以下）の１種又は２種以
上を含有させてあることを特徴とする非磁性高耐食軸受
材。 - 【請求項４】 請求項１〜３の何れかにおいて、前記合
金成分に加えてB：0.015％以下，S：1.0％以下，Cu：5
％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％以下及びREM：0.1
％以下の１種又は２種以上を含有させてあることを特徴
とする非磁性高耐食軸受材。 - 【請求項５】 1000℃以上且つα相の固溶化温度未満で
1分〜2時間保持し冷却した後、部品形状に成形後、500
〜800℃で1分〜100時間の時効処理を施すことを特徴と
する請求項１〜４の何れかに記載の非磁性高耐食軸受材
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002050524A JP2003253362A (ja) | 2002-02-26 | 2002-02-26 | 非磁性高耐食軸受材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002050524A JP2003253362A (ja) | 2002-02-26 | 2002-02-26 | 非磁性高耐食軸受材及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003253362A true JP2003253362A (ja) | 2003-09-10 |
Family
ID=28662733
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002050524A Withdrawn JP2003253362A (ja) | 2002-02-26 | 2002-02-26 | 非磁性高耐食軸受材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003253362A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274443A (ja) * | 2005-03-03 | 2006-10-12 | Daido Steel Co Ltd | 非磁性高硬度合金 |
| JP2010024544A (ja) * | 2008-06-16 | 2010-02-04 | Daido Steel Co Ltd | 温熱間鍛造用金型 |
| CN103469011B (zh) * | 2013-08-16 | 2016-02-10 | 广东华鳌合金新材料有限公司 | 镍铬高温合金及其制备方法 |
| WO2018221560A1 (ja) * | 2017-05-30 | 2018-12-06 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基合金及びそれを用いた燃料噴射部品、Ｎｉ基合金の製造方法 |
| US20210108294A1 (en) * | 2019-10-11 | 2021-04-15 | Schlumberger Technology Corporation | Hard nickel-chromium-aluminum alloy for oilfield services apparatus and methods |
| CN113637929A (zh) * | 2021-07-14 | 2021-11-12 | 北京科技大学 | 一种镍基高温合金室温强度提升的热处理工艺 |
-
2002
- 2002-02-26 JP JP2002050524A patent/JP2003253362A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2006274443A (ja) * | 2005-03-03 | 2006-10-12 | Daido Steel Co Ltd | 非磁性高硬度合金 |
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| US11898227B2 (en) * | 2019-10-11 | 2024-02-13 | Schlumberger Technology Corporation | Hard nickel-chromium-aluminum alloy for oilfield services apparatus and methods |
| CN113637929A (zh) * | 2021-07-14 | 2021-11-12 | 北京科技大学 | 一种镍基高温合金室温强度提升的热处理工艺 |
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