JP2009052111A - 転がり疲労寿命に優れた鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】 転がり疲労寿命の向上の手段である酸素量の低減による介在物量の低減および介在物の小径化に加えて、さらに転がり疲労寿命を向上させた機械部品用鋼を提供する。
【解決手段】 鋼のヤング率をＥ₁とし、かつ介在物の大きさを（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定めるときの鋼中の検鏡面積３，０００ｍｍ²に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2が１５μｍ以上の介在物の平均ヤング率をＥ₂とするとき、それらのヤング率比のＥ₂／Ｅ₁を、０．３＜Ｅ₂／Ｅ₁＜１．６なる範囲に制御したことからなる転がり疲労寿命に優れた鋼。
【選択図】 なし

Description

本発明は、軸受、ギア、ハブユニット、トロイダル型ＣＶＴ装置、等速ジョイント、ピストンピンなどの優れた転がり疲労寿命が求められる機械部品に適用される鋼に関するものである。

近年、各種の機械装置の高性能化にともない、転がり疲労寿命が求められる機械部品や装置の使用環境は非常に厳しくなり、寿命の向上ならびに信頼性の向上が強く求められている。このような要求に対し、鋼材面からの対策として、従来は鋼成分の適正化や非金属介在物の低減や小径化が主体であった。

一方、発明者らは、鋼中に人工的に空洞欠陥を導入した鋼の転がり疲労試験を行い、その断面観察を行った結果と空洞周囲の応力解析を行った結果の比較から、転動体が軸受上を転動することで鋼中の空洞周囲に介在物に比べて非常に高い引張応力が作用することによって、空洞周囲に早期にき裂が生成することを見出した（例えば、非特許文献１参照。）。

なお、空洞欠陥から生じたき裂の進展は、通常の転がり疲労と同様にせん断応力の作用で進行すると見られる。しかし、空洞の場合、介在物に比べて非常に早い段階で引張応力の作用によるき裂発生過程を経る。その結果、欠陥の大きさとしては、空洞径とき裂長さを足し合わせた大きさとなり、介在物に比べて有害性が高まることを発明者らは明らかにした。

ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，２０（２００７）ｐ．４８７

本発明が解決しようとする課題は、従来の転がり疲労寿命の向上の手段である酸素量の低減による介在物量の低減および介在物の小径化に加えて、本発明の手段によりさらに転がり疲労寿命を向上させた機械部品用鋼を提供することである。

軸受の転がり疲労に対して、鋼からある大きさ以上の非金属介在物を少なくすることが重要である。さらに、軸受の転走面下に大きな非金属介在物が存在すると、はく離を発生させる原因になることから、軸受の転走面下のはく離の発生する危険部位に出現する非金属介在物を小さくすることが軸受の寿命向上に対して特に重要である。

発明者らはさらなる検討を鋭意行った結果、転がり疲労に対して空洞欠陥が存在する場合、ならびに母相である鋼と非金属介在物の界面に空洞が存在する場合には、母相と非金属介在物の界面に空洞が存在しない場合に比べて、転がり疲労寿命が低下することを見出した。発明者らは鋼のヤング率と介在物のヤング率が大きく異なる場合、すなわち、鋼中に空洞に近いような軟質な非金属介在物が存在する場合には、その周囲に引張応力の作用で容易にき裂が発生すること、および、鋼に対して非常に高いヤング率を有する硬質の非金属介在物が存在する場合に、母相と非金属介在物の界面に空洞が形成されやすく、この空洞の形成を経て、その空洞の周囲に引張応力の作用で容易にき裂が発生することを突き止めた。後者については、主として鋼を熱間加工や冷間加工する際に鋼と非金属介在物の変形能が大きく異なることによって起こる。

軸受転送時の荷重を強く受ける領域において、上記した空洞に近いような軟質の非金属介在物の周囲、あるいは、母相と非金属介在物の界面に空洞がある場合には、その箇所を起点に、非金属介在物の大小を問わずにき裂が発生する。ただし、発生したき裂が停留することなく進展する非金属介在物の大きさは１５μｍを超えるものであることを見出しており、非金属介在物の周囲にき裂を発生させないためには、１５μｍを超える非金属介在物のヤング率を適正範囲に制御することが重要であることを突き止めた。

この発明は、発明者らのこれらの新たな知見に基づきなされたものであり、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求鋼１の発明では、鋼のヤング率をＥ₁とし、かつ介在物の大きさを（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定めるときの鋼中の検鏡面積３，０００ｍｍ²に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2が１５μｍ以上の介在物の平均ヤング率をＥ₂とするとき、それらのヤング率比のＥ₂／Ｅ₁を、０．３＜Ｅ₂／Ｅ₁＜１．６なる範囲に制御したことを特徴とする転がり疲労寿命に優れた鋼である。

請求鋼２の発明では、上記の請求鋼１の手段の鋼において、その鋼成分のうち、質量割合で、Ｏが２０ｐｐｍ以下、Ａｌが０．０１０％未満であり、さらに鋼中に存在する非金属系介在物のうち、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定める最大介在物径が最大で７０μｍ以下であることを特徴とする転がり疲労寿命に優れた鋼である。

本発明の鋼における限定理由を以下に述べる。

０．３≦Ｅ₂／Ｅ₁≦１．６
Ｅ₂／Ｅ₁が０．３より小さい場合、非金属介在物が非常に変形しやすいため、軸受転走時に受ける荷重によって、非金属介在物の周囲に引張応力の作用で容易にき裂が生成して転がり疲労寿命を低下させる。一方、Ｅ₂／Ｅ₁が１．６より大きい場合、すなわち鋼に対して非常に高いヤング率を有する硬質の非金属介在物が存在すると熱間加工時や冷間加工時の非金属介在物と鋼の変形能が大きく異なることに起因して、母相と非金属介在物の界面に空洞が発生しやすく、転がり疲労寿命の低下を招く。そこで、０．３≦Ｅ₂／Ｅ₁≦１．６とする。

Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以下
Ｏは軸受使用時のはく離の起点となる鋼中の酸化物系介在物を形成させるので、酸化物系介在物の低減ならびに小径化を図るために、Ｏ量は低いことが望ましく、２０ｐｐｍ以下とし、望ましくは１０ｐｐｍ以下とする。このように２０ｐｐｍ以下であれば、本発明の効果は得られ、かつ、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に存在する最大介在物径が７０μｍ以下となる鋼が得られる。そこでＯ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以下とする。なお、後述するようにＡｌの添加を極力少なくし、かつ脱酸も十分に行うために、ＳｉやＭｎなどの脱酸元素を有効に利用するものとする。

Ａｌ：０．０１０％未満、望ましくは０．００８％未満
従来のＡｌ脱酸工程で製造された鋼中のＡｌ量は０．０１５〜０．０２５％程度となり、その結果、酸化物径介在物はＡｌを多く含有する高ヤング率の介在物となり、結果として母相と非金属介在物の界面に空洞を生じやすく、転がり疲労寿命の低下を招く。そのため、本発明においては、Ａｌ量は出来るだけ少ないのが良く、０．０１０％未満とし、望ましくは０．００８％未満とする。ただし、Ａｌは主に転炉または電気炉による酸化精錬後の脱酸工程で使用する以外にも、鋼の原材料にも含まれており、不可避的不純物として含有される。

鋼中に存在する非金属系介在物のうち、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定める介在物径が最大で７０μｍ以下
ヤング率比Ｅ₂／Ｅ₁を０．３〜１．６の範囲とし、Ｏ＜２０ｐｐｍ、およびＡｌ＜０．０１０％とすることで、酸化物系介在物の低減と小径化を図るとともに、母相と非金属介在物の界面におけるき裂や空洞の発生が抑制される。しかし、その場合でも、鋼中に存在する非金属介在物につき、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に７０μｍ以上の大型介在物が存在すると、短寿命はく離を招きかねないため、７０μｍ以下に規制する。

本発明の手段の構成とすることで、本発明の鋼は軸受、ギア、ハブユニット、トロイダル型ＣＶＴ装置、等速ジョイント、ピストンピンなどとしたときの転がり疲労寿命が、従来の鋼に比して優れた鋼である。

本発明を実施するための最良の形態を以下の実施例により説明する。表１は、本発明の鋼およびその比較鋼のそれぞれの供試鋼の化学成分で、Ｆｅおよび不可避不純物を除いて示す。いずれの供試鋼も１００ｋｇ真空溶解炉により溶製して鋼塊を製造したものである。発明鋼は、非金属介在物と母相のヤング率の比を適正な範囲に制御し、かつ７０μｍを超える大型介在物を抑制するため、Ａｌを極力減量したうえで、ＳｉやＭｎなどの脱酸元素を利用して十分な脱酸を図った。得られた鋼塊に熱間加工を施してφ６５ｍｍの鋼材とした。これらの供試鋼のＡ〜Ｅ、Ｉ〜Ｌは、鋼材を８００℃にて球状化焼鈍を施した後、外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ５．８ｍｍの円盤からなるスラスト型転がり疲労試験片を作製した。この試験片を８３５℃で２０分保持した後、油冷により焼入れし、次いで１７０℃で９０分の焼戻し処理を行い、所望の５８ＨＲＣ以上の硬さを得た後、表面研磨を行ってスラスト型転がり疲労試験を行った。

供試鋼のＦ、Ｍについては、７８０℃にて球状化焼鈍を施し、外径φ６０ｍｍ、内径φ２０ｍｍ、厚さ５．８ｍｍの円盤からなるスラスト型転がり疲労試験片を作製した。この試験片を高周波焼入れし、１５０℃で６０分の焼戻し処理を行った後に、表面研磨を行ってスラスト型転がり疲労試験を行った。

また、供試鋼のＧ、Ｈ、Ｎについては、９００℃に加熱して空冷する焼ならし後に、９２５℃で３時間の浸炭処理を施し、その後８５０℃から油冷により焼入れし、さらに１８０℃で６０分の焼戻し処理を行った後に、表面研磨を実施してスラスト型転がり疲労試験を行った。

上記のスラスト型転がり疲労試験は、最大ヘルツ応力Ｐｍａｘ：５．３ＧＰａで行った。さらに、各供試鋼における非金属介在物径とそのヤング率の評価のため、熱間加工を施したφ６５ｍｍ材の直径Ｄの１／４Ｄ部から圧延方向に平行な面より、１０ｍｍ×１０ｍｍのミクロ試料を３０個切り出した。これらのミクロ試料を８５０℃で３０分保持した後に水冷し、次いで試料測定面を鏡面研磨して光学顕微鏡観察を行った。各１００ｍｍ²の検鏡面積中に存在する介在物のうち、（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2が１５μｍ以上となる介在物の大きさをそれぞれ測定し、合計３０個の試料の観察を行うことによって、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に存在する最大介在物径を測定した。次いで、光学顕微鏡観察で特定した（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2が１５μｍ以上の非金属介在物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分析装置により定量分析した。

この分析した介在物組成に基づいて求めた検鏡面積３，０００ｍｍ²中の１５μｍ以上の介在物の平均ヤング率Ｅ₂と、鋼のヤング率Ｅ₁との比（Ｅ₂／Ｅ₁）を表２に示す。

また、スラスト型転がり疲労試験を行った１０枚の試験片の内、１×１０⁷サイクル未満で、はく離した枚数、Ｌ₁₀寿命を表３に示す。

表１において、供試鋼のＡ〜Ｈは本発明の構成を満足する。Ａｌ含有量は最高でも供試鋼Ｄの０．００９％、Ｏ含有量は最高でも供試鋼Ｃの１４ｐｐｍである。比較例である供試鋼のＩ〜Ｎのうち、Ｉ、Ｊ、ＭはＡｌ含有量が、供試鋼Ｋ、供試鋼ＬはＯ含有量が、供試鋼ＮはＡｌ含有量およびＯ含有量が、それぞれ本発明の範囲外のものである。

表２において、供試鋼のＡ〜Ｈは、供試鋼のヤング率Ｅ₁と１５μｍ以上の非金属介在物の平均ヤング率Ｅ₂の比が本発明を満足し、さらに最大介在物径が本発明を満足する。比較例の供試鋼Ｉ〜Ｎのうち、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎは供試鋼のヤング率Ｅ₁と１５μｍ以上の非金属介在物の平均ヤング率Ｅ₂の比が本発明を超えるものであり、さらにＫ、Ｌ、Ｍ、Ｎは最大介在物径が本発明の７０μｍを超えるものであった。

表３において、本発明を満足する供試鋼のＡ〜Ｈは、１×１０⁷未満で、はく離した試験片は無かった。さらにＬ₁₀寿命が最低のものでもＥの１１．３×１０⁶サイクルであった。これに対して比較鋼Ｉ〜Ｎは１×１０⁷未満で、剥離した枚数は１〜３枚であり、本発明の供試鋼は比較例の供試鋼に対して優れていた。

Claims (2)

1. 鋼のヤング率をＥ₁とし、かつ介在物の大きさを（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定めるときの鋼中の検鏡面積３，０００ｍｍ²に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2が１５μｍ以上の介在物の平均ヤング率をＥ₂とするとき、それらのヤング率比のＥ₂／Ｅ₁を、０．３＜Ｅ₂／Ｅ₁＜１．６なる範囲に制御したことを特徴とする転がり疲労寿命に優れた鋼。
2. 請求鋼１の鋼において、鋼成分のうち、質量割合で、Ｏが２０ｐｐｍ以下、Ａｌが０．０１０％未満であり、さらに鋼中に存在する非金属系介在物のうち、検鏡面積３，０００ｍｍ²中に存在する（縦方向の最大長さ×横方向の最大長さ）^1/2で定める介在物径が最大で７０μｍ以下であることを特徴とする転がり疲労寿命に優れた鋼。