JP2010174356A - Bearing steel and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、産業機械部品などに使用される軸受鋼に関し、特に熱処理が困難な大型部品に好適な転動疲労と耐摩耗性に優れた軸受鋼およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a bearing steel used for industrial machine parts and the like, and more particularly, to a bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance suitable for large parts that are difficult to be heat-treated, and a manufacturing method thereof.
軸受部品は、例えばJIS G 4805に規定されているSUJ2やSUJ3などの鋼を用いて、冷間鍛造や熱間鍛造により所定の形状に成型した後、焼入焼もどし処理により硬質な焼もどしマルテンサイト組織として使用されるのが通例である。近年では風力発電機の普及にともない大型の軸受部品のニーズが高まっている。部品の大型化にともない、焼入時の熱処理歪みの問題が従来よりも顕著となり、焼入歪みの少ない軸受鋼およびその製造方法の開発が望まれていた。また、上記焼入時の熱処理歪みの問題を解決する一般的な手段として、マルテンサイトに次ぐ高強度組織であるベイナイトが利用されているが、軸受鋼に用いられる低温焼もどしマルテンサイト並の強度を得ることが困難であり、軸受部品としての利用は困難であった。 For bearing parts, for example, steel such as SUJ2 or SUJ3 specified in JIS G 4805 is used. Typically used as a site organization. In recent years, with the widespread use of wind power generators, the need for large-sized bearing parts is increasing. With the increase in size of parts, the problem of heat treatment distortion during quenching has become more prominent than before, and there has been a demand for the development of bearing steel with less quenching distortion and a method for manufacturing the same. In addition, as a general means for solving the problem of heat treatment distortion at the time of quenching, bainite, which is a high-strength structure next to martensite, is used, but the strength comparable to low-temperature tempered martensite used in bearing steel. Therefore, it was difficult to obtain a bearing part.
最近、従来のベイナイトと比較して極めて低温でベイナイトを生成させることにより従来のベイナイトでは得られなかった高強度の達成が可能となった（特許文献1）。この改良ベイナイト鋼は、炭素含有量が0.6〜1.1％である鋼を1150℃で24時間均質化した後、空冷し、さらに900〜1000℃の間の温度に加熱するステップを経て、190〜260℃の温度で1〜3週間高温変態させることで得られる少なくとも50％のベイナイト構造を持つ鋼である。ところが、この改良ベイナイト鋼は高強度を得ることに主眼が置かれているため、軸受鋼に要求される耐摩耗性に劣り、軸受部品として利用出来なかった。 Recently, by producing bainite at an extremely low temperature compared to conventional bainite, it has become possible to achieve high strength that was not obtained with conventional bainite (Patent Document 1). This improved bainite steel is obtained by homogenizing a steel having a carbon content of 0.6 to 1.1% at 1150 ° C. for 24 hours, air cooling, and further heating to a temperature between 900 and 1000 ° C. It is a steel having a bainite structure of at least 50% obtained by high-temperature transformation at a temperature of 1 to 3 weeks. However, this improved bainite steel is focused on obtaining high strength, so it is inferior in wear resistance required for bearing steel and cannot be used as a bearing part.
本発明は、上記現状に鑑みて開発されたもので、大型部品への適用に好適な熱処理歪みの発生しないベイナイト組織を有する軸受鋼およびその製造方法を提案することを目的とする。ここで、本発明の軸受鋼を用いる軸受部品とは、ベアリング内外輪、軸受ボール、軸受コロおよびニードルなどの軸受を構成する部品である。 The present invention has been developed in view of the above situation, and an object of the present invention is to propose a bearing steel having a bainite structure free from heat treatment distortion and suitable for application to a large part, and a method for manufacturing the same. Here, the bearing component using the bearing steel of the present invention is a component constituting a bearing such as a bearing inner / outer ring, a bearing ball, a bearing roller and a needle.
発明者らは、前述したような軸受部品に必要な転動疲労を達成し、かつ耐摩耗性にも優れ、熱処理歪みの発生しないベイナイト組織を有する軸受鋼を得ることを目的として種々の検討を行った結果、軸受鋼の組織を最適化することにより上記目的を達成しうることを見出し，本発明に至った。 The inventors have made various studies for the purpose of obtaining a bearing steel having a bainite structure that achieves the rolling fatigue necessary for the bearing parts as described above, has excellent wear resistance, and does not generate heat treatment strain. As a result, the inventors have found that the above object can be achieved by optimizing the structure of the bearing steel, and have reached the present invention.
本発明の要旨構成は次の通りである。
（1） 平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトおよび体積分率が3〜20％である球状セメンタイトを含有し、残部がフェライト間に層状に生成した残留オーステナイトで構成される組織を有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。
The gist configuration of the present invention is as follows.
(1) Contains plate-like ferrite with an average width of 60 nm or less and a volume fraction of 50% or more, and spherical cementite with a volume fraction of 3 to 20%, with the remainder formed in layers between the ferrites A bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by having a structure composed of the retained austenite.
（2）鋼の成分が質量％で、
C：0.6％以上1.4％以下、
Si：0.8％以上2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2％以下 および
O：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有し、さらに平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトおよび体積分率が3〜20％である球状セメンタイトを含有し、残部がフェライト間に層状に生成した残留オーステナイトで構成される組織を有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。
(2) Steel component is mass%,
C: 0.6% or more and 1.4% or less,
Si: 0.8% to 2.0%,
Mn: 0.5% to 3.5%,
P: 0.030% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.005% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.1% to 2% and
O: A plate-like ferrite and a volume fraction containing 0.0012% or less, the balance having a component consisting of Fe and inevitable impurities, an average width of 60 nm or less, and a volume fraction of 50% or more A bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized in that it contains 3 to 20% spherical cementite and the balance has a structure composed of retained austenite formed in layers between ferrites.
（3）前記（2）に記載の軸受鋼において、さらに
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下 および
Ni：1.0％以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。
(3) In the bearing steel described in (2) above,
Mo: 1.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Ni: Bearing steel with excellent rolling fatigue and wear resistance characterized by containing one or more of 1.0% or less.
（4）前記（2）または（3）に記載の軸受鋼において，さらに
Ti：0.2％以下、
Nb：0.2％以下 および
V：0.25％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。
(4) In the bearing steel described in (2) or (3) above,
Ti: 0.2% or less,
Nb: 0.2% or less and
V: Bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance characterized by containing one or more of 0.25% or less.
（5）質量％で
C：0.6％以上1.4％以下、
Si：0.8％以上2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2％以下 および
O：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分の鋼を、球状化焼なまし処理を施した後、800〜950℃の温度範囲に加熱した後、冷却速度Ｖ（℃/s）と下記（1）式によって得られる臨界冷却速度Vcr（℃/s）との関係が、Ｖ＞Vcrとなるように恒温変態処理温度まで冷却を施し、その後、下記（2）式によって得られるマルテンサイト変態開始温度（Ms）に対して（Ms+10）〜250℃で1段もしくは複数段の恒温変態処理を20ksec以上行うことを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。
記
Vcr（℃/s）＝0.32-0.54C％+0.018Si％+1.29Mn％
+0.61Ni％+0.85Cr％+0.69Cu％+4.9Mo％ ・・・（1）
Ms＝561-474C％-33Mn％-17Cr％-17Ni％-21Mo％ ・・・（2）
(5) By mass%
C: 0.6% or more and 1.4% or less,
Si: 0.8% to 2.0%,
Mn: 0.5% to 3.5%,
P: 0.030% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.005% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.1% to 2% and
O: Steel containing 0.0012% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, subjected to spheroidizing annealing, heated to a temperature range of 800 to 950 ° C., and then cooled to a cooling rate V (° C. / s) and the critical cooling rate Vcr (° C / s) obtained by the following equation (1) is cooled to the isothermal transformation temperature so that V> Vcr, and then the following equation (2) Excellent rolling fatigue and wear resistance, characterized by one-stage or multi-stage isothermal transformation treatment for 20 ksec or more from (Ms + 10) to 250 ° C with respect to the obtained martensite transformation start temperature (Ms) A method of manufacturing bearing steel.
Record
Vcr (℃ / s) = 0.32-0.54C% + 0.018Si% + 1.29Mn%
+ 0.61Ni% + 0.85Cr% + 0.69Cu% + 4.9Mo% (1)
Ms = 561-474C% -33Mn% -17Cr% -17Ni% -21Mo% (2)
（6）前記（5）において、さらに
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下 および
Ni：1.0％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。
(6) In the above (5),
Mo: 1.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Ni: A method for producing a bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by containing one or more of 1.0% or less.
（7）前記（5）または（6）において、さらに
Ti：0.2％以下、
Nb：0.2％以下 および
V：0.25％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。
(7) In the above (5) or (6),
Ti: 0.2% or less,
Nb: 0.2% or less and
V: A method for producing a bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by containing one or more of 0.25% or less.
本発明によれば、転動疲労特性、耐摩耗性に優れたベイナイト組織を有する軸受部品を安定して得ることが可能である。 According to the present invention, it is possible to stably obtain a bearing component having a bainite structure excellent in rolling fatigue characteristics and wear resistance.
以下、本発明を具体的に説明する。
マルテンサイト組織を形成するためには、オーステナイト域からフェライト、パーライトおよびベイナイトを生成しない冷却速度でマルテンサイト変態開始温度（Ms点）以下まで急冷することを要するが、大型部品の場合、部材を均一に冷却することが難しい。そのため、 Ms点以下となる時間が部位によって異なり、熱膨張に起因した熱処理歪みが発生する。また、マルテンサイト変態は大きな体積膨張がともなうため、部位ごとのMs点以下となる時間の時間差に起因した割れが発生しやすくなる問題がある。一方、ベイナイト組織はMs点以上の温度域で恒温変態処理によって得ることができるため、部材の温度が均一で部位ごとの温度差に起因した歪みに起因する割れは発生しない。そこで、マルテンサイト組織を大型部品で造り込む場合に発生する問題を解決する方法としてベイナイト組織に着目することにした。
The present invention will be specifically described below.
In order to form a martensite structure, it is necessary to rapidly cool from the austenite region to the martensite transformation start temperature (Ms point) or less at a cooling rate that does not generate ferrite, pearlite, and bainite. Difficult to cool down. For this reason, the time for the Ms point or less varies depending on the site, and heat treatment distortion due to thermal expansion occurs. In addition, since the martensitic transformation is accompanied by a large volume expansion, there is a problem that cracks are likely to occur due to the time difference between the Ms points of each region. On the other hand, since the bainite structure can be obtained by isothermal transformation treatment in a temperature range equal to or higher than the Ms point, the temperature of the member is uniform and cracks due to strain due to the temperature difference of each part do not occur. Therefore, we decided to focus on the bainite structure as a method of solving the problems that occur when building a martensite structure with large parts.
ベイナイト変態では、Cの過飽和なフェライトが生成し、その後周囲のオーステナイトにCが拡散し、オーステナイトが安定化する。したがって、ベイナイト変態直後には、フェライトと残留オーステナイトの混合組織が得られる。フェライトを微細化させて軸受部品用の素材として十分な強度を得るためには、（１）恒温変態温度を低下させる （２）ベイナイト変態後の炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトとフェライトの混合組織とすることが必要である。その理由は、残留オーステナイトからの炭化物生成を抑制することで、フェライトの粒成長を抑制し、高強度が維持できるからである。 In the bainite transformation, supersaturated ferrite of C is formed, and then C diffuses into the surrounding austenite and austenite is stabilized. Therefore, immediately after the bainite transformation, a mixed structure of ferrite and retained austenite is obtained. In order to obtain sufficient strength as a material for bearing parts by refining ferrite, (1) lowering the isothermal transformation temperature (2) suppressing the formation of carbide after bainite transformation and mixing residual austenite and ferrite It is necessary to be an organization. The reason is that by suppressing carbide formation from retained austenite, ferrite grain growth can be suppressed and high strength can be maintained.
上記の如き組織を形成させるためにはベイナイト変態後の炭化物の生成を抑制することが必要である。これを達成するためには、0.8％以上のSi添加が上記炭化物の抑制に有効であることがわかった。しかしながら、Siを2.0％以上添加すると後述する球状化焼なまし処理で炭化物の球状化が困難となるため、0.8％以上2.0％以下が好適な範囲であることが明らかとなった。 In order to form the structure as described above, it is necessary to suppress the formation of carbides after the bainite transformation. In order to achieve this, it has been found that addition of 0.8% or more of Si is effective in suppressing the carbide. However, when Si is added in an amount of 2.0% or more, spheroidizing annealing makes it difficult to spheroidize the carbide, and it has been found that 0.8% to 2.0% is a suitable range.
次に，軸受鋼としての条件を具備する組織形態について実験的に検討した結果を示す。表1に示す範囲の鋼および比較鋼であるSUJ2を100kg真空溶解炉にて溶製し、これを熱間鍛造にて30mmφの棒鋼とした。さらに、790℃で8時間保持した後、600℃まで10時間かけて冷却する球状化焼なまし処理を施した。この棒鋼の1/4直径部より12.5mmφ×22mmのラジアル型転動疲試験片に粗加工した。供試鋼は800〜1050℃に30分間加熱保持した後、170〜350℃で20ksec以上保持する恒温変態処理を行った。その後、室温に冷却し、仕上げ加工により12mmφ×22mmの試験片とした。比較鋼であるSUJ2鋼は、12.5mmφ×22mmのラジアル型転動疲労試験片に加工し、850℃，30分加熱保持した後、60℃の油焼入処理を行い、ひきつづき170℃，30分の焼もどし処理を行い，仕上げ加工を行った。 Next, the results of an experimental investigation of the microstructure that satisfies the conditions for bearing steel are shown. The steels in the range shown in Table 1 and the comparative steel SUJ2 were melted in a 100 kg vacuum melting furnace, and this was hot-forged into 30 mmφ bar steel. Furthermore, after maintaining at 790 ° C. for 8 hours, spheroidizing annealing treatment was performed in which cooling to 600 ° C. was performed over 10 hours. This steel bar was roughly processed into a radial rolling fatigue test piece of 12.5 mmφ × 22 mm from a 1/4 diameter part. The test steel was heated and held at 800 to 1050 ° C. for 30 minutes, and then subjected to a constant temperature transformation treatment at 170 to 350 ° C. for 20 ksec or more. Then, it cooled to room temperature and made it the test piece of 12 mm diameter x 22 mm by finishing. SUJ2 steel, a comparative steel, was processed into a 12.5mmφ × 22mm radial type rolling fatigue test piece, heated and held at 850 ° C for 30 minutes, and then oil-quenched at 60 ° C, followed by 170 ° C for 30 minutes. A tempering treatment was performed and finishing was performed.
転動寿命の評価は、ラジアル試験で評価した。ラジアル試験は、ヘルツ応力5884MPa，回転数46,000cpmで20本試験を行い、B10寿命を求めて評価した。供試鋼のフェライトプレート幅は透過型電子顕微鏡を用いて、3万倍の倍率で3視野の平均的な幅を測定した。また、フェライト分率はX線法により測定した。図1に結果を示す。図1より、平均幅が60nm以下であるプレート状のフェライトの体積分率が50％以上である場合には、組織が焼もどしマルテンサイトでないにもかかわらず、SUJ2と同等以上のB10寿命が得られることが明らかとなった。 The rolling life was evaluated by a radial test. In the radial test, 20 tests were performed at Hertz stress of 5884 MPa and a rotational speed of 46,000 cpm, and B 10 life was obtained and evaluated. The width of the ferrite plate of the test steel was measured using a transmission electron microscope to measure the average width of three fields of view at a magnification of 30,000 times. The ferrite fraction was measured by the X-ray method. Figure 1 shows the results. From Fig. 1, when the volume fraction of plate-like ferrite with an average width of 60 nm or less is 50% or more, B 10 life equal to or better than SUJ2 is obtained even though the structure is not tempered martensite. It became clear that it was obtained.
次に、耐摩耗性について評価した。耐摩耗性の評価は西原式摩耗試験機を用いて行った。耐摩耗性試験に用いるサンプルは図2に示すように外径30mmのリング状試験片であり、図1でSUJ2と同等以上のB10寿命が得られたサンプルと同条件のものを作製し試験に供した。標準材として用いるSUJ2もラジアル試験片と同じ熱処理条件で作製した。耐摩耗性試験は、接触圧力1GPa，滑り率40％，回転速度650rpm，油潤滑環境下で10万回転後の摩耗量（試験片直径）を測定し、
（試験材の摩耗量−SUJ2の摩耗量）×100／（SUJ2の摩耗量）
が5％以下となる場合を○とし、5％を超える場合に×と判定した。
Next, the wear resistance was evaluated. The abrasion resistance was evaluated using a Nishihara type abrasion tester. Samples in the wear resistance test is ring-shaped specimen having an outer diameter of 30mm, as shown in FIG. 2, to prepare those samples the same conditions an equivalent or more B 10 life and SUJ2 in Fig 1 was obtained test It was used for. SUJ2 used as a standard material was also prepared under the same heat treatment conditions as the radial specimen. In the wear resistance test,
(Amount of test material wear-SUJ2 wear) x 100 / (SUJ2 wear)
Was determined to be ◯ when it was 5% or less, and × when it exceeded 5%.
また、上記耐摩耗性試験に用いたサンプルの組織中の球状セメンタイト量を測定し、球状セメンタイト量と耐磨耗性の関係を調査した。組織中の球状セメンタイト量は、走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて、2000倍の倍率で3視野観察し、3視野中のセメンタイト面積率を測定し、これを体積分率とした。なお、本発明において「球状化」とは、ラメラ構造を有するパーライトを、球状化セメンタイトとフェライトの混合組織に変化させる処理のことである。図3にセメンタイト分率が耐摩耗性に及ぼす影響を示す。図3から明らかであるように、セメンタイト分率が3〜20％であれば，耐摩耗性が良好（○）となる。また、図4に加熱温度と球状セメンタイト分率の関係を示すが、加熱温度が800〜950℃の範囲で最適なセメンタイト分率を得られることが確認できる。800℃未満では十分にオーステナイト化されず、また、950℃を超えると炭化物の未固溶炭化物量が3％未満となるため良好な耐摩耗性が得られない。したがって、球状化焼なまし後の好適な加熱温度範囲は800〜950℃の範囲であることが解る。なお、図１中の「○」のデータは、後述する最適な成分組成を満足する鋼のデータである。 Further, the amount of spherical cementite in the structure of the sample used in the wear resistance test was measured, and the relationship between the amount of spherical cementite and the wear resistance was investigated. The amount of spherical cementite in the tissue was observed with 3 fields of view at a magnification of 2000 using a scanning electron microscope (SEM), and the area ratio of cementite in the 3 fields of view was measured as the volume fraction. In the present invention, “spheroidizing” refers to a process of changing pearlite having a lamellar structure to a mixed structure of spheroidized cementite and ferrite. Figure 3 shows the effect of cementite fraction on wear resistance. As is clear from FIG. 3, if the cementite fraction is 3 to 20%, the wear resistance is good (◯). FIG. 4 shows the relationship between the heating temperature and the spherical cementite fraction, and it can be confirmed that an optimum cementite fraction can be obtained when the heating temperature is in the range of 800 to 950 ° C. If it is less than 800 ° C., it is not sufficiently austenitic, and if it exceeds 950 ° C., the amount of undissolved carbide of the carbide is less than 3%, so that good wear resistance cannot be obtained. Therefore, it turns out that the suitable heating temperature range after spheroidization annealing is the range of 800-950 degreeC. In addition, the data of “◯” in FIG. 1 is data of steel satisfying the optimum component composition described later.
次に、球状セメンタイト以外の組織が微細なプレート状フェライトと残留オーステナイトである組織を得るための条件について検討した。これらの組織を得るためには、前述したように冷却中のフェライトやパーライトの生成を抑制する必要があり、これを達成できる臨界冷却速度は、次式で表されるVcrに対して、Ｖ＞Vcrとなる場合であることが明らかになった。
Vcr（℃/s）＝0.32-0.54C％+0.018Si％+1.29Mn％
+0.61Ni％+0.85Cr％+0.69Cu％+4.9Mo％・・・（１）
上記（１）式は、冷却中のフェライト生成を抑制するための臨界冷却速度により導出された式である。
Next, conditions for obtaining a structure in which the structure other than spherical cementite is fine plate-like ferrite and retained austenite were examined. In order to obtain these structures, it is necessary to suppress the formation of ferrite and pearlite during cooling as described above, and the critical cooling rate at which this can be achieved is V> It became clear that this was the case for Vcr.
Vcr (℃ / s) = 0.32-0.54C% + 0.018Si% + 1.29Mn%
+ 0.61Ni% + 0.85Cr% + 0.69Cu% + 4.9Mo% (1)
The above equation (1) is an equation derived from a critical cooling rate for suppressing the formation of ferrite during cooling.
また、プレート幅60nm以下の微細フェライトをベイナイト変態によって得るためには恒温変態温度が、（Ms点+10）℃以上250℃以下の温度範囲であることも明らかになった。 It was also found that the isothermal transformation temperature is in the temperature range of (Ms point +10) ° C to 250 ° C in order to obtain fine ferrite with a plate width of 60 nm or less by bainite transformation.
次に、前記の組織とするために好適な成分組成について、詳しく説明する。
C：0.6％以上1.4％以下
CはBs点を低下させる効果があり、0.6％以上の含有が必要である。また、Cはベイナイト変態後にオーステナイトに農化し、オーステナイトを安定化させる効果があるが、1.4％を超えると組織が硬化しすぎるため、0.6〜1.4％の範囲とすることが好ましい。
Next, the component composition suitable for obtaining the structure will be described in detail.
C: 0.6% to 1.4%
C has an effect of lowering the Bs point and needs to be contained in an amount of 0.6% or more. Further, C has an effect of agglomerating to austenite after bainite transformation and stabilizing austenite. However, when it exceeds 1.4%, the structure is excessively hardened, so that the range of 0.6 to 1.4% is preferable.
Si：0.8％以上2.0％以下
Siは炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを安定化させる働きがある。この硬化を得るためには0.8％以上の含有が必要であるが、過剰に添加すると脆弱となるため0.8％以上2.0％以下が好ましい。
Si: 0.8% to 2.0%
Si functions to suppress the formation of carbides and stabilize retained austenite. In order to obtain this curing, a content of 0.8% or more is necessary, but if added excessively, it becomes brittle, so 0.8% or more and 2.0% or less is preferable.
Mn：0.5％以上3.5％以下
MnはB s点を低下させる効果がある。0.5％未満ではその効果が乏しく、3.5％を超えると脆弱となるため、0.5％以上3.5％以下の範囲とすることが好ましい。
Mn: 0.5% to 3.5%
Mn has the effect of lowering the B s point. If it is less than 0.5%, the effect is poor, and if it exceeds 3.5%, it becomes brittle.
P：0.030％以下
Pは不純物元素であり、0.030％を超えると転動寿命が低下するため、0.030％以下とすることが好ましい。
P: 0.030% or less
P is an impurity element, and if it exceeds 0.030%, the rolling life decreases, so 0.030% or less is preferable.
S：0.030％以下
Sは、不純物元素であり、0.030％を超えると転動寿命が低下するため、0.030％以下とすることが好ましい。
S: 0.030% or less
S is an impurity element, and if it exceeds 0.030%, the rolling life decreases, so 0.030% or less is preferable.
Al：0.005％以上0.050％以下
Alは、脱酸元素として必要な元素である。0.005％未満ではその効果に乏しく、0.050％を超えるとその効果は飽和するため0.005％以上0.050％以下の範囲とした。
Al: 0.005% to 0.050%
Al is an element necessary as a deoxidizing element. If it is less than 0.005%, the effect is poor, and if it exceeds 0.050%, the effect is saturated, so the range is from 0.005% to 0.050%.
Cr：0.1％以上2.0％以下
C rは、Mn同様にB s点を低下させる効果がある。0.1％未満ではその効果に乏しく、2.0％を超えると残留オーステナイトを不安定化させるため0.1％以上2.0％以下とすることが好ましい。
Cr: 0.1% or more and 2.0% or less
Cr, like Mn, has the effect of lowering the B s point. If it is less than 0.1%, the effect is poor, and if it exceeds 2.0%, the retained austenite is destabilized, so it is preferably 0.1% or more and 2.0% or less.
O：0.0012％以下
Oは、非金属介在物として転動寿命を低下させるため、0.0012％以下とすることが好ましい。
O: 0.0012% or less
O is preferably 0.0012% or less in order to reduce the rolling life as a nonmetallic inclusion.
さらに、上記基本成分に加えて、以下の元素を添加することができる。
Mo：1.0％以下
Moは、Bs点を低下させる効果があり、好ましくは0.1％以上添加するが、1.0％を超えるとBs点が低下しすぎてベイナイト変態に長時間を要するため1.0％以下が好ましい。
Furthermore, in addition to the above basic components, the following elements can be added.
Mo: 1.0% or less
Mo has an effect of lowering the Bs point, and is preferably added at 0.1% or more. However, if it exceeds 1.0%, the Bs point is excessively lowered and a bainite transformation takes a long time, so 1.0% or less is preferable.
Cu：1.0％以下
Cuは、固溶強化元素としてベイナイトを強化する働きがあり、好ましくは0.2％以上添加するが、1.0％を超えて添加すると熱間加工時に割れが発生するため、1.0％以下とすることが好ましい。
Cu: 1.0% or less
Cu has a function of strengthening bainite as a solid solution strengthening element, and preferably 0.2% or more is added, but if it exceeds 1.0%, cracking occurs during hot working, so 1.0% or less is preferable. .
Ni：1.0％以下
Niは、Bs点を低下させる効果があり、好ましくは0.1％以上添加するが、1.0％を超えるとBs点が低下しすぎてベイナイト変態に長時間を要するため1.0％以下が好ましい。
Ni: 1.0% or less
Ni has an effect of lowering the Bs point, and is preferably added at 0.1% or more. However, if it exceeds 1.0%, the Bs point is lowered too much and it takes a long time for bainite transformation, so 1.0% or less is preferable.
Ti：0.2％以下
Tiは、酸化物や窒化物として加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果があり、また、C，Nと結合し析出強化元素としても作用する。この効果を得るためには0.005％以上、より好ましくは0.05％以上添加すると良い。しかしながら0.2％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.2％以下とすることが好ましい。
Ti: 0.2% or less
Ti, as an oxide or nitride, has the effect of suppressing the coarsening of austenite grains during heating, and also combines with C and N to act as a precipitation strengthening element. In order to obtain this effect, 0.005% or more, more preferably 0.05% or more is added. However, even if added over 0.2%, the effect is saturated, so 0.2% or less is preferable.
V：0.25％以下
Vは、鋼中でC，Nと結合し、析出強化元素として作用するため、好ましくは0.05％以上添加する。しかしながら、0.25％を超えて添加してもその効果は飽和するため0.25％以下とすることが好ましい。
V: 0.25% or less
V is combined with C and N in the steel and acts as a precipitation strengthening element, so 0.05% or more is preferably added. However, even if added over 0.25%, the effect is saturated, so 0.25% or less is preferable.
Nb：0.1％以下
Nbは、鋼中でC，Nと結合し、析出強化元素として作用するため、好ましくは0.05％以上添加する。しかしながら、0.1％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.1％以下とすることが好ましい。
Nb: 0.1% or less
Nb combines with C and N in the steel and acts as a precipitation strengthening element, so 0.05% or more is preferably added. However, even if added over 0.1%, the effect is saturated, so 0.1% or less is preferable.
次に、50％以上の微細なフェライトと3〜20％の球状セメンタイトからなり、残部が主として残留オーステナイトである組織を得るための条件について検討した。この組織を得るためには一般的に行われている球状化焼なまし処理を行った後、前述したように800〜950℃の温度範囲で加熱する必要がある。すなわち、800℃未満ではオーステナイト化が不十分であり、950℃を超えると球状セメンタイトが固溶して3％未満となり、耐摩耗性が低下するためである。なお、該温度範囲における保持時間は通常行われる処理時間でよく、保持温度に昇温後、15分〜2時間以内であることが好ましい。オーステナイト化後の冷却では、フェライトやパーライトの生成を抑制するために、冷却速度Vが、（1）式で表される臨界冷却速度Vcrに対して、V＞Vcrの範囲で冷却する必要がある。なお、上記冷却速度Vの上限値はおおよそ50℃／sである。
Vcr（℃/s）＝0.32-0.54C％+0.018Si％+1.29Mn％
+0.61Ni％+0.85Cr％+0.69Cu％+4.9Mo％・・・（1）
Next, the conditions for obtaining a structure composed of fine ferrite of 50% or more and spherical cementite of 3 to 20%, the remainder being mainly retained austenite were examined. In order to obtain this structure, it is necessary to heat in the temperature range of 800 to 950 ° C. as described above after performing the spheroidizing annealing that is generally performed. That is, if it is less than 800 ° C., austenitization is insufficient, and if it exceeds 950 ° C., spherical cementite is solid-solved and becomes less than 3%, and wear resistance decreases. The holding time in the temperature range may be a processing time that is usually performed, and is preferably within 15 minutes to 2 hours after the temperature is raised to the holding temperature. In the cooling after austenitization, in order to suppress the formation of ferrite and pearlite, the cooling rate V needs to be cooled in the range of V> Vcr with respect to the critical cooling rate Vcr expressed by the equation (1). . The upper limit value of the cooling rate V is approximately 50 ° C./s.
Vcr (℃ / s) = 0.32-0.54C% + 0.018Si% + 1.29Mn%
+ 0.61Ni% + 0.85Cr% + 0.69Cu% + 4.9Mo% (1)
冷却速度Vが、Ｖ＞Vcrとなる条件で冷却後は、（2）式にて求められるマルテンサイト変態開始温度（Ms点）に対して、（Ms+10）〜250℃の温度範囲に保持して、この温度範囲にて変態が停止するまで1段もしくは複数段の恒温変態処理を行う必要がある。
Ms＝561-474C％-33Mn％-17Cr％-17Ni％-21Mo％・・・（2）
After cooling under the condition that the cooling rate V is V> Vcr, the temperature is maintained in the temperature range of (Ms + 10) to 250 ° C with respect to the martensite transformation start temperature (Ms point) obtained by equation (2). Thus, it is necessary to perform one-stage or multiple-stage isothermal transformation treatment until the transformation stops in this temperature range.
Ms = 561-474C% -33Mn% -17Cr% -17Ni% -21Mo% (2)
恒温変態処理温度がMs点以下となると、マルテンサイトが生成し焼割れの問題が発生するため、特に大型部品に好適な軸受鋼を提供しようとする本発明においては、マルテンサイトの生成を回避し焼割れを防止することが重要となる。このためマルテンサイトが生成することがないように（Ms＋10）℃を恒温変態処理温度の下限とする必要がある。また、恒温変態温度が250℃を超えると、フェライトプレートの平均幅が60nmを超えてしまうため、転動疲労寿命の向上効果が得られなくなる。よって，等温変態処理は（Ms+10）〜250℃の範囲で行う。また、恒温変態処理は20ksec（20×103 sec）以上行う。恒温変態処理時間が短いと、マルテンサイトが生成してしまう。なお、恒温変態処理を2段以上で行う場合には、合計の処理時間を20ksec以上とすればよい。 When the isothermal transformation treatment temperature is lower than the Ms point, martensite is generated and the problem of fire cracking occurs. Therefore, in the present invention which is intended to provide a bearing steel suitable for particularly large parts, the generation of martensite is avoided. It is important to prevent burning cracks. For this reason, it is necessary to set (Ms + 10) ° C. as the lower limit of the isothermal transformation temperature so that martensite is not generated. On the other hand, if the constant temperature transformation temperature exceeds 250 ° C., the average width of the ferrite plate exceeds 60 nm, so that the effect of improving the rolling fatigue life cannot be obtained. Therefore, isothermal transformation is performed in the range of (Ms + 10) to 250 ° C. The isothermal transformation treatment is performed for 20 ksec (20 × 10 3 sec) or more. When the isothermal transformation time is short, martensite is generated. In the case where the isothermal transformation process is performed in two or more stages, the total processing time may be 20 ksec or more.
表2に示す成分組成を有する、100kg真空鋼塊を溶製し，1250℃で24時間、均質化処理を行った後、900℃以上の温度で熱間鍛造し、30mmφの丸棒に加工した。得られた棒鋼は、（AC1−10）℃に7時間保持した後、10℃／h rで500℃まで徐冷する球状化焼なまし処理を行った。球状化焼なまし処理した棒鋼の1／4直径部から12.5mmφ×22mmのラジアル型転動疲労試験片を粗加工し、表３に示す温度に30分加熱した後、表３に示す冷却速度で恒温変態処理温度まで冷却し、さらに表３に示す種々の温度、保持時間で恒温変態処理を行った。恒温変態処理が終了した供試鋼は、仕上げ加工により12mmφ×22mmの試験片に仕上げ、ラジアル型疲労試験に供した。一方、SUJ2は850℃で30分加熱保持した後、60℃の油で焼入処理を行ってから、170℃で30分の焼もどし処理を行った後、仕上げ加工を行いラジアル型転動疲労試験に供した。転動寿命の評価は、ラジアル試験によるB10寿命をSUJ2のB10寿命との比率で評価した。なお、ラジアル試験は、ヘルツ応力5884MPa，回転数46000cpmで20本試験を行ってB10寿命を求めた。 A 100kg vacuum steel ingot having the composition shown in Table 2 was melted, homogenized at 1250 ° C for 24 hours, hot forged at a temperature of 900 ° C or higher, and processed into a 30mmφ round bar . The resulting bars are, (A C1 -10) was held for 7 hours ° C., was spheroidizing annealing process gradually cooled to 500 ° C. at 10 ° C. / hr. A 12.5mmφ × 22mm radial rolling fatigue test piece was roughly machined from a 1/4 diameter part of a spheroidized annealed steel bar, heated to the temperature shown in Table 3 for 30 minutes, and then the cooling rate shown in Table 3 The mixture was cooled to a constant temperature transformation treatment temperature and further subjected to a constant temperature transformation treatment at various temperatures and holding times shown in Table 3. The test steel that had been subjected to the isothermal transformation treatment was finished into a 12 mmφ × 22 mm test piece by finishing and subjected to a radial fatigue test. On the other hand, SUJ2 was heated and held at 850 ° C for 30 minutes, then quenched with oil at 60 ° C, then tempered at 170 ° C for 30 minutes, then finished and subjected to radial rolling fatigue. It used for the test. Evaluation of rolling life was the B 10 life by radial tested and evaluated by the ratio of the SUJ2 of B 10 life. Incidentally, the radial tests to determine the Hertzian stress 5884MPa, performed twenty tested at rotation speed 46000cpm B 10 life.
さらに、耐摩耗性の評価は西原式摩耗試験機を用いて行った。耐摩耗性試験に用いるサンプルは図2に示すように外径30mmのリング状試験片であり、ラジアル型試験片と同様にして試験片を作製した。耐摩耗性試験は、接触圧力1GPa，滑り率40％，回転速度650rpm，油潤滑環境下で10万回転後の摩耗呈（試験片直径）を測定し、
（試験材の摩耗量−SUJ2の摩耗量）×100／（SUJ2の摩耗量）が5％以下となる場合を○とし、5％を超える場合を×として評価した。
評価結果を表３に併記する。
Furthermore, the wear resistance was evaluated using a Nishihara type wear tester. The sample used for the abrasion resistance test was a ring-shaped test piece having an outer diameter of 30 mm as shown in FIG. 2, and a test piece was prepared in the same manner as the radial type test piece. In the wear resistance test,
(Test material wear amount—SUJ2 wear amount) × 100 / (SUJ2 wear amount) was evaluated as “◯” when 5% or less, and “X” when exceeding 5%.
The evaluation results are also shown in Table 3.
表３の評価結果より明らかであるように、本実施例の試験片はB10寿命比，耐摩耗性ともに良好な結果が得られた。一方、比較例１の試験片は、好ましい組成を有するが、球状化焼なまし後の加熱温度が本発明範囲よりも高いため、球状セメンタイト分率が低くなり、耐摩耗性に劣る。比較例２の試験片は、好ましい組成を有するが、球状化焼なまし後の加熱温度が本発明範囲よりも低いため、フェライト分率が低くなり、B10寿命に劣る。 Table 3 Evaluation results show As is evident, the test piece of the present embodiment B 10 life ratio, good results in wear resistance both were obtained. On the other hand, the test piece of Comparative Example 1 has a preferred composition, but since the heating temperature after spheroidizing annealing is higher than the range of the present invention, the spherical cementite fraction becomes low and the wear resistance is poor. Test piece of Comparative Example 2 has a preferred composition, since the heating temperature after spheroidizing annealing is lower than the present invention range, the lower the ferrite fraction, poor in B 10 life.
比較例３の試験片は、恒温変態処理時の保持時間が短いため、鋼組織にマルテンサイトが生成し、割れが生じた。比較例４の試験片は、恒温変態処理時の保持温度が高すぎるため、平均フェライト幅が大きくなり、B10寿命比が低い。比較例５の試験片は、オーステナイト化後の冷却速度Vが臨界冷却速度Vcrよりも小さいため、組織中にパーライトが生成しており、B10寿命比が低い。 Since the test piece of Comparative Example 3 had a short holding time during the isothermal transformation treatment, martensite was generated in the steel structure, and cracking occurred. Test piece of Comparative Example 4, since the holding temperature at the isothermal transformation treatment is too high, the average ferrite width is increased, B 10 life ratio is low. Test piece of Comparative Example 5, since the cooling rate V after austenitizing is smaller than the critical cooling rate Vcr, and pearlite is produced during tissue, B 10 life ratio is low.
比較例６の試験片は、C含有量が好ましい範囲より低く、また、恒温変態処理時の保持温度が高いため、球状セメンタイト分率が低く、耐摩耗性に劣る。また、C含有量が低いため、硬さも十分でなく、B10寿命比が低い。比較例７の試験片は、C含有量が好ましい範囲よりも高いため、フェライト分率が低くなり、B10寿命比が低い。 The test piece of Comparative Example 6 has a C content lower than the preferred range and a high holding temperature during the isothermal transformation treatment, so the spherical cementite fraction is low and the wear resistance is poor. Moreover, due to the low C content, hardness also not sufficient, B 10 life ratio is low. Test piece of Comparative Example 7 is higher than the range C content is preferred, the lower the ferrite fraction, B 10 life ratio is low.
比較例８の試験片は、Si含有量が好ましい範囲よりも低く、P含有量が好ましい範囲よりも高いため、残留オーステナイトが生成しなくなり、B10寿命および耐摩耗性に劣る。比較例９の試験片は、Si含有量およびS含有量が好ましい範囲よりも高いため、球状セメンタイト分率が低くなり、耐摩耗性に劣る。 Test piece of Comparative Example 8 is lower than the range Si content is preferred, since higher than the range P content is preferred, the residual austenite is not generated, poor B 10 life and wear resistance. Since the test piece of Comparative Example 9 has a higher Si content and S content than the preferred ranges, the spherical cementite fraction is low and the wear resistance is poor.
比較例１０の試験片は、Mn含有量が好ましい範囲よりも低く、Al含有量が好ましい範囲よりも高い。そのため、平均フェライト幅が大きくなり、B10寿命および耐摩耗性に劣る。比較例１１の試験片は、Mn含有量が好ましい範囲よりも高く、フェライト分率は低いため、B10寿命および耐摩耗性に劣る。 In the test piece of Comparative Example 10, the Mn content is lower than the preferred range, and the Al content is higher than the preferred range. Therefore, the average ferrite width is increased, inferior to B 10 life and wear resistance. Test piece of Comparative Example 11 is higher than the range Mn content is preferred, since the ferrite fraction is low, poor B 10 life and wear resistance.
比較例１２の試験片は、Cr含有量が好ましい範囲よりも低いので、平均フェライト幅が大きくなり、フェライト分率も低いため、B10寿命比が低く耐摩耗性にも劣る。比較例１３の試験片は、Cr含有量が好ましい範囲よりも高いため、平均フェライト幅が大きくなり、B10寿命および耐摩耗性に劣る。比較例１４の試験片は、O含有量が好ましい範囲よりも高く、また、恒温変態処理時の保持時間も高いため、平均フェライト幅が大きく、フェライト分率が低くなり、B10寿命および耐摩耗性に劣る。 Test piece of Comparative Example 12 is lower than the range Cr content is preferably, an average ferrite width is increased, since lower ferrite fraction, B 10 life ratio is inferior to the low abrasion resistance. Test piece of Comparative Example 13 is higher than the range Cr content is preferably, an average ferrite width is increased, inferior to B 10 life and wear resistance. Test piece of Comparative Example 14 is higher than the O content is preferably in the range, and because high retention time in the isothermal transformation process, the average ferrite width is large, the lower the ferrite fraction, B 10 life and wear Inferior to sex.
本発明によると、転動疲労特性、耐摩耗性に優れたベイナイト組織を有する軸受部品を安定して製造することが可能となる。 According to the present invention, it is possible to stably manufacture a bearing component having a bainite structure excellent in rolling fatigue characteristics and wear resistance.
Claims (7)
C：0.6％以上1.4％以下、
Si：0.8％以上2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2％以下 および
O：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有し、さらに平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトおよび体積分率が3〜20％である球状セメンタイトを含有し、残部がフェライト間に層状に生成した残留オーステナイトで構成される組織を有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。 % By mass
C: 0.6% or more and 1.4% or less,
Si: 0.8% to 2.0%,
Mn: 0.5% to 3.5%,
P: 0.030% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.005% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.1% to 2% and
O: a plate-like ferrite containing 0.0012% or less, the balance having a component consisting of Fe and inevitable impurities, an average width of 60 nm or less, and a volume fraction of 50% or more, and a volume fraction A bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by containing 3 to 20% of spherical cementite and the balance having a structure composed of retained austenite formed in layers between ferrites.
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下 および
Ni：1.0％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。 The bearing steel according to claim 2, further comprising
Mo: 1.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Ni: Bearing steel with excellent rolling fatigue and wear resistance characterized by containing one or more of 1.0% or less.
Ti：0.2％以下、
Nb：0.2％以下 および
V：0.25％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼。 In the bearing steel according to claim 2 or 3, further
Ti: 0.2% or less,
Nb: 0.2% or less and
V: Bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance characterized by containing one or more of 0.25% or less.
C：0.6％以上1.4％以下、
Si：0.8％以上2.0％以下、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2％以下 および
O：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分の鋼を、球状化焼なまし処理を施した後、800〜950℃の温度範囲に加熱した後、冷却速度Ｖ（℃/s）と下記（1）式によって得られる臨界冷却速度Vcr（℃/s）との関係が、V＞Vcrとなるように恒温変態処理温度まで冷却を施し、その後、下記（2）式によって得られるマルテンサイト変態開始温度（Ms）に対して（Ms+10）〜250℃で1段もしくは複数段の恒温変態処理を20ksec以上行うことを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。
記
Vcr＝0.32-0.54C％+0.018Si％+1.29Mn％
+0.61Ni％+0.85Cr％+0.69Cu％+4.9Mo％ ・・・（1）
Ms＝561-474C％-33Mn％-17Cr％-17Ni％-21Mo％ ・・・（2） % By mass
C: 0.6% or more and 1.4% or less,
Si: 0.8% to 2.0%,
Mn: 0.5% to 3.5%,
P: 0.030% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.005% or more and 0.050% or less,
Cr: 0.1% to 2% and
O: Steel containing 0.0012% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, subjected to spheroidizing annealing, heated to a temperature range of 800 to 950 ° C., and then cooled to a cooling rate V (° C. / s) and the critical cooling rate Vcr (° C / s) obtained by the following equation (1) is cooled to the isothermal transformation temperature so that V> Vcr, and then the following equation (2) Excellent rolling fatigue and wear resistance, characterized by one-stage or multi-stage isothermal transformation treatment for 20 ksec or more from (Ms + 10) to 250 ° C with respect to the obtained martensite transformation start temperature (Ms) A method of manufacturing bearing steel.
Record
Vcr = 0.32-0.54C% + 0.018Si% + 1.29Mn%
+ 0.61Ni% + 0.85Cr% + 0.69Cu% + 4.9Mo% (1)
Ms = 561-474C% -33Mn% -17Cr% -17Ni% -21Mo% (2)
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下 および
Ni：1.0％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。 In claim 5, further
Mo: 1.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Ni: A method for producing a bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by containing one or more of 1.0% or less.
Ti：0.2％以下、
Nb：0.2％以下 および
V：0.25％以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする転動疲労性および耐摩耗性に優れた軸受鋼の製造方法。 In claim 5 or 6, further
Ti: 0.2% or less,
Nb: 0.2% or less and
V: A method for producing a bearing steel excellent in rolling fatigue and wear resistance, characterized by containing one or more of 0.25% or less.
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| JP2014517151A (en) * | 2011-05-17 | 2014-07-17 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | Improved bearing steel |
| KR101572368B1 (en) | 2014-03-28 | 2015-11-26 | 현대제철 주식회사 | Method for predicting spheroidization heat treatment property of bearing steel |
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