JP2013213241A - 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】転動疲労寿命を更に向上させた軸受部品を得るための軸受用鋼材を実現する。
【解決手段】所定の成分組成を満たし、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、およびMo(界面Mo)が、下記式(1)を満たすところに特徴を有する。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
【選択図】なし
【解決手段】所定の成分組成を満たし、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、およびMo(界面Mo)が、下記式(1)を満たすところに特徴を有する。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車や各種産業機械などに使用される軸受部品を製造するための鋼材であって、特に軸受部品として用いたときに優れた転動疲労寿命を発揮する軸受用鋼材およびその製造方法に関するものである。
軸受用鋼として、従来からJIS G 4805(1999)に規定されるSUJ2等の高炭素クロム軸受鋼が、自動車や各種産業機械等の種々の分野で用いられている軸受の材料として使用されている。しかし軸受は、接触面圧が非常に高い玉軸受やころ軸受等の内・外輪や転動体等、過酷な環境で用いられるため、非常に微細な欠陥(介在物等)から疲労破壊が生じ易く、これを防止するため、頻繁な保守(交換、点検等)が必要といった問題がある。この問題に対し、転動疲労寿命を高めて上記保守の回数を低減させるべく、軸受用鋼材の改善が試みられている。
従来、上記転動疲労寿命の長寿命化は、非金属介在物を低減することで改善されてきた(例えば特許文献1や特許文献2)。しかし、工業的に非金属介在物を低減することは限界にきている。
そこで、他の観点からの寿命向上方法として、縞状偏析の低減(例えば特許文献3)、中心偏析部の炭化物生成の抑制(例えば特許文献4)が提案されている。また特許文献5には、結晶粒を微細化することにより転動疲労寿命を向上することが開示されている。
上記特許文献3では、圧延温度を低めとし、鍛圧比を大きく(60以上)することによって縞状偏析に起因する硬さばらつきを低減しており、また特許文献4では、均熱処理時間を長くすることで、巨大炭化物生成を抑制し、寿命を向上している。しかしながらこれらの方法は、圧延方法や圧延サイズに制約があるため、工業的に自由度の高い方法とはいえず、寿命の改善効果も、所望のレベルにまで必ずしも高まるとは言い難いものであった。また特許文献5では、球状化処理時間を長くし、高周波焼入れを適用することで結晶粒を微細化しているが、球状化処理の長時間化は、製造性を悪化させ、また、高周波焼入れ処理に限定されることから工業的に自由度の高い手法とはいえない。
更に特許文献6は、製品形状に加工する際の研磨性を良好にすると共に、良好な転動疲労寿命を安定して得るべく、特に鋼中に分散するAl系窒素化合物のサイズと密度、およびセメンタイトのサイズと面積率を規定している。また、特許文献7は、伸線減面率が約50%(更には70%)を超えるよう強伸線加工を行っても断線しない、強伸線加工に適した軸受鋼線材を得るべく、製造条件を制御して、球状化焼鈍後のセメンタイトの平均円相当径と標準偏差を一定以下にしてバラツキを抑えることを提案している。
しかしいずれも析出物の形態を制御するものであり、ある程度の改善効果はみられるものの、転動疲労寿命をより高めるには、更に別の観点から検討する必要があると思われる。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、転動疲労寿命を更に向上させた軸受部品を得るための軸受用鋼材を実現することにある。
上記課題を解決し得た本発明の転動疲労特性に優れた軸受用鋼材は、
C:0.95〜1.10%(質量%の意味、化学成分について以下同じ)、
Si:0.15〜0.35%、
Mn:0.2〜0.50%、
Cr:1.30〜1.60%、
P:0.025%以下(0%を含まない)、
S:0.025%以下(0%を含まない)、
Ni:0.02〜0.25%、
Cu:0.02〜0.25%、
Mo:0.08%未満(0%を含む)、
Al:0.050%以下(0%を含まない)、
Ti:0.0015%以下(0%を含まない)、
O:0.001%以下(0%を含まない)、および
N:0.020%以下(0%を含まない)
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、およびMo(界面Mo)が、下記式(1)を満たすところに特徴を有する。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
(式(1)において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi、Mn、Cu、Ni、Cr、Moの含有量(質量%)を示す)
C:0.95〜1.10%(質量%の意味、化学成分について以下同じ)、
Si:0.15〜0.35%、
Mn:0.2〜0.50%、
Cr:1.30〜1.60%、
P:0.025%以下(0%を含まない)、
S:0.025%以下(0%を含まない)、
Ni:0.02〜0.25%、
Cu:0.02〜0.25%、
Mo:0.08%未満(0%を含む)、
Al:0.050%以下(0%を含まない)、
Ti:0.0015%以下(0%を含まない)、
O:0.001%以下(0%を含まない)、および
N:0.020%以下(0%を含まない)
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、およびMo(界面Mo)が、下記式(1)を満たすところに特徴を有する。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
(式(1)において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi、Mn、Cu、Ni、Cr、Moの含有量(質量%)を示す)
本発明は、上記軸受用鋼材を製造する方法も含むものであって、該方法は、上記成分組成の鋼材を用い、球状化焼鈍を、
(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域(T1)で2〜9hr(t1)保持する1次均熱処理工程、
Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域(T2)で1.5〜6hr(t2)保持する2次均熱処理工程、
Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域(T3)で1〜3hr(t3)保持する3次均熱処理工程、および、
上記T3から680℃までを平均冷却速度10〜15℃/hrで冷却する工程
をこの順に含むように行うところに特徴を有する。
(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域(T1)で2〜9hr(t1)保持する1次均熱処理工程、
Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域(T2)で1.5〜6hr(t2)保持する2次均熱処理工程、
Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域(T3)で1〜3hr(t3)保持する3次均熱処理工程、および、
上記T3から680℃までを平均冷却速度10〜15℃/hrで冷却する工程
をこの順に含むように行うところに特徴を有する。
本発明によれば、転動疲労寿命を更に向上させた軸受用鋼材が実現できるので、該軸受用鋼材を用いて得られた軸受を過酷な環境で使用した場合に、優れた転動疲労寿命を発揮でき、保守(交換、点検等)を低減することができる。
軸受用鋼材は、マルテンサイト素地に球状化セメンタイトが分散しており、この球状化セメンタイト周囲に脆弱な不完全焼入れ領域(ベイナイト、パーライト)が生成する。本発明者らは、この不完全焼入れ領域において、亀裂が発生・伝播しやすいと考え、軸受の長寿命化のためには、これまでの非金属介在物の低減技術と異なり、上記不完全焼入れ領域生成の抑制が有効であるとの観点から、その具体的手段について検討した。
本発明者らはまず、球状化セメンタイト周囲をFE−TEMにてライン分析したところ、焼入性向上元素であるCr、Mnが、球状化セメンタイト中に濃化し、球状化セメンタイト周囲(球状化セメンタイトと接する母相領域)では、Cr、Mn濃度が欠乏していることが判った。上記不完全焼入れ領域発生の原因として、このCr、Mn濃度の欠乏により、焼入れが不十分となることが考えられる。
そこで、上記球状化セメンタイトと接する母相領域におけるCr、Mn、およびその他の元素の含有量と、不完全焼入れ領域の生成と、転動疲労寿命との関係について検討したところ、特に、球状化セメンタイト表面から20nmの位置までの母相領域(以下、この母相領域を「界面域」ということがある)において、欠乏しやすいCrおよびMnと、平衡分配係数が低く界面域に濃化しやすいSi、Cu、Ni、Moとが、下記式(1)を満たすようにすれば、焼入れ時に界面域も十分焼入れされて、転動疲労寿命の長寿命化を実現できることを見出した。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
(式(1)において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi、Mn、Cu、Ni、Cr、Moの含有量(質量%)を示す)
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
(式(1)において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi、Mn、Cu、Ni、Cr、Moの含有量(質量%)を示す)
上記式(1)における右辺(以下、「界面Di値」という)の係数は、次の様にして求めたものである。即ち、後述する実施例における表1の鋼材番号1〜14の成分組成の棒鋼(外径60mm)から試験片を採取し、JIS G 0561に規定される方法に準拠してジョミニー試験をおこなった。その際、試験片の加熱条件は、920℃×30分間保持とした。次いで、軸受強度に必要であるロックウェルC硬度60を示す位置までの冷媒供給側の試験片端部からの距離を各鋼について求めた。そして、この求めた各鋼の距離と、鋼の焼入性に大きな影響を及ぼすといわれているSi、Mn、Cr、Cu、Ni、Moの6元素の含有量とから、各元素の効果が加算できると仮定し、最小二乗法によって、各元素の係数を求めた。
更に、界面Di値と転動疲労寿命との関係について、検討した結果、上記式(1)の通り界面Di値を9.0以上とすれば、所望の転動疲労寿命(1.0×107回以上)が得られることを見出した。上記界面Di値が9.0未満の場合、界面域の焼入性が不足し、脆弱な不完全焼入れ領域が形成されるため、この領域で亀裂の発生や伝播が生じやすく、転動疲労寿命の低下が著しくなる。
上記界面Di値は、好ましくは9.5以上、より好ましくは10.0以上である。
本発明において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moの、個々の範囲は特に限定されず、上記式(1)を満たすようにすればよい。
また本発明者らは、界面域における不完全焼入れ領域を低減すべく、式(1)を満たすには、各焼入性向上元素(Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)の鋼中含有量を所定範囲にすると共に、所定の球状化焼鈍処理を行い、球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相に拡散させて、これらMn、Crの欠乏領域を抑制する必要があることを見出した。
以下、上記焼入性向上元素を含む成分組成と、製造条件について詳述する。
まず、上述した組織を得ると共に、軸受用鋼材として必要な特性を確保するための成分組成について説明する。
〔C:0.95〜1.10%〕
Cは、焼入硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を確保するために必須の元素である。従ってCは、0.95%以上含有させる必要があり、好ましくは0.98%以上である。しかしながらC量が多くなり過ぎると、巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすので、C量は1.10%以下とする。好ましくは1.05%以下である。
Cは、焼入硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を確保するために必須の元素である。従ってCは、0.95%以上含有させる必要があり、好ましくは0.98%以上である。しかしながらC量が多くなり過ぎると、巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすので、C量は1.10%以下とする。好ましくは1.05%以下である。
〔Si:0.15〜0.35%〕
Siは、マトリックスの固溶強化、焼戻し軟化抵抗性の向上、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性の向上(界面Siの確保)に有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Siを0.15%以上含有させる必要がある。Si量は、好ましくは0.17%以上であり、より好ましくは0.20%以上である。しかしながら、Si量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Si量は0.35%以下とする。好ましくは0.33%以下であり、より好ましくは0.30%以下である。
Siは、マトリックスの固溶強化、焼戻し軟化抵抗性の向上、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性の向上(界面Siの確保)に有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Siを0.15%以上含有させる必要がある。Si量は、好ましくは0.17%以上であり、より好ましくは0.20%以上である。しかしながら、Si量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Si量は0.35%以下とする。好ましくは0.33%以下であり、より好ましくは0.30%以下である。
〔Mn:0.2〜0.50%〕
Mnは、マトリックスの固溶強化、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性向上(界面Mnの確保)に有効な元素である。更に、Sによる熱間脆性の防止に必要な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、Mnを0.2%以上含有させる必要がある。Mn量は、好ましくは0.25%以上であり、より好ましくは0.3%以上である。しかしながら、Mn量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Mn量は0.50%以下とする。好ましくは0.45%以下であり、より好ましくは0.40%以下である。
Mnは、マトリックスの固溶強化、母相の焼入性向上、および界面域の焼入性向上(界面Mnの確保)に有効な元素である。更に、Sによる熱間脆性の防止に必要な元素でもある。こうした効果を発揮させるには、Mnを0.2%以上含有させる必要がある。Mn量は、好ましくは0.25%以上であり、より好ましくは0.3%以上である。しかしながら、Mn量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Mn量は0.50%以下とする。好ましくは0.45%以下であり、より好ましくは0.40%以下である。
〔Cr:1.30〜1.60%〕
Crは、Cと結びついて微細なセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するのに有用な元素である。また、母相の焼入性向上や、界面域の焼入性向上(界面Crの確保)に有用な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Cr量を1.30%以上とする。好ましくは1.35%以上である。しかし、Crが過剰に含まれると、粗大なセメンタイトが生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってCr量は、1.60%以下とする。好ましくは1.55%以下であり、より好ましくは1.50%以下である。
Crは、Cと結びついて微細なセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するのに有用な元素である。また、母相の焼入性向上や、界面域の焼入性向上(界面Crの確保)に有用な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Cr量を1.30%以上とする。好ましくは1.35%以上である。しかし、Crが過剰に含まれると、粗大なセメンタイトが生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってCr量は、1.60%以下とする。好ましくは1.55%以下であり、より好ましくは1.50%以下である。
〔P:0.025%以下(0%を含まない)〕
Pは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、粒界に偏析して脆化させ、加工性、転動疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、P量は0.025%以下とした。好ましくは0.020%以下(より好ましくは0.015%以下)である。
Pは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、粒界に偏析して脆化させ、加工性、転動疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、P量は0.025%以下とした。好ましくは0.020%以下(より好ましくは0.015%以下)である。
〔S:0.025%以下(0%を含まない)〕
Sは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、MnSとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、S量は0.025%以下とした。好ましくは0.020%以下(より好ましくは0.015%以下)である。
Sは、不可避的に不純物として含まれる元素であり、MnSとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、S量は0.025%以下とした。好ましくは0.020%以下(より好ましくは0.015%以下)である。
〔Ni:0.02〜0.25%〕
Niは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Niを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ni量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.07%以上である。しかしながらNi量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Ni量は0.25%以下とする。好ましくは0.22%以下、より好ましくは0.20%以下である。
Niは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Niを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ni量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.07%以上である。しかしながらNi量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Ni量は0.25%以下とする。好ましくは0.22%以下、より好ましくは0.20%以下である。
〔Cu:0.02〜0.25%〕
Cuは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Cuを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Cu量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.07%以上である。しかしながらCu量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Cu量は0.25%以下とする。好ましくは0.22%以下、より好ましくは0.20%以下である。
Cuは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Cuを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。また母相の焼入性向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Cu量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.07%以上である。しかしながらCu量が過剰になると、加工性が劣化する。よって、Cu量は0.25%以下とする。好ましくは0.22%以下、より好ましくは0.20%以下である。
〔Mo:0.08%未満(0%を含む)〕
Moは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Moを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。Moは、必須添加元素ではなく、含有量の下限は、上記式(1)を満たす限り特に限定されず、球状化処理条件や、界面域のその他の焼入性向上元素(Si、Cr、Mn、Ni、Cu等)の量に応じて、適宜用いることのできる元素である。Moの上記効果を発揮させるには、0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.03%以上である。一方、Mo量が過剰になると、熱間圧延時の割れを助長する。よってMo量は、0.08%未満とする。好ましくは0.07%以下、より好ましくは0.05%以下である。
Moは、平衡分配係数が低く、界面域の焼入性を向上する(界面Moを確保する)元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。Moは、必須添加元素ではなく、含有量の下限は、上記式(1)を満たす限り特に限定されず、球状化処理条件や、界面域のその他の焼入性向上元素(Si、Cr、Mn、Ni、Cu等)の量に応じて、適宜用いることのできる元素である。Moの上記効果を発揮させるには、0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.03%以上である。一方、Mo量が過剰になると、熱間圧延時の割れを助長する。よってMo量は、0.08%未満とする。好ましくは0.07%以下、より好ましくは0.05%以下である。
〔Al:0.050%以下(0%を含まない)〕
Alは、脱酸元素であり、鋼中のO量を低減して、軸受の寿命に悪影響を及ぼす酸化物の低減に有用であるため、通常、意図的に添加される。上記脱酸効果を充分に発揮させるには、Al量を、0.005%超とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以上である。しかし、Al量が過剰になると、アルミナ系の介在物が粗大化して軸受の寿命を低下させる。また前記脱酸効果も飽和する。そこでAl量は、0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下、より好ましくは0.030%以下である。
Alは、脱酸元素であり、鋼中のO量を低減して、軸受の寿命に悪影響を及ぼす酸化物の低減に有用であるため、通常、意図的に添加される。上記脱酸効果を充分に発揮させるには、Al量を、0.005%超とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以上である。しかし、Al量が過剰になると、アルミナ系の介在物が粗大化して軸受の寿命を低下させる。また前記脱酸効果も飽和する。そこでAl量は、0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下、より好ましくは0.030%以下である。
〔Ti:0.0015%以下(0%を含まない)〕
Tiは、鋼中のNと結合して粗大なTiNを生成し易いため、転動疲労寿命への悪影響が大きい有害元素である。よって、極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ti量の上限を0.0015%とした。好ましくは0.0010%以下である。
Tiは、鋼中のNと結合して粗大なTiNを生成し易いため、転動疲労寿命への悪影響が大きい有害元素である。よって、極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、Ti量の上限を0.0015%とした。好ましくは0.0010%以下である。
〔O:0.001%以下(0%を含まない)〕
Oは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼす元素であり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすAl2O3やSiO2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、O量の上限を0.001%とした。好ましくは0.0008%以下、より好ましくは0.0006%以下である。
Oは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼす元素であり、転動疲労特性に悪影響を及ぼすAl2O3やSiO2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましい。しかし、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、O量の上限を0.001%とした。好ましくは0.0008%以下、より好ましくは0.0006%以下である。
〔N:0.020%以下(0%を含まない)〕
Nは、不可避不純物の1つであり、N量が過剰になると熱間加工性が低下して、鋼材製造上の不具合が生じやすい。またNは、不可避不純物として存在するTiと結合して、転動疲労特性に有害な窒化物を形成し、軸受の疲労特性に悪影響を及ぼし得る。そこでN量は0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.010%以下である。
Nは、不可避不純物の1つであり、N量が過剰になると熱間加工性が低下して、鋼材製造上の不具合が生じやすい。またNは、不可避不純物として存在するTiと結合して、転動疲労特性に有害な窒化物を形成し、軸受の疲労特性に悪影響を及ぼし得る。そこでN量は0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.010%以下である。
本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものである。
[製造条件]
上記規定の界面域を有する軸受用鋼材を得るには、上記成分組成の鋼材を用い、製造工程における球状化焼鈍を、下記の条件で行うことが必要である。
上記規定の界面域を有する軸受用鋼材を得るには、上記成分組成の鋼材を用い、製造工程における球状化焼鈍を、下記の条件で行うことが必要である。
従来の球状化焼鈍では、上記熱間圧延材または熱間鍛造材を、780〜800℃の温度範囲で2〜8時間加熱した後、10〜15℃/hrの冷却速度で680℃まで冷却してから大気放冷することにより、球状化セメンタイトを分散させていた。しかしその結果、冷却中に析出する球状化セメンタイト中にCr、Mnがとどまって母相側に拡散されず、界面域のCr、Mnが欠乏して、上記式(1)を満たさないものとなっていた。
これに対し本発明では、球状化焼鈍を、
1次均熱処理工程:(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域で2〜9hr保持、
2次均熱処理工程:Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域で1.5〜6hr保持、
3次均熱処理工程:Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域で1〜3hr保持、
および、
3次均熱処理工程後に680℃まで平均冷却速度10〜15℃/hrで冷却する工程
をこの順に含むように行うことによって、
1〜3次均熱処理工程の各温度域で析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを、母相側に十分拡散でき、界面域のCr、Mn(界面Cr、界面Mn)を十分確保することができる。併せて、界面域のSi、Cu、Ni、Mo(界面Si、界面Cu、界面Ni、界面Mo)を母相側に拡散させることなく確保し、その結果、上記式(1)を満たすようにすることができる。
1次均熱処理工程:(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域で2〜9hr保持、
2次均熱処理工程:Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域で1.5〜6hr保持、
3次均熱処理工程:Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域で1〜3hr保持、
および、
3次均熱処理工程後に680℃まで平均冷却速度10〜15℃/hrで冷却する工程
をこの順に含むように行うことによって、
1〜3次均熱処理工程の各温度域で析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを、母相側に十分拡散でき、界面域のCr、Mn(界面Cr、界面Mn)を十分確保することができる。併せて、界面域のSi、Cu、Ni、Mo(界面Si、界面Cu、界面Ni、界面Mo)を母相側に拡散させることなく確保し、その結果、上記式(1)を満たすようにすることができる。
以下、上記各製造条件を規定した理由について詳述する。
〔1次均熱処理:(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域(T1)で2〜9hr(t1)保持〕
1次均熱処理における均熱温度T1が(Ac1e+30)℃を下回る場合や、1次均熱処理における均熱時間t1が、2hr未満の場合、球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT1は、(Ac1e+30)℃以上とする。好ましくは(Ac1e+35)℃以上である。また、t1は2hr以上とする。好ましくは4hr以上である。
1次均熱処理における均熱温度T1が(Ac1e+30)℃を下回る場合や、1次均熱処理における均熱時間t1が、2hr未満の場合、球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT1は、(Ac1e+30)℃以上とする。好ましくは(Ac1e+35)℃以上である。また、t1は2hr以上とする。好ましくは4hr以上である。
一方、T1が(Ac1e+50)℃を超える場合や、t1が長すぎる場合は、界面域に濃化しているSi、Ni、Cu、Moが母相側に拡散して、界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Moが少なくなり、上記式(1)を満たさない。よって、T1は(Ac1e+50)℃以下とする。好ましくは、(Ac1e+45)℃以下である。また、t1は9hr以下とする。好ましくは7hr以下である。
尚、上記Ac1e(点)および後述するAc1b(点)は、THERMO−CALC SOFTWARE Ver.R(伊藤忠テクノソリューションズ)を用いて図1の様な状態図を作成し、計算により求めた変態点である。
〔2次均熱処理:Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域(T2)で1.5〜6hr(t2)保持〕
2次均熱処理における均熱温度T2がAc1e未満の場合や、均熱時間t2が1.5hr未満の場合、前記図1に示すようなオーステナイト(γ)+セメンタイト(θ)の2相域で析出した球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相側に十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT2は、Ac1e以上とする。好ましくは(Ac1e+2)℃以上である。またt2は、1.5hr以上とする。好ましくは1.7hr以上である。
2次均熱処理における均熱温度T2がAc1e未満の場合や、均熱時間t2が1.5hr未満の場合、前記図1に示すようなオーステナイト(γ)+セメンタイト(θ)の2相域で析出した球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相側に十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT2は、Ac1e以上とする。好ましくは(Ac1e+2)℃以上である。またt2は、1.5hr以上とする。好ましくは1.7hr以上である。
一方、T2が(Ac1e+10)℃を超えると、Ac1e点までに析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相側に十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記(1)式を満足できない。よってT2は、(Ac1e+10)℃以下とする。好ましくは(Ac1e+8)℃以下である。
また、t2が6hrを超えると、界面域に濃化しているSi、Ni、Cu、Moが母相側に拡散して、界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Moが少なくなり、上記式(1)を満たさない。よってt2は6hr以下とする。好ましくは4hr以下である。
〔3次均熱処理:Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域(T3)で1〜3hr(t3)保持〕
3次均熱処理における均熱温度T3がAc1b未満の場合や、均熱時間t3が1hr未満の場合、前記図1に示すようなオーステナイト(γ)+フェライト(α)+セメンタイト(θ)の3相域で析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相側に十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT3は、Ac1b以上とする。好ましくは(Ac1b+2)℃以上である。またt3は、1hr以上とする。好ましくは1.5hr以上である。
3次均熱処理における均熱温度T3がAc1b未満の場合や、均熱時間t3が1hr未満の場合、前記図1に示すようなオーステナイト(γ)+フェライト(α)+セメンタイト(θ)の3相域で析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを母相側に十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさない。よってT3は、Ac1b以上とする。好ましくは(Ac1b+2)℃以上である。またt3は、1hr以上とする。好ましくは1.5hr以上である。
一方、T3が(Ac1b+10)℃を超えると、Ac1b点までに析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たすことが難しくなる。よってT3は(Ac1b+10)℃以下とする。T3は、好ましくは(Ac1b+8)℃以下である。
またt3が、3hrを超えると、界面域に濃化しているSi、Ni、Cu、Moが母相側に拡散して、界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Moが少なくなり、上記式(1)を満足できなくなる。よってt3は3hr以下とする。好ましくは2hr以下である。
〔T3から680℃までの平均冷却速度:10〜20℃/hr〕
3次均熱処理工程後、上記T3から680℃までの平均冷却速度が10℃/hr未満では、界面域に濃化しているSi、Ni、Cu、Moが母相側に拡散して、界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Moが少なくなり、上記式(1)を満たさない。よって、上記平均冷却速度は10℃/hr以上とする。好ましくは12℃/hr以上である。一方、上記平均冷却速度が20℃/hrを超えると、球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満足できない。よって上記平均冷却速度は20℃/hr以下とする。好ましくは18℃/hr以下である。
3次均熱処理工程後、上記T3から680℃までの平均冷却速度が10℃/hr未満では、界面域に濃化しているSi、Ni、Cu、Moが母相側に拡散して、界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Moが少なくなり、上記式(1)を満たさない。よって、上記平均冷却速度は10℃/hr以上とする。好ましくは12℃/hr以上である。一方、上記平均冷却速度が20℃/hrを超えると、球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満足できない。よって上記平均冷却速度は20℃/hr以下とする。好ましくは18℃/hr以下である。
尚、上記範囲で均熱される限り、上記1次均熱温度T1から2次均熱温度T2へ冷却時の平均冷却速度(CR1)と、2次均熱温度T2から3次均熱温度T3へ冷却時の平均冷却速度(CR2)は、特に限定されない。ただし、設備制約や生産性の観点から、上記CR1とCR2は、60℃/hr〜180℃/hrの範囲内とすることが望ましい。
上記680℃まで冷却後、室温までの冷却速度は特に限定されないが、生産性向上の観点から放冷(大気放冷)とすることが望ましい。
本発明の鋼材は、上記のような球状化焼鈍を行った後、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるものであるが、鋼材段階の形状についてはこうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含むものであり、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決めることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表1に示す化学成分組成の鋳片を、加熱炉において1100〜1300℃に加熱した後、900〜1200℃で分塊圧延を実施した。その後、830〜1100℃で熱間圧延し、所定の径(φ65mm)の鋼材(圧延材)を得た。尚、表1における下線を付したMo量は、不可避的に混入したMo量を示している。
次いで、得られた鋼材を用いて、球状化焼鈍(熱処理)を行った。球状化焼鈍は、表2または表3に示す熱処理条件(温度・時間)で、室温からT1まで、平均昇温速度50〜150℃/hrで加熱し、均熱温度T1で均熱時間t1保持し、その後、均熱温度T2まで冷却し、均熱温度T2で均熱時間t2保持し、その後、均熱温度T3まで冷却し、均熱温度T3で均熱時間t3保持した後、均熱温度T3から(比較例であるNo.3ではT1から、またNo.21ではT2から)680℃まで表2または表3に示す平均冷却速度で冷却してから、大気放冷した。
尚、上記T1からT2への冷却、およびT2からT3への冷却は、表2または表3に示す平均冷却速度で冷却した。
上記球状化焼鈍後の鋼材を用いて、界面域の各元素(Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)濃度の測定、および界面Di値の算出、転動疲労寿命の測定を、以下の通り行った。
[界面域の各元素濃度の測定]
上記球状化焼鈍後の試験片を、D(直径)/4の位置を観察できるように縦断面(圧延方向に並行な断面)で切断し、この断面を研磨した後、薄膜法にて試料を作製し、FE−TEM(電界放出型透過型電子顕微鏡)により球状化セメンタイト観察を実施した。この際、TEMのEDX(エネルギー分散型X線検出器)により球状化セメンタイトのライン分析を、球状化セメンタイトのほぼ円中心を通るように実施し(測定条件は下記の通りである)、Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Moの各元素の濃度を測定した。この分析を、任意に選択した球状化セメンタイト5個について行い、球状化セメンタイト表面から母相側へ20nm位置までの母相領域(界面域)の上記各元素の平均値を求めて、それぞれ界面Fe、界面Si、界面Mn、界面Cr、界面Cu、界面Ni、界面Moの量とした。そしてこれらの測定値を用いて、式(1)の右辺値(界面Di値)を求めた。
上記球状化焼鈍後の試験片を、D(直径)/4の位置を観察できるように縦断面(圧延方向に並行な断面)で切断し、この断面を研磨した後、薄膜法にて試料を作製し、FE−TEM(電界放出型透過型電子顕微鏡)により球状化セメンタイト観察を実施した。この際、TEMのEDX(エネルギー分散型X線検出器)により球状化セメンタイトのライン分析を、球状化セメンタイトのほぼ円中心を通るように実施し(測定条件は下記の通りである)、Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Moの各元素の濃度を測定した。この分析を、任意に選択した球状化セメンタイト5個について行い、球状化セメンタイト表面から母相側へ20nm位置までの母相領域(界面域)の上記各元素の平均値を求めて、それぞれ界面Fe、界面Si、界面Mn、界面Cr、界面Cu、界面Ni、界面Moの量とした。そしてこれらの測定値を用いて、式(1)の右辺値(界面Di値)を求めた。
(測定条件)
倍率:500000倍
測定ステップ:2nm
分析長さ:100nm
倍率:500000倍
測定ステップ:2nm
分析長さ:100nm
[転動疲労寿命の測定]
上記球状化焼鈍後、φ60mm、厚さ6mmの試験片を切り出し、840℃で30分間加熱後に油焼入れを実施し、160℃で120分間焼戻しを行った。次いで、仕上げ研磨を施して表面粗さ:0.04μmRa以下のスラスト転動疲労試験片を作製した。
上記球状化焼鈍後、φ60mm、厚さ6mmの試験片を切り出し、840℃で30分間加熱後に油焼入れを実施し、160℃で120分間焼戻しを行った。次いで、仕上げ研磨を施して表面粗さ:0.04μmRa以下のスラスト転動疲労試験片を作製した。
そしてスラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度:1500rpm、面圧:5.3GPa、中止回数:2×108回の条件にて、各鋼材(試験片)につき転動疲労試験を各16回ずつ実施し、疲労寿命L10(ワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率10%における疲労破壊までの応力繰り返し数)を評価した。このとき、疲労寿命L10(L10寿命)で1.0×107回以上を合格基準とした。
これらの結果を表4および表5に示す。
表1〜5から、次の様に考察できる。即ち、No.1、2、5、22〜34、36〜44は、本発明で規定の要件を満たすものであり、転動疲労特性に優れた軸受用鋼材が得られている。これに対し、上記No.以外の例は、本発明で規定のいずれかを要件を満たさないため転動疲労特性に劣っている。詳細には以下の通りである。
即ち、No.3は、2次均熱処理と3次均熱処理を実施していないため、界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.4は、2次均熱処理工程と3次均熱処理工程の均熱時間(t2とt3)が短いため、界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.6は、1次均熱処理工程の均熱温度T1が低すぎるため、またNo.8は、1次均熱処理工程の均熱時間t1が短すぎるため、いずれも界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.7は、1次均熱処理工程の均熱温度T1が高すぎるため、またNo.9は、1次均熱処理工程の均熱時間t1が長すぎるため、いずれも界面域に濃化しているSi、NiおよびCuが母相側に拡散して、界面Si、界面Niおよび界面Cuが少なくなり(尚、界面Moについては、鋼中Mo量が少ないのでも界面Moも少なく拡散による減少量も少ない。以下、No.13、17、18についても同じ)、式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.10は、2次均熱処理工程の均熱温度T2が低すぎるため、またNo.12は、2次均熱処理工程の均熱時間t2が短すぎるため、いずれも界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.11は、2次均熱処理工程の均熱温度T2が高すぎるため、Ac1e点までに析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.13は、2次均熱処理工程の均熱時間t2が長すぎるため、界面域に濃化しているSi、NiおよびCuが母相側に拡散して、界面Si、界面Niおよび界面Cuが少なくなり、その結果式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.14は、3次均熱処理工程の均熱温度T3が低すぎるため、またNo.16は、3次均熱処理工程の均熱時間t3が短すぎるため、いずれも界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.15は、3次均熱処理工程の均熱温度T3が高すぎるため、Ac1b点までに析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して上記式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.17は、3次均熱処理工程の均熱時間t3が長すぎるため、界面域に濃化しているSi、NiおよびCuが母相側に拡散して、界面Si、界面Niおよび界面Cuが少なくなり、その結果、式(1)を満たさず転動疲労寿命が短くなった。
No.18は、680℃までの平均冷却速度が小さすぎるため、界面域に濃化しているSi、NiおよびCuが母相側に拡散して、界面Si、界面Niおよび界面Cuが少なくなり、その結果、式(1)を満たさず転動疲労寿命が短くなった。一方、No.19は、680℃までの平均冷却速度が大きすぎるため、球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.20は、2次均熱処理を行わなかったため、またNo.21は、3次均熱処理を行わなかったため、それぞれの温度域で析出する球状化セメンタイト中のCr、Mnを十分拡散させることができず、界面Crと界面Mnが不足して式(1)を満たさず、転動疲労寿命が短くなった。
No.45は、鋼中Si量が不足しているため、界面Siも少なくなり式(1)を満たさず界面域の焼き入れが不足し、また母相の焼き入れ不足と軟化抵抗性の低下により、転動疲労寿命が短くなった。
No.46は、鋼中Mn量が不足しているため、界面Mnも少なくなり式(1)を満たさず界面域の焼き入れが不足し、また母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。
No.47は、鋼中のCrが不足しているため、界面Crが少なく、また式(1)を満たさず界面域の焼き入れが不足し、更に母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。
No.48は、鋼中N量が過剰であるため、粗大な窒化物(TiN等)が形成されて転動疲労寿命が低下した。No.49は、鋼中O量が過剰であるため、粗大な酸化物が鋼中に分散して転動疲労寿命が低下した。
No.50は、鋼中P量が過剰であるため、粒界が脆化して転動疲労寿命が低下した。No.51は、鋼中S量が過剰であるため、粗大なMnSが形成されて、転動疲労寿命が低下した。
No.52は、鋼中C量が過剰であるため、粗大な炭化物が形成されて、転動疲労寿命が低下した。またNo.53は、鋼中C量が不足しているため、強度を確保することができず、転動疲労寿命が低下した。
No.54は、鋼中Al量が過剰であるため、粗大なAl2O3が形成されて転動疲労寿命が低下した。また鋼中Mn量が過剰であるため、加工性や被削性を確保できない。
No.55は、鋼中Ti量が過剰であるため、粗大なTiNが形成されて転動疲労寿命が低下した。またNo.56は、鋼中Cr量が過剰であり、粗大な炭化物が形成されたため、転動疲労寿命が低下した。
No.57は、鋼中Cu量が不足しているため界面Cuを確保できず、No.58は、鋼中Ni量が不足しているため界面Niを確保できず、更に、No.59は、鋼中Cr量が不足しているため界面Crを十分確保できず、いずれも式(1)を満たさないため界面域の焼き入れが不足した。またいずれも、母相の焼き入れも不足して、転動疲労寿命が短くなった。
Claims (2)
- C:0.95〜1.10%(質量%の意味、化学成分について以下同じ)、
Si:0.15〜0.35%、
Mn:0.2〜0.50%、
Cr:1.30〜1.60%、
P:0.025%以下(0%を含まない)、
S:0.025%以下(0%を含まない)、
Ni:0.02〜0.25%、
Cu:0.02〜0.25%、
Mo:0.08%未満(0%を含む)、
Al:0.050%以下(0%を含まない)、
Ti:0.0015%以下(0%を含まない)、
O:0.001%以下(0%を含まない)、および
N:0.020%以下(0%を含まない)
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、およびMo(界面Mo)が、下記式(1)を満たすことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材。
9.0 ≦ 1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo …(1)
(式(1)において、界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Moは、それぞれ、球状化セメンタイトの表面から20nmまでの母相領域(界面域)に含まれるSi、Mn、Cu、Ni、Cr、Moの含有量(質量%)を示す) - 請求項1に記載の軸受用鋼材を製造する方法であって、
請求項1に記載の成分組成の鋼材を用い、球状化焼鈍を、
(Ac1e+30)〜(Ac1e+50)℃の温度域(T1)で2〜9hr(t1)保持する1次均熱処理工程、
Ac1e〜(Ac1e+10)℃の温度域(T2)で1.5〜6hr(t2)保持する2次均熱処理工程、
Ac1b〜(Ac1b+10)℃の温度域(T3)で1〜3hr(t3)保持する3次均熱処理工程、および、
上記T3から680℃までを平均冷却速度10〜15℃/hrで冷却する工程
をこの順に含むように行うことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受用鋼材の製造方法。
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