JP2014015632A

JP2014015632A - 軸受鋼

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Publication number: JP2014015632A
Application number: JP2012151619A
Authority: JP
Inventors: Yutaka Neishi; 豊根石; Junya Yamamoto; 隼也山本; Hitoshi Matsumoto; 斉松本; Shinji Higashida; 真志東田; Hideki Abe; 秀貴安倍
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-07-05
Filing date: 2012-07-05
Publication date: 2014-01-30
Anticipated expiration: 2032-07-05
Also published as: JP5867324B2

Abstract

【課題】軸受部品として優れた転動疲労寿命を実現しうる軸受鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１２％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、〔０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０〕、〔Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０〕および〔２０≦Ｍｎ／Ｓ≦１７０〕を満足する化学組成を有する軸受鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、軸受鋼に関する。詳しくは、本発明は、転動疲労寿命に優れる高炭素クロム軸受鋼に関する。

自動車や産業機械などに用いられる軸受部品は、一般に、ＪＩＳＧ４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２〜５に代表される高炭素クロム軸受鋼鋼材を素材として、熱間鍛造、冷間鍛造、切削加工などの工程を経て、所望の形状に仕上げられている。

なお、熱間圧延ままの高炭素クロム軸受鋼鋼材は、通常そのミクロ組織がパーライトの単相組織あるいはベイナイトなど硬質相とパーライトの混合組織であって、硬さが高いものである。したがって、熱間圧延ままの高炭素クロム軸受鋼鋼材に切削加工や冷間鍛造などを施すと、工具寿命が低下したり、冷間鍛造の際に割れが発生するなどの問題を避け難い。

このため、従来、切削加工性や冷間鍛造性などの加工性を高めることを目的に、前処理として「球状化焼鈍」と呼ばれる２０時間を超えるような長時間の球状化熱処理を施し、ミクロ組織をフェライトと球状セメンタイトの混合組織に変えることが行われてきた。

しかしながら、上記長時間の球状化熱処理は、高価な熱処理設備を必要とするうえに多大なエネルギーを消費し、しかも、生産性を低下させてしまうので、コスト上昇を招く処理である。

したがって、産業界からは、切削加工や冷間鍛造工程の前処理としての球状化熱処理を省略するか、あるいは省略できないまでもその時間を大幅に短縮して、エネルギー消費を少なくするとともに設備コストも下げ、さらに、工程を簡略化して生産性を高めたいとの要望が大きくなっている。

そこで、本発明者らは、これらの要望に応えるべく、特許文献１において、球状化焼鈍を省略化あるいは簡略化することができる技術を提案した。

具体的には、本発明者らは、特許文献１において、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：０．２〜１．２％およびＳ：０．０１５％以下を含み、かつ、ＭｎとＳの含有量の比であるＭｎ／Ｓの値が２０〜１７０である化学組成を有する被圧延材を、Ａｅ₁点〜Ａｅｍ点の温度域に加熱した後、２以上の圧延工程と、最初の圧延工程から最後の圧延工程までの間に１以上の中間冷却工程とを備える全連続式熱間圧延方法により圧延し、さらに、圧延終了後に、４００℃までの温度域を冷却速度が５℃／ｓ以下の条件で最終冷却する軸受鋼鋼材の製造方法であって、該全連続式熱間圧延方法が、〔１〕各圧延工程中の被圧延材の表面温度が、６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０℃）の範囲内であること、〔２〕中間冷却工程において、冷却開始から冷却終了後被圧延材の表面温度がＡｅ₁点以上に復熱するまでの時間Δｔが１０ｓ以下であること、および〔３〕総減面率が３０％以上であること、の全てを満足することを基本の条件とする「軸受鋼鋼材の製造方法」および上記基本の条件に加えてさらに、Ａｅ₁点〜Ａｅｍ点の温度域での加熱が、〔４〕被圧延材の温度が７５０〜８５０℃となる時間が、累積時間で６０ｍｉｎ以下であること、および〔５〕被圧延材の温度が８５０℃を超えてＡｅｍ点以下となる時間が、累積時間で１２０ｍｉｎ以下であることを特徴とする「軸受鋼鋼材の製造方法」を提案した。

上記の技術により、熱間での線材圧延および棒鋼圧延といった圧延のままで、球状化組織を有するミクロ組織を造り込むことができ、球状化焼鈍の省略または球状化焼鈍時間を従来の半分程度以下に短縮することが可能である。

既に述べたように、軸受鋼は、切削加工や冷間鍛造などの加工工程を経て最終的に軸受部品となる。この軸受部品としての製品特性、特に転動疲労特性に対する長寿命化の要求は、近年、ますます厳しくなっているのが現状である。

軸受部品の転動疲労特性、すなわち転動疲労寿命は、素材である軸受鋼中に存在する非金属介在物（以下、単に「介在物」ともいう。）、特に、酸化物系介在物（以下、単に「酸化物」ともいう）により低下することが知られている。そのため、転動疲労寿命を長寿命化するためには、鋼材中の酸素の含有量を低下させ酸化物の総量を低減させ、かつ介在物の組成、形態を調整する必要がある。

これらの要望に応えるべく、例えば特許文献２に、微量のＣａを添加し、さらにイオウ、アルミニウムおよび酸素量を低く制限することで、転動疲労寿命を長寿命化できる技術が開示されている。

具体的には、特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．８０〜１．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．０％を主成分とし、必要に応じて、ＭｏまたはＶをそれぞれ０．８０％以下含有し、残余が実質的にＦｅからなる軸受鋼において、さらにＣａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｏ：０．００２０％以下に調整したことを特徴とする「転動寿命特性および被削性が良好な軸受鋼」が開示されている。

特開２００９−２７５２６３号公報特開昭５４−１２８４１８号公報

本発明者らが特許文献１で提案した技術の具体的な目的は、熱間での線材圧延および棒鋼圧延といった圧延のままで球状化組織を有し、球状化焼鈍時間を従来の半分程度以下に短縮することが可能な高炭素クロム軸受鋼鋼材の製造方法を提供することであり、さらには、従来の球状化焼鈍で得られる球状セメンタイトを球状化熱処理を行わずとも得ることが可能な高炭素クロム軸受鋼鋼材の製造方法を提供することである。

このため、製造工程の一部を簡略化、省略化して、ＣＯ₂排出量の低減や生産性向上、製造コストの低減を実現することは可能である。しかしながら、近年強く要望される最終的な軸受部品として要求される製品性能、特に転動疲労寿命を長寿命化するという点については、必ずしも十分ではないところもあった。

特許文献２で開示されている鋼は、微量のＣａを添加することにより酸化物組成をＡｌ₂Ｏ₃系からＡｌ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂−ＣａＯ系に調整して転動疲労寿命の長寿命化を図るものである。しかし、単にＣａを添加することによって酸化物の組成を調整しても、鋼に含まれるＯ量とＳ量に応じて粗大な酸化物を形成し、早期剥離が生じて転動疲労寿命を逆に短くする場合がある。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、軸受部品として優れた転動疲労寿命を実現しうる軸受鋼を提供することを目的とする。

一般に、転動疲労は、鋼材中に存在する介在物に繰返し荷重が加わり、応力集中によってき裂が生じ、その後、繰り返し荷重によってき裂が徐々に進展し、最終的に剥離に至る現象である、と理解されている。

そこで、発明者らは、転動疲労寿命の長寿命化に関して、介在物の形態と組成に着目して検討を行い、介在物の組成と形態の調整に関して、先ず下記の（ａ）および（ｂ）の重要な知見を得た。

（ａ）酸化物および硫化物の組成を制御することによって、具体的には、酸化物中に適量のＣａＯを、また硫化物中にＣａＳを含有するように組成を制御することによって、転動疲労寿命に対して有害となる（転動疲労での繰返し荷重に伴い応力集中源となる）粗大な介在物を抑制できる。

（ｂ）上述の（ａ）の介在物の組成に制御するためには、少なくとも脱酸処理後の溶鋼中に微量のＣａを含有させる必要がある。例えば、微量のＣａを添加せず溶鋼中にＣａが含まれない場合には、酸化物は溶鋼中でＡｌ₂Ｏ₃主体となり、凝固時にはこの酸化物は凝集し、粗大化する。しかしＣａを添加して溶鋼中にＣａが含まれる場合には、溶鋼中に生成する酸化物組成が変化することで界面エネルギーが低下し、結果として凝集力が低下することで、粗大化が抑制される。一方、上記溶鋼中にＣａが含まれることで、硫化物の場合は、ＭｎＳ主体からＣａＳを含む硫化物になって球状化し、かつ圧延時に変形しにくくなるため小径化できる。

脱酸処理後の溶鋼段階で微量添加したＣａは、酸化物および硫化物の双方と反応して、それらの組成を変化させる。つまり、Ｃａ添加する直前の溶鋼中の酸化物量やＳ量に応じて、Ｃａとの反応挙動が異なってくるので、反応後の酸化物および硫化物の組成が変化する。そして、この組成変化に応じて形態も変化してしまう。したがって、転動疲労寿命を長寿命化するためには、Ｃａ添加によって酸化物と硫化物の各組成を適切に調整して、形態を小径化する必要がある。

そこで次に、発明者らは、脱酸処理後の溶鋼段階で添加したＣａと酸化物および硫化物との間の反応と、鋳片における酸化物および硫化物の形態とについて、詳細な検討を行った。

その結果、下記の（ｃ）および（ｄ）に示すように、Ｏ量とＣａ量の比である〔Ｃａ／Ｏ〕およびＳ量を用いて、酸化物および硫化物の形態を管理しうることを見出した（図１参照）。

（ｃ）脱酸処理後の溶鋼段階で添加したＣａと酸化物の反応は、脱酸処理後の溶鋼中に含まれるＯ量とＣａ量で整理することができる。すなわち、Ｏ量は、脱酸処理後、Ｃａ添加の直前に溶鋼中に形成された酸化物の総量を表し、Ｃａ添加後の酸化物の組成は溶鋼中に含まれるＣａ量とＯ量との比である「Ｃａ／Ｏ」を指標として表すことができる。そして、
〔０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０〕
を満たせば、粗大な酸化物や点列状の酸化物の形成を抑制することができる。

（ｄ）ただし、溶鋼段階で添加したＣａはＳとも反応する。このため、たとえＣａ量とＯ量が上記（ｃ）で述べた関係式を満たしても、Ｓ量によっては、溶鋼段階でＣａＳが形成されてしまって、粗大な酸化物の形成を抑制できない場合がある。しかし、Ｃａ量、Ｏ量およびＳ量が、上記〔０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０〕を満たしたうえでさらに〔Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０〕を満たせば、安定して酸化物の粗大化を抑制することができる。

本発明は、上記の技術的思想とそれに基づく知見によって完成されたものであり、その要旨は下記の軸受鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１２％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の[1]〜[3]式を満足する化学組成を有する軸受鋼。
０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０・・・[1]
Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０・・・[2]
２０≦Ｍｎ／Ｓ≦１７０・・・[3]
ただし、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明の軸受鋼は、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、転動疲労寿命が長いことから、各種の産業機械や自動車などに使用される「玉軸受」や「コロ軸受」といった転がり軸受の素材として好適に用いることができる。

鋳片におけるＣａ／ＯとＳ量が、粗大な酸化物や点列状の酸化物の形成に及ぼす影響について説明する図である。大気雰囲気の箱型電気加熱炉を用いて行った球状化処理条件を説明する図である。大気雰囲気の箱型電気加熱炉を用いて行った球状化処理条件を説明する図で、一般に球状化処理条件として用いられている長時間処理の一例である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）軸受鋼の化学組成：
Ｃ：０．９５〜１．２％
Ｃは、焼入れ時の硬さを確保して転動疲労寿命を向上させる元素であり、０．９５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に１．２％を超えると、耐摩耗性は向上するものの、棒鋼圧延工程における加熱段階で、粗大な初析セメンタイトが多く分散することになり、冷間鍛造性の悪化を招く。また硬さの上昇を招き、切削加工時の工具寿命の低下、焼割れの原因となる。したがって、Ｃの含有量を０．９５〜１．２％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．９７％である。また、好ましい上限は１．１％である。

Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．１５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．３５％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなって切削加工時の工具寿命の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１５〜０．３５％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。また、好ましい上限は０．３２％である。

Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。しかしながら、０．５％を超えてＭｎを含有させると、母材の硬さが高くなって、切削加工時の工具寿命の低下を招く。さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．０５〜０．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％である。また、好ましい上限は０．４５％である。なお、Ｍｎの含有量は後述の[3]式も満たす必要がある。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労寿命を短くしてしまう。特に、その含有量が０．０２５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。好ましいＰ含有量の範囲は０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため冷間鍛造性の劣化や転動疲労寿命を著しく短くしてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、転動疲労寿命の向上という観点からは、Ｓの含有量は低ければ低いほど好ましく、好ましい上限は、０．００１％である。なお、Ｓの含有量は後述の[2]式および[3]式も満たす必要がある。

Ｃｒ：０．８０〜１．８０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、セメンタイトを熱的に安定化させ、高温域におけるセメンタイトのマトリックス中への固溶を抑止する作用を有する。この効果はＣｒの含有量が０．８０％以上で発揮される。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．８０％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、最終形状にした後に行う焼入れ処理の際に、焼割れを生じやすくなり、また、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．８０〜１．８０％とした。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％である。また、好ましい上限は１．６０％である。

Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下
Ａｌは、精錬工程で脱酸を行うために使用する元素であり、０．００５％を超えて含有させなければ、Ａｌによる脱酸効果が得られない。しかし、Ａｌの含有量が０．０４０％を上回ると粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量は０．００５％を超えて０．０４０％以下とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％である。また、好ましい上限は０．０３８％である。

Ｃａ：０．０００３〜０．００１２％
Ｃａは、酸化物中に適量のＣａＯを形成するとともに、硫化物中に固溶しＣａＳを形成する。酸化物中にＣａＯを形成することによって、界面エネルギーが低下し、酸化物の凝集力が低下することで、粗大化が抑制される。この効果によって、転動疲労寿命の低下を抑制できる。また硫化物に対してはＣａＳを形成することで延伸・粗大化を抑制する効果がある。さらに晶出形態が変化するため、硫化物系介在物が均一分散する。これらの効果によって、転動疲労寿命の低下を抑制できる。上述したＣａの各効果は、Ｃａの含有量が０．０００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００１２％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、特に、酸化物の粗大化を招き、結果として転動疲労寿命の低下を招く場合がある。したがって、Ｃａの含有量を０．０００３〜０．００１２％とした。なお、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００４％である。また、好ましい上限は０．００１０％である。なお、Ｃａの含有量は後述の[1]式および[2]式も満たす必要がある。

Ｏ：０．００１０％以下
Ｏ（酸素）は、酸化物を生成する元素であり、極力低下させる必要がある。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００１０％を上回ると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００１０％以下とした。Ｏの含有量は０．０００８％以下であることが好ましい。なお、Ｏの含有量は後述の[1]式および[2]式も満たす必要がある。

Ｃａ／Ｏ：０．７０〜１．８０、かつ（１２５０Ｓ−５．８０）以上
本発明の軸受鋼は、Ｃａ／Ｏが下記の[1]式を満足する化学組成でなければならない。
０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０・・・[1]
ただし、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

Ｃａ／Ｏは酸化物総量に対するＣａ比率を表す指標であり、Ｃａ／Ｏが０．７０未満の場合、粗大化した、または点列状の、Ａｌ₂Ｏ₃を主成分としたスピネルが生成し、球状の酸化物を得ることが困難である。一方、Ｃａ／Ｏが１．８０を上回ると、ＣａＯを主体とする粗大な酸化物あるいは点列状の酸化物を形成しやすくなり、粗大な酸化物を抑制することが困難になる。したがって、Ｃａ／Ｏは０．７０〜１．８０の範囲とした。

本発明の軸受鋼は、さらにＣａ／Ｏが下記の[2]式を満足する化学組成でなければならない。
Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０・・・[2]
ただし、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

これは、たとえＣａ／Ｏが上記０．７０〜１．８０の範囲であっても、鋼中に存在するＳ量によっては、ＣａＳ形成のため、酸化物の粗大化を抑制できない場合があるからである。

すなわち、〔Ｃａ／Ｏ＜１２５０Ｓ−５．８０〕の場合、ＣａＳ形成に伴い、酸化物形態制御に用いられるＣａ量が不足するため、粗大または点列状の、Ａｌ₂Ｏ₃を主成分としたスピネルが生成し、酸化物の粗大化を抑制できない。したがって、〔Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０〕とした。なお、Ｓに対する係数である１２５０は、ＣａＳ形成に伴うＣａ減少係数を意味する。

Ｍｎ／Ｓ：２０〜１７０
本発明の軸受鋼は、さらに下記の[3]式を満足する化学組成でなければならない。
２０≦Ｍｎ／Ｓ≦１７０・・・[3]
ただし、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

これは先ず、熱間加工中の割れ発生を抑止するためには、Ｓの含有量を既に述べた０．０１０％以下とすることに加えて、固溶Ｓの量を減らすために、少なくともＳをＭｎＳ（硫化物）として存在させる必要があり、ＭｎとＳの含有量の比であるＭｎ／Ｓの値が２０以上であれば、Ｓが固溶Ｓとして延性低下を引き起こすことがないからである。一方、Ｍｎ／Ｓの値が大きすぎると、固溶Ｓは存在しなくなってＳが延性低下を引き起こすことはなくなるものの、Ｍｎ／Ｓの値が１７０を超えると、生成したＭｎＳの大きさが増大し、粗大なＭｎＳが残存する場合があるからである。したがって、Ｍｎ／Ｓの値を２０〜１７０とした。

（Ｂ）軸受鋼の製造方法：
本発明に係る軸受鋼は、たとえば、転炉で溶製した鋼を連続鋳造で３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にすることで製造できる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。

表１に示す種々の化学組成を有する軸受鋼１〜１３を７０ｔ転炉で溶製した。

なお、転炉でＡｌによる脱酸処理を施した後、ＣａＳｉ化合物を添加し、Ｃａ量を調整した。

表１中の鋼１〜６は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、鋼７〜１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

表１には、株式会社材料設計技術研究所で開発・販売されている状態図計算ソフトウェア「Ｐａｎｄａｔｖｅｒ．６．０」によって求めた各鋼のＡｅ₁点およびＡｅｍ点を併記した。「Ａｅ₁点」および「Ａｅｍ点」はそれぞれ、平衡状態における共析温度および平衡状態においてセメンタイトがオーステナイトに完全に固溶する温度である。

転炉で溶製した鋼は、連続鋳造により３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした後、さらに１２５０℃で均熱し、その後、１１５０〜１１００℃の温度域で分塊圧延して、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とした。

次いで、鋼片は、下記の構成からなる各圧延機列の間に冷却設備を備えた全連続式熱間圧延ラインによって、表２に試験番号１〜１４として示した条件で「総減面率」が８８．９６％の熱間圧延を行い、直径６０ｍｍの棒鋼に加工した。「総減面率」とは、全連続式熱間圧延方法における被圧延材の圧延前の断面積をＡ₀、最終の圧延機を出た後の面積をＡ_fとした場合に、｛（Ａ₀−Ａ_f）／Ａ₀｝×１００で求められる値（％）である。
・粗圧延機列：８台の圧延機で構成、
・中間圧延機列：４台の圧延機で構成、
・仕上げ圧延機列：２台の圧延機で構成。

なお、表２における試験番号１〜１３の熱間圧延は、特許文献１の発明の製造方法である。また、表２における試験番号１４の熱間圧延は、オーステナイト単相域に加熱して熱間圧延する従来の全連続式熱間圧延方法である。

棒鋼圧延時の被圧延材の表面温度は、放射温度計を用いて測定した。

連続圧延終了後、つまり、仕上げ圧延機列の２台目の圧延機による圧延を終了した後は、大気中で放冷した。

なお、表２において粗圧延機列、中間圧延機列および仕上げ圧延機列をそれぞれ、「粗列」、「中間列」および「仕上列」と表記し、粗圧延機列と中間圧延機列との間の冷却設備を「冷却設備１」、中間圧延機列と仕上げ圧延機列の間の冷却設備を「冷却設備２」と表記した。さらに、冷却設備１、２を用いて冷却した場合、各設備での冷却開始から終了までの間で最も低くなった温度を、それぞれ「最低温度」と表記した。

なお、表２に記載の圧延開始温度、入側温度、出側温度および圧延終了温度は、放射温度計を用いて測定した被圧延材の表面温度であり、各冷却設備における最低温度については、放射温度計で測定した表面温度測定値、冷却設備における冷却条件、冷却設備を出た後の大気中での冷却条件および圧延条件を考慮して、差分法による数値解析によって求めた被圧延材表面の温度履歴から、各冷却設備での被圧延材表面の最低温度を算出して記載したものである。

これらの棒鋼圧延材は、次に示す方法でミクロ組織を調査した。

すなわち、先ず、直径６０ｍｍの各棒鋼から長さが２０ｍｍの試験片を切り出し、これらの試験片の中心軸を通り、圧延方向に平行に切り出した断面（以下、「縦断面」という。）が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。

次に、上記の撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが５．０以下であるセメンタイトの割合と、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの割合をそれぞれ、算出した。

また、画像処理ソフトによってＬ／Ｗが２．０以下である各セメンタイトの円相当直径を導出し、それを算術平均してＬ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの平均粒径を求めた。なお、以下の説明においては、上記のようにして求めたＬ／Ｗが２．０以下であるセメンタイトの割合を「球状化率」という。

上記のミクロ組織調査結果を表２に併せて示した。

表２から明らかなように、特許文献１の発明の製造方法で製造した試験番号１〜１３においては、鋼種によらず、球状化率は全て８０％程度となったことを確認した。

また、オーステナイト単相域に加熱して熱間圧延する従来の全連続式熱間圧延方法の試験番号１４では、球状化組織が得られなかった。

次に、各棒鋼から長さが３００ｍｍの試験片を切り出した。次いで、試験番号１〜１３の試験片を図２に示す全在炉時間が１２ｈの条件で、大気雰囲気の箱型電気加熱炉を用いて、球状化熱処理を行った。

図２に示した熱処理パターンは、一般的な球状化熱処理として用いられている長時間処理に比べて、全在炉時間が半減したものである。

また、試験番号１４は、一般的な球状化熱処理として用いられている長時間処理の一例として示した図３の熱処理パターンで処理した。

次いで、上記球状化熱処理した直径が６０ｍｍの各試験片について、次に示す方法で、ミクロ組織を調査した。

先ず、各球状化熱処理後の試験片の中心軸を通り、圧延方向に平行に切り出したいわゆる「縦断面」が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて中心部１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。

次に、上記のミクロ組織撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下以下であるセメンタイトの割合、つまり「球状化率」を算出した。

上記の球状化熱処理パターンおよび球状化熱処理後のミクロ組織調査結果も表２に併記した。

表２に示すとおり、試験番号１〜１３の場合では、球状化率が９５％以上であり、試験番号１４の場合には、通常要求される８５％という球状化率が得られることが確認できた。

そこで、転動疲労特性を評価するため、前記球状化熱処理を施して得た鋼１〜１４の直径が６０ｍｍの棒鋼の中心から、長手方向が素形材の厚みとなるように、直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材をスライスして採取した。

上記の直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材を、８３０℃で３０ｍｉｎ加熱した後、油焼入れし、その後さらに、１８０℃で１ｈ加熱してから大気中で放冷する焼戻しを行った。

このようにして「焼入れ−焼戻し」の調質処理を行った直径が６０ｍｍで厚みが５．５ｍｍの素形材の表面をラッピング加工して転動疲労試験片を作製し、転動疲労試験に供した。

転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、潤滑油中で最大接触面圧５２３０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅｐｅｒｍｉｎｕｔｅ）の条件で行った。なお、鋼球としてＪＩＳＧ４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。

表３に、転動疲労試験の詳細条件を示す。なお、表３における「焼入れ−焼戻し」は、上記「調質」と同義である。

転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ₁₀寿命を「転動疲労寿命」として転動疲労特性を評価した。なお、転動疲労寿命の長寿命化の判断については、Ｌ₁₀寿命が２．０×１０⁷以上を満足した場合を長寿命化とし、これを目標とした。

表２に、上記のようにして求めた転動疲労寿命を併せて示した。

表２に示すように、本発明で規定した化学組成を満足する鋼１〜６を用いた試験番号１〜６および試験番号１４の場合は、転動疲労寿命（Ｌ₁₀寿命）は５．９×１０⁷以上で、転動疲労寿命の長寿命化が達成できている。

これに対して、試験番号７〜１３の場合は、用いた鋼７〜１３の化学組成が本発明で規定する条件から外れている。このため、上記各試験番号の場合、転動疲労寿命が短く目標に達していない。

試験番号７の場合、用いた鋼７は、[1]式を満たさないので、すなわち、ＣａとＯの含有量から算出されるＣａ／Ｏの値が、本発明で規定する値を下回る０．６７であるので、粗大なスピネル系の酸化物系介在物を生成する。このため、試験番号７の場合、Ｌ₁₀寿命が１．１×１０⁷と短い。

試験番号８の場合、用いた鋼８は、[2]式を満たさないので、すなわち、〔Ｃａ／Ｏ＜１２５０Ｓ−５．８０〕であるので、粗大な酸化物系介在物を生成する。このため、試験番号８の場合、Ｌ₁₀寿命が９．０×１０⁶と短い。

試験番号９の場合、用いた鋼９は、[1]式を満たさないので、すなわち、ＣａとＯの含有量から算出されるＣａ／Ｏの値が、本発明で規定する値を上回る２．００であるので、粗大なＣａＯを主体とする酸化物系介在物を生成する。このため、試験番号９の場合、Ｌ₁₀寿命が１．２×１０⁷と短い。

試験番号１０の場合、用いた鋼１０は、Ｃａの含有量が、本発明で規定する値を上回る０．００１５％であるので、粗大な酸化物系介在物を生成する。このため、試験番号１０の場合、Ｌ₁₀寿命が８．０×１０⁶と短い。

試験番号１１の場合、用いた鋼１１は、Ｃａ含有量が本発明で規定する値を下回る０．０００１％、また、Ｃａ／Ｏの値も本発明で規定する値を下回る０．１１であり、さらに[2]式を満たさず〔Ｃａ／Ｏ＜１２５０Ｓ−５．８０〕であるので、粗大で延伸した硫化物系介在物や粗大な酸化物系介在物が生成される。このため、試験番号１１の場合、Ｌ₁₀寿命が５．０×１０⁶と短い。

試験番号１２の場合、用いた鋼１２は、Ｓ含有量が本発明で規定する値を上回る０．０１１０％であり、さらに[2]式を満たさず〔Ｃａ／Ｏ＜１２５０Ｓ−５．８０〕であるので、粗大で延伸した硫化物系介在物や粗大な酸化物系介在物が生成する。このため、試験番号１２の場合、Ｌ₁₀寿命が７．０×１０⁶と短い。

試験番号１３の場合、用いた鋼１３は、Ｏ含有量が本発明で規定する値を上回る０．００１５％であり、また、Ｃａ／Ｏの値も本発明で規定する値を下回る０．４７であるので、粗大な酸化物系介在物が生成される。このため、試験番号１３の場合、Ｌ₁₀寿命が１．２×１０⁷と短い。

Claims

質量％で、Ｃ：０．９５〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．８０％、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００１２％およびＯ：０．００１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の[1]〜[3]式を満足する化学組成を有する軸受鋼。
０．７０≦Ｃａ／Ｏ≦１．８０・・・[1]
Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８０・・・[2]
２０≦Ｍｎ／Ｓ≦１７０・・・[3]
ただし、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。