JP2015030899A - Steel for bearing - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、例えば転がり軸受などといった軸受の素材である、軸受用鋼に関するものである。 The present invention relates to a bearing steel, which is a material for a bearing such as a rolling bearing.
一般に、軸受は、素材である軸受用鋼に熱間加工や冷間加工を施して部品形状とし、焼入れ、焼戻しなどといった熱処理を施して製造される。例えば、転がり軸受は、長寿命化を達成するために、高クロム軸受鋼ＳＵＪ２や合金鋼ＳＣＭ４２０に、焼入れ処理や浸炭処理を施し、特に表層を高炭素のマルテンサイト組織とした後、焼戻し処理を施して製造される。 In general, a bearing is manufactured by subjecting a bearing steel, which is a material, to hot working or cold working to form a part, and then subjecting the steel to heat treatment such as quenching and tempering. For example, in order to achieve a long life, rolling bearings are subjected to quenching and carburizing treatment on high chromium bearing steel SUJ2 and alloy steel SCM420, and in particular, the surface layer is made a high carbon martensite structure and then tempered. Manufactured.
高炭素鋼に焼入れ処理を施す際に、マルテンサイト変態が完了せず、一部に未変態の残留オーステナイトが残存することがある。残留オーステナイトは熱的に不安定な相であり、焼戻し処理中に一部はフェライトとセメンタイトに変態し、また、歪みや応力によってマルテンサイトに変態する。残留オーステナイトは、応力誘起マルテンサイト変態によって加工硬化したり、応力を緩和したりするため、従来、残留オーステナイトを利用して、転動疲労寿命を向上させた転がり軸受が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。 When quenching high carbon steel, martensitic transformation may not be completed, and untransformed residual austenite may remain in part. Residual austenite is a thermally unstable phase, and partly transforms into ferrite and cementite during tempering, and transforms into martensite due to strain and stress. Residual austenite is work-hardened by stress-induced martensitic transformation, or stress is relieved, so conventionally, rolling bearings with improved rolling fatigue life have been proposed using residual austenite (for example, Patent Document 1).
また、転がり軸受に存在する残留オーステナイトは、使用中に徐々に減少することが知られている。これは、使用中に負荷される荷重によって残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態することと、残留オーステナイト自体が不安定な組織であるために自然に変態が進んで減少することの、二つの理由が考えられている（例えば、非特許文献１、参照）。 It is also known that residual austenite present in rolling bearings gradually decreases during use. There are two reasons for this: the retained austenite undergoes stress-induced martensite transformation due to the load applied during use, and the retained austenite itself is an unstable structure, so that the transformation progresses and decreases naturally. (For example, refer nonpatent literature 1).
転がり軸受の表層の残留オーステナイトが減少すると、転動疲労寿命の改善効果は徐々に低減すると考えられるため、予め、残留オーステナイトを増加させた転がり軸受が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。特許文献２の転がり軸受は、ＭｎやＮｉを増加させて、焼入れ後の残留オーステナイト量を増加させたものである。また、特許文献３の転がり軸受は、高炭素クロム鋼に浸炭処理や浸炭窒化処理を施し、残留オーステナイトを増加させたものである。 If the retained austenite on the surface layer of the rolling bearing decreases, it is considered that the effect of improving the rolling fatigue life is gradually reduced. Therefore, a rolling bearing in which the retained austenite is increased in advance has been proposed (for example, Patent Documents 2 and 3). ,reference). The rolling bearing of Patent Document 2 is one in which the amount of retained austenite after quenching is increased by increasing Mn and Ni. The rolling bearing of Patent Document 3 is obtained by subjecting high carbon chrome steel to carburizing or carbonitriding to increase the retained austenite.
しかし、焼入れ後の残留オーステナイトを増加させるだけでは、軸受を長寿命化することができない場合があることを本発明者らは見出した。本発明者らは、更に検討を行い、その結果、残留オーステナイトが不安定であると、焼戻し処理や転動疲労によって残留オーステナイト量が著しく減少し、軸受の長寿命化に寄与しないことがわかった。 However, the present inventors have found that the bearing life may not be extended only by increasing the retained austenite after quenching. The present inventors have further studied, and as a result, it has been found that if the retained austenite is unstable, the amount of retained austenite is significantly reduced by tempering treatment or rolling fatigue, and it does not contribute to extending the life of the bearing. .
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、焼入れ、焼戻し後、軸受の表層に生成する残留オーステナイトを安定化し、転動疲労に対して長寿命化することができる、軸受用鋼を提供するものである。 The present invention has been made in view of such a situation, and after quenching and tempering, the retained austenite generated on the surface layer of the bearing can be stabilized and the life can be extended against rolling fatigue. It provides steel.
本発明者らは、軸受用鋼に焼戻し処理を施した際の残留オーステナイト量の減少と、転動疲労試験中の残留オーステナイト量の減少に及ぼす、化学成分の影響について検討を行った。その結果、焼戻しによる残留オーステナイト量の減少を抑制するには、適切な量のＳｉ添加が有効であるという知見を得た。また、転動疲労による残留オーステナイト量の減少を抑制するには、微細な残留オーステナイトを均一に分散させることが有効であることがわかった。 The present inventors examined the influence of chemical components on the reduction of the amount of retained austenite when tempering the bearing steel and the amount of retained austenite during the rolling fatigue test. As a result, in order to suppress the decrease in the amount of retained austenite due to tempering, the knowledge that an appropriate amount of Si was effective was obtained. In addition, it was found that it is effective to uniformly disperse fine retained austenite in order to suppress the decrease in the amount of retained austenite due to rolling fatigue.
更に、適切な量のＳｉを添加すると、通常の焼入れ処理及び焼戻し処理によって、残留オーステナイトが安定化し、微細な残留オーステナイトが均一に分散することもわかった。ただし、Ｓｉは焼入れ後の残留オーステナイトの増加には有効でないため、ＣやＭｎなど、焼入れ後の残留オーステナイトを増加させる合金元素との複合添加により、マルテンサイト変態が開始する温度Ｍｓを適正に制御することが重要である。 Furthermore, it was also found that when an appropriate amount of Si is added, the retained austenite is stabilized and the fine retained austenite is uniformly dispersed by ordinary quenching and tempering. However, since Si is not effective in increasing the retained austenite after quenching, the temperature Ms at which martensitic transformation starts is appropriately controlled by the combined addition of alloy elements such as C and Mn that increase the retained austenite after quenching. It is important to.
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。 This invention is made | formed based on such knowledge, The summary is as follows.
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．７５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５５〜３．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．５０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが１００〜２２０℃であることを特徴とする軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］ ・・・（式１）
ここで、［Ｘ％］は、元素Ｘの含有量である。
［２］ 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．００１〜２．０％、
Ｎｉ：０．００１〜３．０％、
Ｃｕ：０．００１〜３．０％
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｖ：０．００１〜０．１％
の１種又は２種以上を含有し、
前記（式１）に代えて、下記（式２）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが、１００〜２２０℃であることを特徴とする上記［１］に記載の軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］−１２［Ｃｒ％］
−７［Ｍｏ％］−１８［Ｎｉ％］−１８［Ｃｕ％］ ・・・（式２）
ここで、上記（式２）において、［Ｘ％］は元素Ｘの含有量であり、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量を０としてＭｓを求める。
［３］ ビッカース硬さが７００Ｈｖになるように焼入れ処理、焼戻し処理を行った後、体積分率最大の相が焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイトの体積分率が５〜４０％であり、円換算粒径が０．２〜２．０μｍの前記残留オーステナイトの密度が１０個／１００μｍ２以上である金属組織となることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の軸受用鋼。
[1] By mass%
C: 0.4-1.0%
Si: 0.75 to 3.0%,
Mn: 0.55 to 3.0%,
Al: 0.005-0.50%
Containing
P: 0.015% or less,
S: 0.015% or less,
The bearing steel is characterized in that the remainder is made of Fe and inevitable impurities, and the martensite transformation start temperature Ms obtained by the following (formula 1) is 100 to 220 ° C.
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%] (Formula 1)
Here, [X%] is the content of the element X.
[2] Furthermore, in mass%,
Cr: 0.01 to 3.0%,
Mo: 0.001 to 2.0%,
Ni: 0.001 to 3.0%,
Cu: 0.001 to 3.0%
Ti: 0.001 to 0.1%
V: 0.001 to 0.1%
1 type or 2 types or more of
The bearing steel according to [1] above, wherein the martensite transformation start temperature Ms obtained by the following (Formula 2) is 100 to 220 ° C. instead of the (Formula 1).
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%]-12 [Cr%]
−7 [Mo%] − 18 [Ni%] − 18 [Cu%] (Formula 2)
Here, in the above (Formula 2), [X%] is the content of the element X, and when there is an element not contained, Ms is obtained by setting the content of the corresponding element to 0.
[3] After quenching and tempering so that the Vickers hardness is 700 Hv, the phase with the largest volume fraction is tempered martensite, the volume fraction of retained austenite is 5 to 40%, The bearing steel according to the above [1] or [2], wherein the residual austenite having a converted particle diameter of 0.2 to 2.0 μm has a metal structure having a density of 10 pieces / 100 μm 2 or more.
本発明の軸受用鋼は、軸受の素材として用いられ、焼入れ処理、焼戻し処理によって軸受の表層に生成する残留オーステナイトが安定化し、また、微細に分散する。したがって、本発明の軸受用鋼によれば、例えば、転がり軸受を製造し、使用する際に、転動疲労による残留オーステナイトの減少が抑制されるなど、軸受の長寿命化が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。 The bearing steel of the present invention is used as a bearing material, and retained austenite generated in the surface layer of the bearing by quenching and tempering is stabilized and finely dispersed. Therefore, according to the steel for bearings of the present invention, for example, when manufacturing and using a rolling bearing, it is possible to extend the life of the bearing, such as suppressing a decrease in retained austenite due to rolling fatigue. The above contribution is very remarkable.
本発明の実施形態に係る軸受用鋼の化学成分について説明する。 The chemical components of the bearing steel according to the embodiment of the present invention will be described.
本実施形態に係る軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．７５〜３．０％、Ｍｎ：０．５５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。 The steel for bearings according to the present embodiment is mass%, C: 0.4 to 1.0%, Si: 0.75 to 3.0%, Mn: 0.55 to 3.0%, Al: 0. 0.005 to 0.50%, P: 0.015% or less, S: 0.015% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
［Ｃ：０．４〜１．０％］
Ｃは、焼入れ処理、焼戻し処理によって、軸受の硬さを上昇させるために必要な元素であり、焼入れ処理後の残留オーステナイトの生成にも寄与する。軸受の硬さを確保するためには、Ｃ量を０．４％以上にする必要がある。好ましくは、Ｃ量を０．５％以上とし、より好ましくは０．６％以上とする。一方、Ｃ量が過剰であると、残留オーステナイト量が過剰になり、硬さや寸法安定性が低下するため、Ｃ量の上限を１．０％とする。好ましくはＣ量を０．９％以下とする。
[C: 0.4 to 1.0%]
C is an element necessary for increasing the hardness of the bearing by quenching and tempering, and contributes to the formation of retained austenite after the quenching. In order to ensure the hardness of the bearing, the C amount needs to be 0.4% or more. Preferably, the C content is 0.5% or more, more preferably 0.6% or more. On the other hand, if the amount of C is excessive, the amount of retained austenite becomes excessive and the hardness and dimensional stability are lowered, so the upper limit of the amount of C is 1.0%. Preferably, the C content is 0.9% or less.
［Ｓｉ：０．７５〜３．０％］
Ｓｉは、焼入れ処理によって生成する残留オーステナイトを安定化させる、非常に重要な元素である。焼戻し処理による残留オーステナイトの減少を抑制し、微細な残留オーステナイトを均一に分散させるために、本発明ではＳｉ量を０．７５％以上とする。好ましくはＳｉ量を１．０％以上とし、より好ましくは１．２％以上とする。一方、Ｓｉ量が過剰であると、鋼材の脆化が顕著になるため、Ｓｉ量の上限を３．０％とする。好ましくは、Ｓｉ量を２．５％以下とし、より好ましくは、２．３％以下とする。
[Si: 0.75 to 3.0%]
Si is a very important element that stabilizes retained austenite produced by the quenching process. In order to suppress the reduction of retained austenite due to the tempering process and to uniformly disperse fine retained austenite, the Si content is set to 0.75% or more in the present invention. Preferably, the Si amount is 1.0% or more, more preferably 1.2% or more. On the other hand, if the Si amount is excessive, the steel material becomes brittle, so the upper limit of the Si amount is set to 3.0%. Preferably, the Si content is 2.5% or less, and more preferably 2.3% or less.
［Ｍｎ：０．５５〜３．０％］
Ｍｎは、焼入れ性の向上及び残留オーステナイトの増加に有効な元素である。軸受の硬さ及び残留オーステナイトを確保するためには、Ｍｎ量を０．５５％以上にすることが必要である。Ｍｎ量は０．６０％以上が好ましく、より好ましくは０．６５％以上を添加する。一方、Ｍｎ量が過剰であると、残留オーステナイト量が過剰になり、硬さや寸法安定性が低下するため、Ｍｎ量の上限を３．０％とする。好ましくは、Ｍｎ量の上限を２．５％以下とし、より好ましくは２．０％以下とする。
[Mn: 0.55 to 3.0%]
Mn is an element effective for improving hardenability and increasing retained austenite. In order to ensure the hardness of the bearing and the retained austenite, it is necessary to make the amount of Mn 0.55% or more. The amount of Mn is preferably 0.60% or more, more preferably 0.65% or more. On the other hand, when the amount of Mn is excessive, the amount of retained austenite becomes excessive and the hardness and dimensional stability are lowered. Therefore, the upper limit of the amount of Mn is set to 3.0%. Preferably, the upper limit of the amount of Mn is 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
［Ａｌ：０．００５〜０．５０％］
Ａｌは、脱酸元素であり、軸受用鋼を高清浄度化するため、０．００５％以上を添加する。好ましくは、Ａｌ量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ量が０．５０％より多いと、破壊起点となる粗大な介在物を生成しやすくなるため、Ａｌ量の上限を０．５０％とする。好ましくは、Ａｌ量を０．１０％以下とし、より好ましくは、０．０５％以下とする。
[Al: 0.005 to 0.50%]
Al is a deoxidizing element, and 0.005% or more is added to increase the cleanliness of the bearing steel. Preferably, the Al amount is 0.010% or more. On the other hand, if the Al amount is more than 0.50%, coarse inclusions that become the starting point of fracture are easily generated, so the upper limit of the Al amount is 0.50%. Preferably, the Al content is 0.10% or less, and more preferably 0.05% or less.
［Ｐ：０．０１５％以下］
Ｐは、不純物であり、鋼材の脆化を抑制するために、Ｐ量を０．０１５％以下とする。
[P: 0.015% or less]
P is an impurity. In order to suppress embrittlement of the steel material, the amount of P is set to 0.015% or less.
［Ｓ：０．０１５％以下］
Ｓは、不純物であり、鋼材の脆化を抑制するために、Ｓ量を０．０１５％以下とする。
[S: 0.015% or less]
S is an impurity, and the amount of S is set to 0.015% or less in order to suppress embrittlement of the steel material.
更に、焼入れ性の向上や、焼入れ処理によって生成する残留オーステナイトを増加させるために、本実施形態に係る軸受用鋼には、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を添加することができる。 Further, in order to improve the hardenability and increase the retained austenite generated by the quenching treatment, the bearing steel according to the present embodiment includes 1 of Cr, Mo, Ni, Cu, Ti, and V as required. Seeds or two or more can be added.
［Ｃｒ：０．０１〜３．０％］
Ｃｒは、焼入れ性の向上及び残留オーステナイトの増加のために、０．０１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量を０．３０％以上とする。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトに起因して、軸受の硬さや寸法安定性が低下することがあるため、Ｃｒ量は３．０％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量を２．５％以下とし、さらに好ましくは、Ｃｒ量を２．０％以下とする。
[Cr: 0.01 to 3.0%]
Cr is preferably added in an amount of 0.01% or more in order to improve hardenability and increase retained austenite. More preferably, the Cr content is 0.30% or more. However, if added in excess, the hardness and dimensional stability of the bearing may decrease due to residual austenite, so the Cr content is preferably 3.0% or less. More preferably, the Cr content is 2.5% or less, and still more preferably, the Cr content is 2.0% or less.
［Ｍｏ：０．００１〜２．０％］
Ｍｏは、微量の添加で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、また、残留オーステナイトを増加させるために、０．００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ量を０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．１５％以上とする。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトに起因して、軸受の硬さや寸法安定性が低下することがあるため、Ｍｏ量を２．０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ量を１．０％以下とし、さらに好ましくは、Ｍｏ量を０．５０％以下とする。
[Mo: 0.001 to 2.0%]
Mo is an element that contributes to improving hardenability by adding a small amount, and 0.001% or more is preferably added in order to increase retained austenite. More preferably, the Mo amount is 0.05% or more, and further preferably 0.15% or more. However, if added in excess, the hardness and dimensional stability of the bearing may be reduced due to retained austenite, so the Mo content is preferably made 2.0% or less. More preferably, the Mo amount is 1.0% or less, and still more preferably, the Mo amount is 0.50% or less.
［Ｎｉ：０．００１〜３．０％］
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、焼入れ性の向上にも寄与する。軸受の硬さの上昇及び残留オーステナイトの増加のために、０．００１％以上のＮｉを添加することが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ量を０．４０％以上とし、さらに好ましくは１．０％以上とする。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトに起因して、軸受の硬さや寸法安定性が低下することがあるため、Ｎｉ量を３．０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ量を２．０％以下とする。
[Ni: 0.001 to 3.0%]
Ni is an austenite generating element and contributes to improvement of hardenability. In order to increase the hardness of the bearing and increase the retained austenite, it is preferable to add 0.001% or more of Ni. More preferably, the Ni content is 0.40% or more, and further preferably 1.0% or more. However, if added in excess, the hardness and dimensional stability of the bearing may be reduced due to retained austenite, so the Ni content is preferably made 3.0% or less. More preferably, the Ni content is 2.0% or less.
［Ｃｕ：０．００１〜３．０％］
Ｃｕは、Ｎｉと同様、オーステナイト生成元素であり、焼入れ性の向上にも寄与することから、軸受の硬さの上昇及び残留オーステナイトの増加のために、０．００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ量を０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．５０％以上とする。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトに起因して、軸受の硬さや寸法安定性が低下することがあるため、Ｃｕ量を３．０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ量を２．０％以下とし、さらに好ましくは、Ｃｕ量を１．０％以下とする。
[Cu: 0.001 to 3.0%]
Cu, like Ni, is an austenite-forming element and contributes to the improvement of hardenability, so 0.001% or more is preferably added to increase the hardness of the bearing and increase the retained austenite. . More preferably, the amount of Cu is 0.20% or more, and further preferably 0.50% or more. However, if added in excess, the hardness and dimensional stability of the bearing may be reduced due to retained austenite, so the Cu content is preferably 3.0% or less. More preferably, the Cu amount is 2.0% or less, and further preferably, the Cu amount is 1.0% or less.
［Ｔｉ：０．００１〜０．１％］
Ｔｉは、熱処理中のオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であり、０．００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ量を０．０１％以上とする。ただし、過剰に添加すると鋼材を脆化させるため、Ｔｉ量を０．１％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ量を０．０５％以下とする。
[Ti: 0.001 to 0.1%]
Ti is an element effective for suppressing coarsening of austenite crystal grains during heat treatment, and 0.001% or more is preferably added. More preferably, the Ti content is 0.01% or more. However, the Ti content is preferably made 0.1% or less in order to embrittle the steel material when added in excess. More preferably, the Ti content is 0.05% or less.
［Ｖ：０．００１〜０．１％］
Ｖは、熱処理中のオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であり、０．００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは、Ｖ量を０．０１％以上とする。ただし、過剰に添加すると粗大化抑制効果が失われるため、Ｖ量を０．１％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｖ量を０．０５％以下とする。
[V: 0.001 to 0.1%]
V is an element effective for suppressing coarsening of austenite crystal grains during heat treatment, and 0.001% or more is preferably added. More preferably, the V amount is 0.01% or more. However, since the effect of suppressing coarsening is lost if added in excess, the V content is preferably 0.1% or less. More preferably, the V amount is 0.05% or less.
軸受に生成する残留オーステナイトを安定化させて軸受の長寿命化に活用するには、軸受用鋼に焼入れ処理を施した際に、残留オーステナイトを確保することが必要である。残留オーステナイトを生成させるには、焼入れ処理によって生じるマルテンサイト変態を制御することが必要である。そのため、本発明の軸受用鋼では、下記（式１）又は（式２）で定義されるＭｓ（マルテンサイト変態が開始する温度、単位［℃］）によって、マルテンサイト変態挙動を制御している。 In order to stabilize the retained austenite generated in the bearing and utilize it for extending the life of the bearing, it is necessary to ensure the retained austenite when the bearing steel is subjected to a quenching treatment. In order to produce retained austenite, it is necessary to control the martensitic transformation caused by the quenching treatment. Therefore, in the bearing steel of the present invention, the martensitic transformation behavior is controlled by Ms (temperature at which martensitic transformation starts, unit [° C.]) defined by the following (Formula 1) or (Formula 2). .
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］ ・・・（式１）
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］−１２［Ｃｒ％］−７［Ｍｏ％］−１８［Ｎｉ％］−１８［Ｃｕ％］
・・・（式２）
ここで、上記（式１）及び（式２）において、［Ｘ％］は、元素Ｘの含有量（質量％）である。また、上記（式２）において、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量を０としてＭｓを求める。
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%] (Formula 1)
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%]-12 [Cr%]-7 [Mo%]-18 [Ni%]-18 [Cu%]
... (Formula 2)
Here, in the above (Formula 1) and (Formula 2), [X%] is the content (mass%) of the element X. Further, in the above (Equation 2), when there is an element not contained, Ms is obtained by setting the content of the corresponding element to 0.
上記（式１）は、上記のような、必要に応じて選択的に添加される、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上の元素が存在しない場合に用いられる式であり、上記（式２）は、かかる添加元素が存在する場合に用いられる式である。上記（式１）及び（式２）を比較すると明らかなように、上記（式２）において、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量をゼロとした場合が（式１）となっている。従って、上記の添加元素が存在しない場合であっても上記（式１）に代えて上記（式２）を用いても良い旨は、言うまでもない。 The above (Formula 1) is a formula used when one or more elements of Cr, Mo, Ni, and Cu, which are selectively added as necessary, as described above are not present, The above (Formula 2) is a formula used when such an additive element is present. As is clear from the comparison of (Expression 1) and (Expression 2), in (Expression 2), the case where the contents of Cr, Mo, Ni, and Cu are zero is (Expression 1). Accordingly, it goes without saying that the above (Formula 2) may be used in place of the above (Formula 1) even when the above additive element is not present.
Ｍｓが大きいと、マルテンサイト変態が促進されるため、焼入れ処理後の残留オーステナイトが減少する。Ｍｓが２２０℃より大きいと、焼入れ処理後に十分な量の残留オーステナイト量が得られず、軸受の転動疲労寿命の改善が不十分になるため、上限を２２０℃とする。好ましくは、Ｍｓを２００℃以下とし、より好ましくはＭｓを１８０℃以下とする。 When Ms is large, martensitic transformation is promoted, so that retained austenite after quenching is reduced. If Ms is greater than 220 ° C., a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained after quenching, and the improvement of the rolling fatigue life of the bearing becomes insufficient, so the upper limit is made 220 ° C. Preferably, Ms is 200 ° C. or lower, more preferably Ms is 180 ° C. or lower.
一方、Ｍｓが小さいと、マルテンサイト変態の開始が遅延するため、焼入れ処理後の残留オーステナイトが増加し、粗大になる。Ｍｓが１００℃未満の場合、残留オーステナイトが過剰になり、焼入れ処理後に十分な硬さが得られず、残留オーステナイトが粗大になり、軸受を使用する際の安定性が低下する。したがって、Ｍｓの下限を１００℃とする。好ましくは、Ｍｓを１２０℃以上とし、より好ましくはＭｓを１４０℃以上とする。 On the other hand, if Ms is small, the start of martensitic transformation is delayed, so that the retained austenite after quenching increases and becomes coarse. When Ms is less than 100 ° C., the retained austenite becomes excessive and sufficient hardness cannot be obtained after the quenching treatment, the retained austenite becomes coarse, and the stability when using the bearing is lowered. Therefore, the lower limit of Ms is set to 100 ° C. Preferably, Ms is 120 ° C. or higher, more preferably Ms is 140 ° C. or higher.
本発明の軸受用鋼の製造方法は特に限定されるものではなく、常法で、鋼を溶製し、連続鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延することによって製造される。鋼片には、必要に応じて、均熱拡散処理や分塊圧延を施すことができる。本発明の軸受用鋼は、例えば、棒鋼であり、必要に応じて、熱間鍛伸、焼準や球状化焼鈍処理を施してもよい。 The method for producing the bearing steel of the present invention is not particularly limited, and is produced by melting steel, continuously casting, and hot rolling the obtained steel slab by a conventional method. The steel slab can be subjected to soaking diffusion treatment and partial rolling as necessary. The bearing steel of the present invention is, for example, a steel bar, and may be subjected to hot forging, normalizing, and spheroidizing annealing as necessary.
軸受には高い荷重が負荷されるため、高強度であることが求められる。特に、転がり軸受は、軸受用鋼を軌道輪と転動体の形状に加工後、焼入れ焼戻し処理を行ない、主たる組織を高強度のマルテンサイト組織とすることで高強度を達成している。したがって、本発明の軸受用鋼に焼入れ、焼戻しを施した際には、体積分率最大の相が焼戻しマルテンサイトであることが好ましく、焼戻しマルテンサイトの残部が残留オーステナイトであることがより好ましい。なお、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、６０％以上であることが好ましい。 Since a high load is applied to the bearing, it is required to have high strength. In particular, a rolling bearing achieves high strength by processing the bearing steel into the shape of a raceway and a rolling element, followed by quenching and tempering, and making the main structure a high-strength martensite structure. Therefore, when the bearing steel of the present invention is quenched and tempered, the phase with the largest volume fraction is preferably tempered martensite, and the balance of the tempered martensite is more preferably retained austenite. The volume fraction of tempered martensite is preferably 60% or more.
また、残留オーステナイトは、軸受の長寿命化に有効な組織である。十分な効果を得るためには、焼入れ、焼戻し処理後、軸受用鋼に体積分率５％以上の残留オーステナイトが存在することが好ましい。一方、残留オーステナイトは強度が低く、過剰に存在すると、軸受の硬さが低下し、転動疲労特性が低下する。そのため、焼入れ、焼戻し処理後、軸受用鋼に存在する残留オーステナイトの体積分率を４０％以下とすることが好ましい。 Residual austenite is an effective structure for extending the life of the bearing. In order to obtain a sufficient effect, it is preferable that residual austenite having a volume fraction of 5% or more is present in the bearing steel after quenching and tempering treatment. On the other hand, the retained austenite has low strength, and if it exists in excess, the hardness of the bearing is lowered and the rolling fatigue characteristics are lowered. Therefore, it is preferable that the volume fraction of retained austenite present in the bearing steel is 40% or less after quenching and tempering.
焼入れ処理及び焼戻し処理後の軸受用鋼の組織の観察及び残留オーステナイトの体積分率の測定は、ビッカース硬さが７００Ｈｖになるように調整して行なう。なお、残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって測定することができる。測定に使用する試料は、本発明の軸受用鋼に、焼入れ処理及び焼戻し処理を施して採取すればよい。軸受用鋼の焼入れ処理は、例えば８１０〜９００℃程度の温度に加熱して、冷却すればよく、焼戻し処理は、１５０〜４５０℃程度の温度で行い、ビッカース硬さを７００Ｈｖに調整すればよい。このとき、±３０Ｈｖの誤差範囲を許容する（６７０〜７３０Ｈｖ）。軸受の製造と同条件の焼入れ処理及び焼戻し処理を施すことが好ましい。なお、Ｓｉ添加量が増加するほど、焼入れ処理及び焼戻し処理を高温で行うことが好ましい。 Observation of the structure of the bearing steel after quenching and tempering and measurement of the volume fraction of retained austenite are carried out by adjusting the Vickers hardness to 700 Hv. The volume fraction of retained austenite can be measured by the X-ray diffraction method. The sample used for the measurement may be collected by subjecting the bearing steel of the present invention to quenching and tempering. The quenching treatment of the bearing steel may be performed by heating and cooling to a temperature of about 810 to 900 ° C., for example, and the tempering treatment may be performed at a temperature of about 150 to 450 ° C. and the Vickers hardness may be adjusted to 700 Hv. . At this time, an error range of ± 30 Hv is allowed (670 to 730 Hv). It is preferable to perform a quenching process and a tempering process under the same conditions as the production of the bearing. In addition, it is preferable to perform a hardening process and a tempering process at high temperature, so that Si addition amount increases.
金属組織の観察は、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で行う。光学顕微鏡による組織観察では、焼戻しマルテンサイトと、フェライトやパーライトなどとの区別が可能であり、焼戻しマルテンサイトの面積分率が最大であるとき、体積分率最大の相が焼戻しマルテンサイトであると評価する。ＳＥＭによる観察は、本発明の軸受用鋼に焼入れ処理及び焼戻し処理を施し、試料を採取すれば、行うことができ、これにより、残留オーステナイトの円換算粒径を求める。円換算粒径は、残留オーステナイトの面積を測定し、測定で得られた残留オーステナイトの面積に相当する直径を計算して求める。採取した試料は、電解腐食法ミクロ組織を現出させて観察を行う。 The metal structure is observed with an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). It is possible to distinguish between tempered martensite and ferrite, pearlite, etc. in the structure observation with an optical microscope. When the area fraction of tempered martensite is maximum, the phase with the largest volume fraction is tempered martensite. evaluate. The observation by SEM can be performed by quenching and tempering the bearing steel of the present invention and collecting a sample, thereby obtaining the circular equivalent particle size of residual austenite. The circle-equivalent particle diameter is obtained by measuring the area of retained austenite and calculating the diameter corresponding to the area of retained austenite obtained by the measurement. The collected sample is observed by revealing the microstructure of electrolytic corrosion method.
残留オーステナイトは、軸受に作用する応力により、使用中に徐々に応力誘起マルテンサイト変態することで、残留オーステナイトの体積分率は軸受使用中に徐々に減少する。軸受を長寿命化するためには、微細な残留オーステナイトを分散させて、残留オーステナイト量の減少を抑制することが有効である。 Residual austenite gradually undergoes stress-induced martensitic transformation during use due to stress acting on the bearing, and the volume fraction of retained austenite gradually decreases during use of the bearing. In order to extend the life of the bearing, it is effective to disperse fine retained austenite to suppress a decrease in the amount of retained austenite.
円換算粒径で２．０μｍを超える残留オーステナイトは、比較的低い応力で応力誘起マルテンサイト変態するため、転動疲労によって早期に消失し、軸受の長寿命化にあまり寄与しない。したがって、軸受用鋼に焼入れ処理、焼戻し処理を施した状態で生成した残留オーステナイトは、円換算粒径で２．０μｍ以下であることが好ましい。ただし、円換算粒径が２．０μｍを超える残留オーステナイトの存在は許容される。 Residual austenite having a diameter in terms of a circle of more than 2.0 μm undergoes stress-induced martensitic transformation with a relatively low stress and therefore disappears early due to rolling fatigue and does not contribute much to the extension of the bearing life. Therefore, it is preferable that the retained austenite generated in a state where the bearing steel is subjected to the quenching process and the tempering process is 2.0 μm or less in terms of a circular equivalent particle size. However, the presence of retained austenite having a circular equivalent particle size exceeding 2.0 μm is allowed.
一方、円換算粒径で０．２μｍ未満の残留オーステナイトは、軸受に負荷される荷重によって、ほとんど応力誘起マルテンサイト変態しない。また、円換算粒径で０．２μｍ未満の残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態しても、発生する残留応力が小さく、応力緩和効果も小さいため、軸受の寿命改善にあまり寄与しない。したがって、軸受用鋼に焼入れ処理、焼戻し処理を施した状態で生成した残留オーステナイトは、円換算粒径で０．２μｍ以上であることが好ましい。ただし、円換算粒径が０．２μｍ未満の残留オーステナイトの存在は許容される。 On the other hand, residual austenite having a circular equivalent particle size of less than 0.2 μm hardly undergoes stress-induced martensitic transformation due to the load applied to the bearing. Further, even when residual austenite having a circular equivalent particle size of less than 0.2 μm undergoes stress-induced martensite transformation, the generated residual stress is small and the stress relaxation effect is small, so that it does not contribute much to the improvement of the bearing life. Therefore, it is preferable that the retained austenite produced in a state where the steel for bearing is subjected to the quenching treatment and the tempering treatment is 0.2 μm or more in terms of a circular equivalent particle size. However, the presence of retained austenite having a circular equivalent particle size of less than 0.2 μm is allowed.
また、残留オーステナイトは、微細であると同時に均一に分散していることが好ましい。均一性の目安として、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で任意の１００μｍ２の領域を１０視野観察した場合に、円換算粒径が０．２〜２．０μｍの残留オーステナイトが、平均１０個／１００μｍ２以上存在することが好ましい。体積分率が４０％を超えなければ、個数密度は大きいほど好ましいので、上限は規定しない。なお、円換算粒径が０．２μｍ未満及び２．０μｍ超の残留オーステナイトが存在する場合、これらを無視して残留オーステナイトの個数密度を測定する。 Further, the retained austenite is preferably fine and simultaneously dispersed. As a measure of uniformity, for example, when 10 fields of an arbitrary 100 μm 2 region are observed with a scanning electron microscope (SEM), an average of 10 retained austenite particles with a circular equivalent particle size of 0.2 to 2.0 μm is used. / 100 μm 2 or more is preferable. If the volume fraction does not exceed 40%, the number density is preferably as large as possible, so no upper limit is defined. When residual austenite having a circular equivalent particle size of less than 0.2 μm and more than 2.0 μm is present, the number density of residual austenite is measured ignoring these.
以下、実施例を示しながら、本発明の実施形態に係る軸受用鋼について具体的に説明する。なお、以下に示した実施例は、本発明の実施形態に係る軸受用鋼の一例であって、本発明に係る軸受用鋼が以下に示した実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, the steel for bearings according to the embodiment of the present invention will be specifically described with reference to examples. In addition, the Example shown below is an example of the steel for bearings which concerns on embodiment of this invention, Comprising: The steel for bearings which concerns on this invention is not limited to the Example shown below.
表１に示す化学成分を有する鋼を熱間圧延し、棒鋼とした。得られた棒鋼を素材として、熱間加工及び冷間加工を行い、表２に示す条件でＨＶ＝７００となるように焼入れ処理及び焼戻し処理を施して、直径５８ｍｍとなるリング形状のスラスト式転動疲労試験片（転動疲労試験片）を作製した。試験片の表面には、機械加工及び研磨加工を施した。転動疲労試験片を用いて、表３に示す条件で転動寿命疲労試験を実施した。なお、表１に記載したＭｓは、含有する化学成分に応じて、上記（式１）又は（式２）を用いて算出した。 Steel having the chemical components shown in Table 1 was hot-rolled to form a bar steel. Using the obtained steel bar as a raw material, hot working and cold working are performed, and quenching treatment and tempering treatment are performed so as to be HV = 700 under the conditions shown in Table 2, and a ring-shaped thrust type rolling to a diameter of 58 mm is performed. A dynamic fatigue test piece (rolling fatigue test piece) was prepared. The surface of the test piece was machined and polished. Using the rolling fatigue test piece, a rolling life fatigue test was performed under the conditions shown in Table 3. In addition, Ms described in Table 1 was calculated using the above (Formula 1) or (Formula 2) according to the chemical component contained.
また、転動疲労試験片と同条件で焼入れ処理及び焼戻し処理を施して試料を採取し、光学顕微鏡観察によって、焼戻しマルテンサイトの体積分率が６０％以上であることを確認し、残留オーステナイト量をＸ線回折法により測定した。また、試験片の垂直断面から表層ミクロ組織の観察サンプルを作製し、電解研磨後に電解放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）にてミクロ組織を観察した。観察範囲を１０μｍ四方とし、５視野の円換算粒径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイトの個数を測定した。円換算粒径０．２〜２．０μｍの残留オーステナイトの、１００μｍ２あたりの平均個数を表４に示す。 Also, samples were sampled by quenching and tempering under the same conditions as the rolling fatigue test pieces, and by optical microscope observation, it was confirmed that the volume fraction of tempered martensite was 60% or more, and the amount of retained austenite Was measured by X-ray diffraction. Moreover, the observation sample of the surface layer microstructure was produced from the vertical cross section of the test piece, and the microstructure was observed with an electrolytic emission scanning electron microscope (FE-SEM) after electrolytic polishing. The observation range was 10 μm square, and the number of retained austenite having a circle-equivalent particle size of 0.2 to 2.0 μm in 5 fields was measured. Table 4 shows the average number per 100 μm 2 of retained austenite having a circular equivalent particle size of 0.2 to 2.0 μm.
表４に示したように、Ｎｏ．１〜１６の軸受用鋼を用いた結果、Ｌ１０寿命が２０×１０５回以上となり、転動疲労寿命が良好であることわかった。一方、Ｓｉ量が少ないＮｏ．１７、Ｍｓが高いＮｏ．１９及び２０は、残留オーステナイト量が少なく、転動疲労寿命が低下している。Ｍｓが低い比較例１８及び２１は、残留オーステナイトが多くなり、転動疲労寿命が低下している。また、不純物元素であるＰが過剰な比較例２２、Ｓが過剰な比較例２３も、Ｌ１０寿命は短寿命である。 As shown in Table 4, no. Results using steel 1 to 16 of the bearing, L 10 life becomes 20 × 10 5 times or more, it was found that the rolling fatigue life is good. On the other hand, no. 17, No. with high Ms. Nos. 19 and 20 have a small amount of retained austenite and have a reduced rolling fatigue life. In Comparative Examples 18 and 21 having a low Ms, the retained austenite is increased and the rolling fatigue life is reduced. Also, P is excessive compared an impurity element Example 22, S excessive Comparative Example 23, L 10 life is short-lived.
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
As mentioned above, although preferred embodiment of this invention was described in detail, this invention is not limited to this example. It is obvious that a person having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains can come up with various changes or modifications within the scope of the technical idea described in the claims. Of course, it is understood that these also belong to the technical scope of the present invention.
Claims (3)
Ｃ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．７５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５５〜３．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．５０％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（式１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが、１００〜２２０℃であることを特徴とする、軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］
・・・ （式１）
ここで、上記（式１）において、［Ｘ％］は元素Ｘの含有量である。
% By mass
C: 0.4-1.0%
Si: 0.75 to 3.0%,
Mn: 0.55 to 3.0%,
Al: 0.005-0.50%
Containing
P: 0.015% or less,
S: 0.015% or less,
Limited to
The balance consists of Fe and inevitable impurities,
The martensitic transformation start temperature Ms calculated | required by following (Formula 1) is 100-220 degreeC, The steel for bearings characterized by the above-mentioned.
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%]
... (Formula 1)
Here, in the above (Formula 1), [X%] is the content of the element X.
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．００１〜２．０％、
Ｎｉ：０．００１〜３．０％、
Ｃｕ：０．００１〜３．０％
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｖ：０．００１〜０．１％
の１種又は２種以上を含有し、
前記（式１）に代えて、下記（式２）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが、１００〜２２０℃であることを特徴とする、請求項１に記載の軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３［Ｃ％］−３０［Ｍｎ％］−１１［Ｓｉ％］−１２［Ｃｒ％］
−７［Ｍｏ％］−１８［Ｎｉ％］−１８［Ｃｕ％］ ・・・ （式２）
ここで、上記（式２）において、［Ｘ％］は元素Ｘの含有量であり、含有しない元素が存在する場合は、該当する元素の含有量を０としてＭｓを求める。 Furthermore, in mass%,
Cr: 0.01 to 3.0%,
Mo: 0.001 to 2.0%,
Ni: 0.001 to 3.0%,
Cu: 0.001 to 3.0%
Ti: 0.001 to 0.1%
V: 0.001 to 0.1%
1 type or 2 types or more of
The bearing steel according to claim 1, wherein the martensite transformation start temperature Ms obtained by the following (Formula 2) is 100 to 220 ° C instead of the (Formula 1).
Ms = 539-423 [C%]-30 [Mn%]-11 [Si%]-12 [Cr%]
−7 [Mo%] − 18 [Ni%] − 18 [Cu%] (Formula 2)
Here, in the above (Formula 2), [X%] is the content of the element X, and when there is an element not contained, Ms is obtained by setting the content of the corresponding element to 0.
体積分率最大の相が焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイトの体積分率が５〜４０％であり、かつ、円換算粒径が０．２〜２．０μｍの前記残留オーステナイトの密度が１０個／１００μｍ２以上である金属組織となる
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の軸受用鋼。
After performing quenching treatment and tempering treatment so that the Vickers hardness becomes 700 Hv,
The phase with the largest volume fraction is tempered martensite, the volume fraction of retained austenite is 5 to 40%, and the density of the retained austenite having a circular equivalent particle size of 0.2 to 2.0 μm is 10 pieces. The steel for bearings according to claim 1, wherein the steel has a metal structure of / 100 μm 2 or more.
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