JP2021155819A - Steel for bearing excellent in rolling fatigue life - Google Patents
Steel for bearing excellent in rolling fatigue life Download PDFInfo
- Publication number
- JP2021155819A JP2021155819A JP2020058607A JP2020058607A JP2021155819A JP 2021155819 A JP2021155819 A JP 2021155819A JP 2020058607 A JP2020058607 A JP 2020058607A JP 2020058607 A JP2020058607 A JP 2020058607A JP 2021155819 A JP2021155819 A JP 2021155819A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- rolling fatigue
- foreign matter
- outermost surface
- vol
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 88
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 88
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 title claims abstract description 40
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 53
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 27
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 24
- 239000000463 material Substances 0.000 description 20
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 20
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 20
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 15
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 14
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 12
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 12
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 11
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 9
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 5
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 4
- 239000010687 lubricating oil Substances 0.000 description 4
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 4
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 4
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 4
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 3
- 238000005461 lubrication Methods 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 3
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 3
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 3
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 230000008961 swelling Effects 0.000 description 2
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical group [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000005256 carbonitriding Methods 0.000 description 1
- 238000003763 carbonization Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical class OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 230000003252 repetitive effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
Description
本発明は、異物が混入して潤滑油が汚染された環境下でも長寿命が得られる軸受用鋼に関する。 The present invention relates to a steel for bearings which can obtain a long life even in an environment where foreign matter is mixed and the lubricating oil is contaminated.
軸受の使用環境として清浄な潤滑環境下で使用されない場合がある。たとえば、自動車や各種産業機器の変速機内に組み込まれた軸受では、変速機部品の摺動に伴う摩耗粉等が潤滑油を汚染し、それらの摩耗粉が軸受内部にも混入することが起こり得る。このような軸受使用環境下では、硬質な摩耗粉が軸受の転動体と軌道の間に噛み込まれることで軌道上に圧痕を形成することがある。すると、圧痕の上を転動体が周回することとなり、それによる転がり疲れの過程で圧痕周縁への応力集中が生じて軌道の表面からき裂が発生し、そのき裂が部品内部を伝ぱすることでやがて剥離に至る、すなわち表面起点型剥離が引き起こされる。 The bearing may not be used in a clean lubrication environment. For example, in bearings incorporated in the transmission of automobiles and various industrial equipment, wear debris and the like that accompany the sliding of transmission parts may contaminate the lubricating oil, and these wear debris may also be mixed inside the bearing. .. In such a bearing usage environment, hard wear debris may be caught between the rolling elements of the bearing and the track to form indentations on the track. Then, the rolling element orbits over the indentation, and in the process of rolling fatigue, stress concentration occurs on the indentation periphery, and cracks are generated from the surface of the orbit, and the cracks propagate inside the part. Eventually, peeling occurs, that is, surface-based peeling is caused.
従来から、こうした表面起点型剥離による破損に対しては、部品の表面近傍における硬さを高めること、および残留オーステナイト量（残留γ量）を増量することが有効であるとされている。
前者は、たとえば駆動系部品の構成材が摩耗して生じた異物の硬さに対して、軸受部品の硬さをそれ以上に高めることで圧痕を付きにくくするものである。一般的な駆動系部品は、ロックウェル硬さで５８ＨＲＣ以上（ビッカース硬さで約６５０ＨＶ以上）に調整されていることが多く、そこから生じる異物も同程度の硬さを持つ可能性がある。そこで、その異物の硬さを上回る硬さを軸受に付与することは圧痕を軽減することに寄与する。
後者は、焼入れされた母相の硬さに比べて軟らかいγ層を部品の表面付近で増やすことにより、圧痕が付与された際に圧痕周縁に生じる盛上りを抑制する効果があるとされ、圧痕への応力集中作用を弱める狙いがある。
このように、部品の硬さを高めることと残留γ量を増量させることは、いずれも圧痕周縁部におけるき裂の発生自体を抑制することを目的としている。
Conventionally, it has been considered effective to increase the hardness in the vicinity of the surface of a part and to increase the amount of retained austenite (residual γ amount) for such damage due to surface-origin type peeling.
In the former, for example, the hardness of the bearing component is further increased with respect to the hardness of the foreign matter generated by the wear of the constituent members of the drive system component, so that indentation is less likely to occur. In general drive system parts, the Rockwell hardness is often adjusted to 58 HRC or more (Vickers hardness is about 650 HV or more), and foreign matter generated from the rockwell hardness may have the same hardness. Therefore, imparting a hardness exceeding the hardness of the foreign matter to the bearing contributes to reducing indentation.
The latter is said to have the effect of suppressing the swelling that occurs around the indentation when indentation is applied by increasing the γ layer, which is softer than the hardness of the hardened matrix, near the surface of the part. The aim is to weaken the stress concentration effect on the mother.
As described above, increasing the hardness of the component and increasing the amount of residual γ are both aimed at suppressing the occurrence of cracks at the peripheral portion of the indentation.
また、特許文献１には、軸受鋼の鋼成分の成分範囲を特定の範囲に規定し、浸炭処理後の鋼の表層部の全炭素量と固溶炭素量、微細球状炭化物の量と、表面硬さを規定することでき裂の発生を抑制することに加え、表層部の圧縮残留応力によるき裂の進展を抑制することによる異物混入環境下での長寿命化を意図したすべり接触部品が提案されている（特許文献１参照。）。 Further, Patent Document 1 defines the component range of the steel component of the bearing steel in a specific range, and defines the total carbon content and the solid-dissolved carbon content of the surface layer portion of the steel after the carburizing treatment, the amount of fine spherical carbides, and the surface. In addition to suppressing the occurrence of cracks by defining the hardness, we have proposed a slip contact part intended to extend the life in a foreign matter mixed environment by suppressing the growth of cracks due to the compressive residual stress of the surface layer. (See Patent Document 1).
圧痕周縁への応力集中によって部品の表面からき裂が発生し、やがて剥離に至る、という表面起点型剥離に対し、部品の長寿命化をより図っていくためには、原因となるき裂の発生を抑制することに加えて、発生したき裂の伝播を抑制することも重要である。 In order to extend the life of parts, cracks are generated in order to extend the life of parts, as opposed to surface-based peeling, in which cracks are generated from the surface of the part due to stress concentration on the indentation periphery, which eventually leads to peeling. In addition to suppressing the propagation of cracks, it is also important to suppress the propagation of cracks that have occurred.
たしかに、特許文献１の提案は、異物混入環境下における長寿命を志向して、き裂の発生に加えてき裂の進展を抑制しようと試みるものである。もっとも、この提案は、表層部の圧縮残留応力に着目するのみに留まっていた。すると、鋼の組織形態についての検討が十分ではないことから、き裂の伝播の抑制手段としては未だ十分とはいえず、さらに工夫する余地が残されていた。 Certainly, the proposal of Patent Document 1 aims at a long life in a foreign matter mixed environment, and attempts to suppress the growth of cracks in addition to the generation of cracks. However, this proposal has only focused on the compressive residual stress of the surface layer. Then, since the structural morphology of steel was not sufficiently examined, it could not be said that it was sufficient as a means for suppressing the propagation of cracks, and there was still room for further ingenuity.
たとえば、鋼中のマルテンサイトの形態としては、ラス形態、レンズ状形態、薄板状形態といったものが知られている。そこで、マルテンサイトの組織形態や、残留γの分散状態などのミクロ組織の制御を検討することで、き裂の伝播の仕方に影響する余地がありうると考えた。 For example, as the morphology of martensite in steel, a lath morphology, a lenticular morphology, and a thin plate morphology are known. Therefore, by examining the control of microstructure such as the tissue morphology of martensite and the dispersed state of residual γ, it was considered that there may be room to influence the way cracks propagate.
そこで、本発明が解決しようとする課題は、異物混入環境下の転がり疲れにおける表面起点型剥離の要因であるき裂の伝播を抑制することによって、従来よりも長寿命化しうる軸受用鋼を提供することである。具体的には、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織の構成相である残留オーステナイトとマルテンサイトについて、その形態・体積分率を適切に制御することによって、従前より長寿命化した軸受用鋼を提供することである。 Therefore, the problem to be solved by the present invention is to provide a bearing steel that can have a longer life than the conventional one by suppressing the propagation of cracks, which is a factor of surface origin type peeling in rolling fatigue in a foreign matter mixed environment. That is. Specifically, by appropriately controlling the morphology and volume fraction of retained austenite and martensite, which are the constituent phases of the microstructure of the carburized, hardened and tempered or carburized, nitrided and tempered steel for bearings, the conventional method. It is to provide steel for bearings having a longer life.
本願発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織について、レンズ状マルテンサイトの周囲に残留γが分散した組織とすることによって、異物環境下の転がり疲れにおける寿命が向上することを見出した。
そして、さらなる寿命向上のためには、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた軸受用鋼の残留γとマルテンサイトについて、その体積分率についても適正に制御することが重要であることを見出した。
As a result of diligent studies, the inventors of the present application have determined that the microstructure of the bearing steel that has been carburized and hardened or tempered or carburized and nitrided and tempered has a structure in which residual γ is dispersed around the lenticular martensite. , It was found that the life in rolling fatigue in a foreign matter environment is improved.
In order to further improve the service life, it is important to properly control the volume fraction of residual γ and martensite of the carburized, nitrided and tempered bearing steel. I found it.
続いて、異物が混入して軌道表面に圧痕が付与される環境を模擬した転がり疲れ試験を実施し、圧痕周囲で表面から発生したき裂の伝播挙動とミクロ組織との関係性を調べた結果、レンズ状マルテンサイトの周囲に残留γが微細に分散したミクロ組織とした場合には、き裂の先端がミクロ組織と同程度の大きさレベルである微細なオーダーで分岐または停留を起こし、き裂の伝播が抑制されることを突き止めた。 Subsequently, a rolling fatigue test was conducted simulating an environment in which foreign matter was mixed and indentations were applied to the orbital surface, and the relationship between the propagation behavior of cracks generated from the surface around the indentations and the microstructure was investigated. In the case of a microstructure in which residual γ is finely dispersed around the lenticular martensite, the tip of the crack branches or stays in a fine order at the same size level as the microstructure. We found that the propagation of fissures was suppressed.
これらの知見に基づいて、本願発明者らは、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼戻しされた軸受用鋼のミクロ組織の構成相としての残留γとマルテンサイトについて、その形態・体積分率を適切に制御することにより、軸受用鋼のはく離寿命の延長が可能なことを見出し、本発明に至った。 Based on these findings, the inventors of the present application appropriately determine the morphology and volume fraction of residual γ and martensite as constituent phases of the microstructure of carburized and tempered tempered or carburized and nitrided tempered steel for bearings. We have found that it is possible to extend the peeling life of steel for bearings by controlling it, and have reached the present invention.
そこで、上記の課題を解決するための本発明の第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．４０％、Ｓｉ：０．２０〜１．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００〜３．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの値（℃）が、該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であって、かつ、残留オーステナイト量が２５〜５０ｖｏｌ％であること、を特徴とする、異物混入環境下での耐転がり疲れ特性に優れる軸受用鋼である。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・式（１）
ここで、式（１）の右辺の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入される。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ゼロとして値を求める。なお、Ｍｓの値の単位は℃である。
Therefore, the first means of the present invention for solving the above-mentioned problems is C: 0.13 to 0.40%, Si: 0.25 to 1.15%, Mn: 0.20 in mass%. ~ 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 1.00 to 3.50%, and the balance is Fe and unavoidable impurities. In the state of quenching and tempering or carburizing, nitriding, quenching and tempering,
The value (° C.) of the martensitic transformation start temperature Ms obtained by the following formula (1) is 140 ° C. or less at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel.
Further, under a foreign matter-contaminated environment, the lenticular martensite structure at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel is 30 vol% or more, and the residual austenite amount is 25 to 50 vol%. It is a steel for bearings that has excellent rolling fatigue resistance.
Ms = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo ... Equation (1)
Here, the content of the element represented by mass% is substituted in the place of the element symbol on the right side of the formula (1). If there is an element that is not contained, the value is calculated with the content of the corresponding element as zero. The unit of the value of Ms is ° C.
その第２の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加えて、さらに質量％で、Ｎｉ：０．１０〜４．０％、Ｍｏ％：０．０３〜１．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、さらに浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しした状態であって、
上記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの値（℃）が、該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であって、かつ、残留オーステナイト量が２５〜５０ｖｏｌ％であること、
を特徴とする、異物混入環境下での耐転がり疲れ特性に優れる軸受用鋼である。
The second means further contains, in mass%, Ni: 0.10 to 4.0% and Mo%: 0.03 to 1.00% in addition to the chemical composition described in the first means. , The steel whose balance is composed of Fe and unavoidable impurities is further carburized and quenched or tempered by carburizing and nitriding and tempering.
The value (° C.) of the martensitic transformation start temperature Ms obtained by the above formula (1) is 140 ° C. or less at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel.
Further, the lenticular martensite structure at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel is 30 vol% or more, and the residual austenite amount is 25 to 50 vol%.
It is a bearing steel having excellent rolling fatigue resistance in a foreign matter mixed environment.
本発明の手段によると、浸炭焼入焼戻し後または浸炭窒化焼入焼戻し後の鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの範囲が該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であり、かつ該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置における残留γ量が２５〜５０ｖｏｌ％であってレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上の軸受用鋼およびこの鋼からなる軸受部品である。そこで、異物が混入環境下において、代表的な軸受用素材であるＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に比して２倍以上の疲労寿命を有し、異物混入環境下での寿命特性に優れることから、部品の長寿命化に効果を奏するものとなっている。 According to the means of the present invention, the range of the martensite transformation start temperature Ms of the steel after carburizing and quenching tempering or after carburizing and nitriding tempering and tempering is 140 ° C. or less at a depth position of 100 μm from the outermost surface of the steel. A bearing steel having a residual γ content of 25 to 50 vol% and a lenticular martensite structure of 30 vol% or more at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel, and a bearing component made of this steel. Therefore, in an environment where foreign matter is mixed, it has a fatigue life more than twice that of the JIS-specified high carbon chrome bearing steel material SUJ2, which is a typical material for bearings, and has a life characteristic in an environment where foreign matter is mixed. Since it is excellent, it is effective in extending the life of parts.
本発明を実施するための形態についての説明に先立ち、まず、本発明の手段に記載の軸受用鋼の化学成分について、その成分範囲の規定理由ならびに当該鋼のミクロ組織についての規定理由や、マルテンサイト変態開始温度を規定する理由について以下に説明する。なお、化学成分の％は質量％であり、残留γ量、およびレンズ状マルテンサイトの体積分率の％はｖｏｌ％である。また、マルテンサイト変態温度Ｍｓの単位は℃である。 Prior to the description of the embodiment for carrying out the present invention, first, regarding the chemical components of the bearing steel described in the means of the present invention, the reasons for defining the component range, the reasons for defining the microstructure of the steel, and martensite. The reason for defining the site transformation start temperature will be described below. The% of the chemical component is mass%, and the% of the residual γ content and the volume fraction of lenticular martensite is vol%. The unit of martensitic transformation temperature Ms is ° C.
成分範囲の規定理由について
Ｃ：０．１３〜０．４０％
Ｃは、鋼製部品を焼入れしたときの芯部の焼入れ性、あるいは鋼製部品の鍛造性や機械加工性に影響する元素である。Ｃは０．１３％未満では十分な芯部の硬さが得られずに強度が低下するので、Ｃは０．１３％以上の添加が必要である。
一方、Ｃは０．４０％より多く添加すると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害する。
そこで、Ｃは０．１３〜０．４０％とし、好ましくは、０．１５〜０．３０％とする。
Reasons for defining the component range C: 0.13 to 0.40%
C is an element that affects the hardenability of the core when the steel part is hardened, or the forging property and machinability of the steel part. If C is less than 0.13%, sufficient hardness of the core portion cannot be obtained and the strength is lowered. Therefore, it is necessary to add 0.13% or more of C.
On the other hand, when C is added in an amount of more than 0.40%, the hardness of the steel material increases, which hinders workability such as machinability and forgeability.
Therefore, C is 0.13 to 0.40%, preferably 0.15 to 0.30%.
Ｓｉ：０．２０〜１．１５％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、さらに、高温環境での鋼素材の強度を高め、疲労の進行の抑制により、転動疲労寿命の向上につながる元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．２０％以上の添加が必要である。また、Ｓｉは、残留γの安定度を高める。 一方、Ｓｉは１．１５％より多くなると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害し、また、浸炭阻害を起こしやすくなり、浸炭または浸炭窒化しても十分な材料強度が得られない。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．１５％とし、好ましくは０．２５〜０．８０％とし、より好ましくは０．２５〜０．６５％とする。
Si: 0.25 to 1.15%
Si is an element necessary for deoxidation, and further increases the strength of the steel material in a high temperature environment and suppresses the progress of fatigue, which leads to an improvement in rolling fatigue life. In order to obtain these effects sufficiently, it is necessary to add 0.20% or more of Si. Si also enhances the stability of residual γ. On the other hand, when Si is more than 1.15%, the hardness of the steel material increases, which hinders processability such as machinability and forgeability, and also tends to cause carburizing inhibition, and is carburized or carburized and nitrided. However, sufficient material strength cannot be obtained. Therefore, Si is set to 0.25 to 1.15%, preferably 0.25 to 0.80%, and more preferably 0.25 to 0.65%.
Ｍｎ：０．２０〜１．８０％
Ｍｎは、焼入れ性の確保に必要な元素であると同時に、γ安定化元素であるため、鋼素材を浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際、残留γ量を増加させ、異物混入環境下の圧痕周縁におけるき裂の発生と伝播の抑制に寄与する元素である。また、Ｍｎは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｍｎは、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るには、Ｍｎは０．２０％以上の添加が必要である。
一方、Ｍｎは１．８０％より多くなると、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性等の加工性を阻害する。
そこで、Ｍｎは０．２０〜１．８０％とし、好ましくは、０．４５〜１．６０、さらに好ましくは、０．６５〜１．２５％とする。
Mn: 0.25 to 1.80%
Mn is an element necessary for ensuring hardenability, and at the same time, it is a γ-stabilizing element. It is an element that contributes to the suppression of crack formation and propagation in steel. In addition, Mn promotes the formation of lenticular martensite formed at a low temperature by lowering the martensitic transformation start temperature Ms. Furthermore, Mn enhances the stability of residual γ. In order to obtain these effects sufficiently, it is necessary to add Mn of 0.20% or more.
On the other hand, when Mn is more than 1.80%, the hardness of the steel material increases, which hinders workability such as machinability and forgeability.
Therefore, Mn is set to 0.25 to 1.80%, preferably 0.45 to 1.60, and more preferably 0.65 to 1.25%.
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％より多く含有されると、鋼素材を脆化させ、疲労強度を低下させる元素である。そこで、Ｐは０．０３０％以下に制限する。
P: 0.030% or less P is an element that embrittles the steel material and lowers the fatigue strength when it is contained in an amount of more than 0.030%. Therefore, P is limited to 0.030% or less.
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、０．０３０％より多く含有されると、鋼素材の冷間加工性を阻害し、疲労強度を低下させる元素である。そこで、Ｓは０．０３０％以下に制限する。
S: 0.030% or less S is an element that, when contained in a larger amount than 0.030%, inhibits the cold workability of the steel material and lowers the fatigue strength. Therefore, S is limited to 0.030% or less.
Ｃｒ：１．００〜３．５０％
Ｃｒは、焼入れ性の確保に必要な元素であり、鋼素材を浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際に、残留γ量を増加させ、異物混入環境下の圧痕周縁におけるき裂の発生と伝播の抑制に寄与する元素である。Ｃｒはマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらにＣｒは、残留γの安定度を高める。また、Ｃｒは微細で均質に分散した残留γを形成するのに有効であり、異物混入環境下の圧痕周縁におけるき裂の発生と伝播の抑制効果をさらに高める。これらの効果を得るには、Ｃｒは１．００％以上の添加が必要である。
一方、Ｃｒは過剰になると浸炭または浸炭窒化時に、鋼材最表面で酸化物を形成することで浸炭阻害を引き起こしやすくなり、強度不足につながる元素であるので、Ｃｒは３．５０％以下とする必要がある。
そこで、Ｃｒは１．００〜３．５０％とし、好ましくは１．１０〜３．２０％とし、より好ましくは１．３０〜２．２５％とする。
Cr: 1.00 to 3.50%
Cr is an element necessary for ensuring hardenability, and when a steel material is carburized or hardened after carburizing and nitriding, it increases the amount of residual γ and suppresses the generation and propagation of cracks around the indentation in a foreign matter-mixed environment. It is an element that contributes to. Cr promotes the formation of lenticular martensite formed at a low temperature by lowering the martensitic transformation start temperature Ms. Further, Cr enhances the stability of residual γ. Further, Cr is effective for forming a fine and homogeneously dispersed residual γ, and further enhances the effect of suppressing the generation and propagation of cracks at the periphery of the indentation in a foreign matter mixed environment. In order to obtain these effects, it is necessary to add 1.00% or more of Cr.
On the other hand, if Cr is excessive, it is an element that easily causes carburizing inhibition by forming an oxide on the outermost surface of the steel material during carburizing or carbonitriding, which leads to insufficient strength. Therefore, Cr needs to be 3.50% or less. There is.
Therefore, Cr is set to 1.00 to 3.50%, preferably 1.10 to 3.20%, and more preferably 1.30 to 2.25%.
Ｎｉ：０．１０〜４．００％
Ｎｉは、添加により鋼の焼入れ性を高める元素であると同時に、γ安定化元素であるため、鋼素材の浸炭または浸炭窒化後に焼入れした際に残留γ量の増加をもたらす。また、Ｎｉは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｎｉは、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るには、Ｎｉは０．１０％以上の添加が必要である。
一方、Ｎｉは過剰に添加すると、素材コストが大きく増加するので、４．００％を上限として添加するのが良い。
そこで、Ｎｉは０．１０〜４．００％とする。望ましくは、Ｎｉは０．２５〜２．５０％とする。
Ni: 0.10 to 4.00%
Since Ni is an element that enhances the hardenability of steel by addition and at the same time is a γ-stabilizing element, it causes an increase in the amount of residual γ when the steel material is carburized or hardened after carburizing and nitriding. In addition, Ni promotes the formation of lenticular martensite formed at a low temperature by lowering the martensitic transformation start temperature Ms. Furthermore, Ni enhances the stability of residual γ. In order to obtain these effects sufficiently, it is necessary to add 0.10% or more of Ni.
On the other hand, if Ni is added excessively, the material cost increases significantly, so it is preferable to add Ni up to 4.00%.
Therefore, Ni is set to 0.10 to 4.00%. Desirably, Ni is 0.25 to 2.50%.
Ｍｏ：０．０３〜１．００％
Ｍｏは、添加により鋼材の焼入性を高める元素であり、鋼材を浸炭または浸炭窒化した際に、残留γ量を増加し、組織を均質化し、残留γを均質に分布させるのに有効である。また、Ｍｏは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを低下させることで、低温で生成するレンズ状マルテンサイトの生成を促進する。さらに、Ｍｏは、残留γの安定度を高める。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏは０．０３％以上が必要である。
一方、Ｍｏは過剰に添加すると素材コストが大きく増加し、また、組織を均質化する組織変化の抑制の効果は１．００％で飽和するので、Ｍｏは１．００％以下の添加とする。そこで、Ｍｏは０．０３〜１．００％とし、好ましくは、０．１０〜０．６５％とする。
Mo: 0.03 to 1.00%
Mo is an element that enhances the hardenability of a steel material by addition, and is effective in increasing the amount of residual γ, homogenizing the structure, and uniformly distributing the residual γ when the steel material is carburized or nitrided. .. In addition, Mo promotes the formation of lenticular martensite formed at a low temperature by lowering the martensitic transformation start temperature Ms. In addition, Mo enhances the stability of residual γ. In order to obtain these effects sufficiently, Mo needs to be 0.03% or more.
On the other hand, if Mo is added excessively, the material cost increases significantly, and the effect of suppressing the tissue change that homogenizes the structure is saturated at 1.00%. Therefore, Mo is added at 1.00% or less. Therefore, Mo is 0.03 to 1.00%, preferably 0.10 to 0.65%.
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置を評価する理由
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では、部品として仕上げした状態では部品の最表面付近に相当する。最表面付近では、硬質の異物が混入する軸受の使用環境下の転がり疲れにおいて異物が軌道面に噛みこまれて生じた圧痕の周縁から表面起点のき裂が生じ、そのき裂は、比較的高い繰り返しの応力の影響を受ける。作用応力としては、引張応力とせん断応力が考えられる。主として、この領域付近において転がり疲れの作用によってき裂が伝播することが寿命を左右すると考えられる。そこで、この深さ領域付近におけるき裂の伝播を抑制することが重要となる。そのために本発明では、浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置において、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ、残留γの量および、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率、を規定する。
Reasons for evaluating a depth position of 100 μm from the outermost surface of carburized quenching tempered or carburized nitriding tempered steel At a depth of 100 μm from the outermost surface of carburized quenching tempered or carburized nitriding tempered steel When finished as a part, it corresponds to the vicinity of the outermost surface of the part. In the vicinity of the outermost surface, cracks at the surface origin occur from the periphery of the indentation generated by the foreign matter getting caught in the raceway surface due to rolling fatigue under the usage environment of the bearing mixed with hard foreign matter, and the cracks are relatively large. Affected by high repetitive stress. As the acting stress, tensile stress and shear stress can be considered. It is considered that the life span depends mainly on the propagation of cracks by the action of rolling fatigue near this region. Therefore, it is important to suppress the propagation of cracks in the vicinity of this depth region. Therefore, in the present invention, the martensitic transformation start temperature Ms, the amount of residual γ, and the volume of the lenticular martensite structure at a depth of 100 μm from the outermost surface of the carburized, nitrided and tempered steel. Define the fraction.
浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを１４０℃以下とすること
浸炭焼入焼戻しまたは浸炭窒化焼入焼戻しにおいて、マルテンサイトの形態をレンズ状マルテンサイト主体に制御することにより、異物混入環境下での転がり疲れ寿命を向上させることができる。そのためには、浸炭焼入焼戻しされた状態または浸炭窒化焼入焼戻しされた状態の鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを１４０℃以下とするとよい。
他方、これらの深さ位置におけるＭｓ点の温度が１４０℃を上回る場合には、レンズ状マルテンサイトの所要量を確保しにくくなることから、疲労寿命の向上が難しくなる。
Martensite transformation start temperature Ms at a depth of 100 μm from the outermost surface of carburized hardened tempered steel or carburized nitriding tempered steel shall be 140 ° C or less. By controlling the morphology of martensite mainly to lenticular martensite, it is possible to improve the rolling fatigue life in an environment containing foreign matter. For that purpose, the martensitic transformation start temperature Ms at a depth of 100 μm from the outermost surface of the carburized-quenched-tempered or carburized-nitrided-quenched-tempered steel is preferably 140 ° C. or lower.
On the other hand, when the temperature at the Ms point at these depth positions exceeds 140 ° C., it becomes difficult to secure the required amount of lenticular martensite, and thus it becomes difficult to improve the fatigue life.
なお、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、浸炭もしくは浸炭窒化後の試料を用いて、以下の式（１）の計算で求めることができる。なお、鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるマルテンサイト変態開始温度であるから、Ｃについては浸炭した鋼の最表面から１００μｍの位置の炭素濃度を用いる。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・式（１）
ここで、式（１）の右辺の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入される。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ゼロとして値を求める。なお、Ｍｓの値の単位は℃である。
The martensitic transformation start temperature Ms can be calculated by the following formula (1) using a sample after carburizing or carburizing and nitriding. Since the martensitic transformation start temperature is at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel, the carbon concentration at a position of 100 μm from the outermost surface of the carburized steel is used for C.
Ms = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo ... Equation (1)
Here, the content of the element represented by mass% is substituted in the place of the element symbol on the right side of the formula (1). If there is an element that is not contained, the value is calculated with the content of the corresponding element as zero. The unit of the value of Ms is ° C.
浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置における残留オーステナイト量：２５〜５０ｖｏｌ％
残留γは異物混入環境下の転がり疲れにおける圧痕周縁の盛上りを軽減させ、き裂の発生抑制に有効である。さらに、レンズ状マルテンサイトの周囲に隣接するように残留γを生成させておくことによって、異物混入環境下の転がり疲れにおけるき裂の伝播を遅らせ、はく離の抑制に有効に作用する。これらの効果を得るために、残留γ量は２５ｖｏｌ％以上が必要である。
一方、残留γ量が５０ｖｏｌ％より多くなると、転がり疲れ部品として必要な鋼の硬さが得られず、また使用中の寸法安定性を悪化させる。そのため残留γ量は５０ｖｏｌ％以下とする。
そこで、浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻し後の該鋼の最表面から１００μｍの範囲における残留γ量は２５〜５０ｖｏｌ％とし、より望ましくは、残留γ量は３０〜５０ｖｏｌ％とし、さらに望ましくは、残留γ量は３５〜５０ｖｏｌ％とする。
Amount of retained austenite at a depth of 100 μm from the outermost surface of carburized, hardened and tempered steel or carburized, nitrided, hardened and tempered steel: 25-50 vol%
Residual γ reduces the swelling of the indentation periphery due to rolling fatigue in a foreign matter mixed environment, and is effective in suppressing the occurrence of cracks. Furthermore, by generating residual γ so as to be adjacent to the periphery of the lenticular martensite, the propagation of cracks in rolling fatigue in a foreign matter-contaminated environment is delayed, which effectively suppresses peeling. In order to obtain these effects, the residual γ amount needs to be 25 vol% or more.
On the other hand, if the residual γ content is more than 50 vol%, the hardness of the steel required for rolling tired parts cannot be obtained, and the dimensional stability during use is deteriorated. Therefore, the amount of residual γ is set to 50 vol% or less.
Therefore, the residual γ content in the range of 100 μm from the outermost surface of the steel after carburizing quenching tempering or carburizing nitriding quenching tempering is 25 to 50 vol%, more preferably 30 to 50 vol%, and more preferably. The amount of residual γ is 35 to 50 vol%.
浸炭焼入焼戻しされた鋼または浸炭窒化焼入焼戻しされた鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイトの量：３０ｖｏｌ％以上
マルテンサイトの形態をレンズ状マルテンサイト組織主体に制御することで、ラス状マルテンサイト組織を主体とする場合に比べて、異物混入環境下の転がり疲れにおけるき裂の伝播を遅らせ、はく離の抑制に有効に作用する。その効果を得るには、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率を３０ｖｏｌ％以上とするのがよい。
Amount of lenticular martensite at a depth of 100 μm from the outermost surface of carburized hardened tempered steel or carburized nitriding hardened tempered steel: 30 vol% or more Controls the morphology of martensite mainly by lenticular martensite structure As a result, compared to the case where the lath-like martensite structure is mainly used, the propagation of cracks in rolling fatigue in a foreign matter-contaminated environment is delayed, and it works effectively in suppressing peeling. In order to obtain the effect, the volume fraction of the lenticular martensite structure should be 30 vol% or more.
次いで、具体的な発明の実施の形態について説明する。
表１の試料Ｎｏ．Ａ〜Ｍに示す化学成分の試料をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した。実施例鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｈは本発明の規定する範囲を満足する。比較例鋼Ｎｏ．Ｉ〜Ｍの試料は、本発明の規定する範囲から一部が外れている。なお、比較例鋼Ｎｏ．Ｉ、ＪはＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材であるＳＵＪ２である。
Next, a specific embodiment of the invention will be described.
Sample No. in Table 1 Samples of the chemical components shown in A to M were each melted in a 100 kg vacuum melting furnace. Example Steel No. A to H satisfy the scope specified in the present invention. Comparative Example Steel No. Some of the samples I to M are out of the range specified in the present invention. In addition, Comparative Example Steel No. I and J are SUJ2, which is a high carbon chrome bearing steel material specified by JIS.
さて、Ｎｏ．Ａ〜Ｈ、Ｋ〜Ｍの鋼は、１２５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸して、９００℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行った。他方、比較例鋼Ｎｏ．Ｉ、ＪのＳＵＪ２については、１１５０℃で直径６５ｍｍに鍛伸して、９００℃で１時間保持した後、空冷して焼ならしを行ってから、さらに８００℃で球状化焼鈍しを実施した。
その後、Ｎｏ．Ａ〜Ｍの鋼を、外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ６．２ｍｍのスラスト型転動疲労試験片へと粗加工した。なお、実施の形態はこの試験片の形状に限らない。たとえば、軸受等の部品形状の鋼に浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻しを施して本発明の特性を備えたものであれば本発明の鋼に属する。
By the way, No. The steels A to H and K to M were forged to a diameter of 65 mm at 1250 ° C., held at 900 ° C. for 1 hour, and then air-cooled and normalized. On the other hand, Comparative Example Steel No. SUJ2 of I and J was forged to a diameter of 65 mm at 1150 ° C., held at 900 ° C. for 1 hour, air-cooled and annealed, and then spheroidized and annealed at 800 ° C. ..
After that, No. Steels A to M were roughly processed into thrust type rolling fatigue test pieces having an outer diameter of 60 mm, an inner diameter of 20 mm, and a thickness of 6.2 mm. The embodiment is not limited to the shape of the test piece. For example, if a steel having a component shape such as a bearing is subjected to carburizing quenching tempering or carburizing nitriding quenching tempering to have the characteristics of the present invention, it belongs to the steel of the present invention.
続いて、比較例鋼Ｎｏ．Ｉ、Ｊ、Ｋを除く、実施例鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｈ、比較例Ｌ、Ｍについて、スラスト型転動疲労試験片を、図１に示す浸炭焼入れパターンの条件（浸炭温度：９３０℃、狙いのカーボンポテンシャル＝０．８５〜０．９０％）でガス浸炭焼入れを実施した後に、１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。
そして、実施例鋼Ｎｏ．Ｃ、Ｅ、Ｇについて、上記のガス浸炭焼入れ、焼戻し処理後に、８５０℃で３０分保持した後、空冷する二次焼入れを実施し１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。これらは表１に記載の通り、加工Ｎｏ．１〜８、１２、１３とした。
また、比較例鋼Ｎｏ．Ｉ、Ｊ、Ｋについては、浸炭は行わず８４０℃で３０分保持して油冷を行い、焼入れした後に、１８０℃で９０分保持して空冷することで焼戻し処理を実施した。これを表２に記載の通り、加工Ｎｏ．９〜１１とした。
以上の熱処理を行った後に、全ての試験片については、試験面を０．１０ｍｍ研磨し、さらに反対側を研磨することで高さを６．０ｍｍに仕上げた。また、これらの試験面は、バフ研磨にて鏡面仕上げとした。
Subsequently, Comparative Example Steel No. Example Steel No. excluding I, J and K. For A to H, Comparative Examples L and M, the thrust type rolling fatigue test piece was subjected to the conditions of the carburizing and quenching pattern shown in FIG. 1 (carburizing temperature: 930 ° C., target carbon potential = 0.85 to 0.90%). After performing gas carburizing and quenching at 180 ° C., tempering was performed by holding at 180 ° C. for 90 minutes and air-cooling.
Then, Example Steel No. For C, E, and G, after the above-mentioned gas carburizing and quenching and tempering treatment, the tempering treatment is carried out by holding at 850 ° C. for 30 minutes and then air-cooling the secondary quenching and holding at 180 ° C. for 90 minutes and air-cooling. bottom. As shown in Table 1, these are processed No. It was set to 1-8, 12 and 13.
In addition, Comparative Example Steel No. For I, J, and K, the tempering treatment was carried out by holding at 840 ° C. for 30 minutes for oil cooling without carburizing, quenching, and then holding at 180 ° C. for 90 minutes for air cooling. As shown in Table 2, this is processed No. It was set to 9-11.
After the above heat treatment, the height of all the test pieces was finished to 6.0 mm by polishing the test surface by 0.10 mm and further polishing the opposite side. In addition, these test surfaces were mirror-finished by buffing.
なお、図１に示した浸炭焼入れパターンは一例であり、これ以外の浸炭焼入れパターンや浸炭窒化焼入れパターンにより、本発明の範囲を満たすようにしてもよい。また、浸炭後あるいは浸炭窒化後に２次焼入れを行うことについても、本発明の範囲を満たすように条件を選定して実行してもよい。 The carburizing and quenching pattern shown in FIG. 1 is an example, and other carburizing and nitriding and quenching patterns may satisfy the scope of the present invention. Further, the secondary quenching after carburizing or carburizing nitriding may be carried out by selecting conditions so as to satisfy the scope of the present invention.
［異物環境下スラスト転がり疲れ寿命試験］
以上のとおり作製したスラスト型転動疲労試験片を使用し、異物が混入する環境を想定した寿命を測定するために、スラスト型転動疲労試験を行って、はく離までの転動疲労寿命（サイクル数、ここではＬ50 寿命で評価。）を評価した。
条件については最大ヘルツ接触応力は５．２ＧＰａ、転動体は３／８インチ鋼球を三球使用し、潤滑はＩＳＯ ＶＧ１０の油浴潤滑とした条件下で、クリーン環境で１０，０００サイクル転送後に異物（高硬度粉末ハイス粉、硬さ８３０Ｈｖ、粒径１００〜１７０μｍ、異物の混入割合は潤滑油１リットル当たり高硬度粉末ハイス粉を１ｇ混入）を投入し、剥離で停止した。
[Thrust rolling fatigue life test under foreign matter environment]
Using the thrust type rolling fatigue test piece prepared as described above, in order to measure the life assuming an environment where foreign matter is mixed, a thrust type rolling fatigue test is performed, and the rolling fatigue life (cycle) until peeling is performed. The number, here evaluated by L 50 life.) Was evaluated.
Regarding the conditions, the maximum hertz contact stress is 5.2 GPa, the rolling element uses three 3/8 inch steel balls, and the lubrication is ISO VG10 oil bath lubrication, after 10,000 cycles of transfer in a clean environment. Foreign matter (high hardness powdered high-speed powder, hardness 830 Hv, particle size 100 to 170 μm, mixing ratio of foreign matter was 1 g of high-hardness powdered high-speed powder per liter of lubricating oil) was added and stopped by peeling.
［マルテンサイト変態開始温度Ｍｓの算出］
また、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓの計算のために、上記した熱処理後のスラスト型転動疲労試験片の断面深さ方向にＥＰＭＡ測定を行って、試験片の表面から１００μｍの位置の炭素濃度値（式（１）のＣの値を指し、表１においてはこれをＣ'の値として示す。）を求め、下記の（式１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓをそれぞれ算出した。
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・式（１）
ここで、式（１）の右辺の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入される。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ゼロとして値を求める。なお、Ｍｓの値の単位は℃である。
なお、比較例Ｉ，Ｊは浸炭は行わず８４０℃での焼入れを行っており、その温度では炭素の一部は炭化物（セメンタイト）を形成して母相には固溶していないため、表１のＣ'は炭化物形成分を考慮して母相に固溶した炭素量を記載しており、このＣ'をもとに算出している。比較例Ｋは同様の８４０℃で焼入れしているが、その温度で炭素は全量が母相に固溶するため、Ｃ'は炭素含有量と同様である。
[Calculation of martensitic transformation start temperature Ms]
Further, in order to calculate the martensitic transformation start temperature Ms, EPMA measurement was performed in the cross-sectional depth direction of the thrust type rolling fatigue test piece after the heat treatment described above, and the carbon concentration value at a position 100 μm from the surface of the test piece was performed. (Pointing to the value of C in the formula (1), which is shown as the value of C'in Table 1) was obtained, and the martensitic transformation start temperature Ms obtained by the following (formula 1) was calculated.
Ms (° C.) = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo ... Equation (1)
Here, the content of the element represented by mass% is substituted in the place of the element symbol on the right side of the formula (1). If there is an element that is not contained, the value is calculated with the content of the corresponding element as zero. The unit of the value of Ms is ° C.
In Comparative Examples I and J, carbonization was not performed and quenching was performed at 840 ° C. At that temperature, a part of carbon formed carbide (cementite) and was not solid-dissolved in the parent phase. C'of 1 describes the amount of carbon dissolved in the matrix in consideration of the amount of carbide formed, and is calculated based on this C'. Comparative Example K is quenched at the same 840 ° C., but C'is the same as the carbon content because the entire amount of carbon is dissolved in the matrix at that temperature.
［レンズ状マルテンサイト組織の体積分率の測定、残留γ量の測定］
続いて、レンズ状マルテンサイト組織の体積分率の測定について説明する。レンズ状マルテンサイト組織の体積分率は、上記の熱処理後のスラスト型転動疲労試験片の最表面から１００μｍの深さ位置について鏡面研磨およびナイタール腐食ののちに走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による二次電子像を撮像し、それらの画像写真を用いてポイントカウンティング法によって求めた。
[Measurement of volume fraction of lenticular martensite tissue, measurement of residual γ amount]
Next, the measurement of the volume fraction of the lenticular martensite structure will be described. The body integration rate of the lenticular martensite structure was determined by a scanning electron microscope (SEM) after mirror polishing and nital corrosion at a depth of 100 μm from the outermost surface of the thrust type rolling fatigue test piece after the above heat treatment. The secondary electron images were imaged and obtained by the point counting method using those images.
また、同様に熱処理後のスラスト型転動疲労試験片を用いて最表面から１００μｍの位置の深さとなるまで電解研磨を実施した後に、Ｘ線回折法を用いて残留γ量の測定を行った。 Similarly, after performing electrolytic polishing to a depth of 100 μm from the outermost surface using a thrust type rolling fatigue test piece after heat treatment, the residual γ content was measured using an X-ray diffraction method. ..
［硬度の測定］
また、硬度の測定ために、仕上げ研磨されたスラスト型転動疲労試験片の最表面の硬度を、ビッカース硬度計で測定した。測定時の荷重は、３００ｇｆであった。
[Measurement of hardness]
Further, in order to measure the hardness, the hardness of the outermost surface of the finish-polished thrust type rolling fatigue test piece was measured with a Vickers hardness tester. The load at the time of measurement was 300 gf.
［圧痕盛上り高さの測定］
また、圧痕盛上り高さの測定ために、クリーン環境で１０，０００サイクル転送したスラスト型転動疲労試験片の軌道部表面にロックウェル圧痕を付与し、その盛上り高さを表面粗さ測定機で測定した。ロックウェルの荷重は１４７０Ｎであった。
[Measurement of indentation height]
Further, in order to measure the indentation height, a rockwell indentation is applied to the orbital surface of the thrust type rolling fatigue test piece transferred 10,000 cycles in a clean environment, and the surface roughness is measured by measuring the indentation height. Measured with a machine. The Rockwell load was 1470N.
［き裂発生密度調査］
き裂の発生状況を確認するため、異物環境下でのスラスト転がり疲れ寿命試験後のスラスト型転動疲労試験片の代表１枚における軌道部全周を光学顕微鏡で観察し、き裂の個数を計測し、き裂発生密度として求めた。
[Crack generation density survey]
In order to confirm the crack occurrence status, observe the entire circumference of the orbital part of one representative of the thrust type rolling fatigue test piece after the thrust rolling fatigue life test in a foreign matter environment with an optical microscope, and check the number of cracks. It was measured and determined as the crack generation density.
[粒径の観察]
結晶粒径の観察のため、最終的な焼入れと焼戻しを行った試験片について鏡面研磨を行い、研磨面を飽和ピクリン酸溶液を用いて腐食を行い、旧オーステナイト粒界を現出させた。続いて平均オーステナイト粒直径（粒径と略記）をＪＩＳ Ｇ０５５１に記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて求めた。
[Observation of particle size]
In order to observe the crystal grain size, the final hardened and tempered test pieces were mirror-polished, and the polished surface was corroded with a saturated picric acid solution to reveal the former austenite grain boundaries. Subsequently, the average austenite grain diameter (abbreviated as particle size) was determined according to the "steel-crystal particle size microscopic test method" described in JIS G0551.
［寿命試験後の圧痕周縁のき裂ならびに組織観察］
き裂の伝播状況を確認するため、異物環境下でのスラスト転がり疲れ寿命試験後の圧痕周縁の断面からき裂とミクロ組織をＳＥＭを用いて観察した。
[Cracks and tissue observation around indentations after life test]
In order to confirm the propagation state of cracks, cracks and microstructures were observed using SEM from the cross section of the indentation periphery after the thrust rolling fatigue life test in a foreign body environment.
表２に、各加工Ｎｏ．について、本発明で規定した事項に関する各種測定結果ならびにはく離寿命の評価結果を示す。 Table 2 shows each processing No. The various measurement results and the evaluation results of the peeling life regarding the matters specified in the present invention are shown below.
表２において、本発明に規定する範囲を満足する実施例である加工Ｎｏ．１〜８は、本発明に規定する範囲を満たさない比較例である加工Ｎｏ．９〜１３に対して、異物混入環境下における転がり疲れ寿命に優れていることが明らかである。
表２において、実施例の残留γ量は比較例よりも高かったが、圧痕盛上り高さとき裂の発生頻度に差異はなく、き裂の発生抑制から実施例の優位性は見られなかった。
また、寿命試験後の圧痕周縁のき裂観察について、実施例である加工Ｎｏ．１〜８は、比較例である加工Ｎｏ．９〜１３に対して明らかにき裂の全長が短く、レンズ状マルテンサイトの周囲に微細な残留γが多量に存在していることにより、き裂の伝播が遅延していることが示された。
In Table 2, the processing No. which is an example satisfying the range specified in the present invention. Nos. 1 to 8 are comparative examples that do not satisfy the range specified in the present invention. Compared to 9 to 13, it is clear that the rolling fatigue life is excellent in the environment where foreign matter is mixed.
In Table 2, the residual γ content of the examples was higher than that of the comparative examples, but there was no difference in the indentation height and the crack occurrence frequency, and the superiority of the examples was not seen from the suppression of crack occurrence. ..
In addition, regarding the observation of cracks around the indentation after the life test, the processing No. Nos. 1 to 8 are comparative examples of processing Nos. It was shown that the overall length of the crack was clearly shorter than that of 9 to 13, and the presence of a large amount of fine residual γ around the lenticular martensite delayed the propagation of the crack. ..
図２に、加工Ｎｏ．１とＮｏ．９のき裂のＳＥＭによる二次電子像とき裂先端部分の模式図を示す。図２において、実施例のＮｏ．１ではき裂の先端が数μｍオーダーで分岐しており、比較例のＮｏ．９ではき裂の先端は分岐がみられなかった。
実施例のＮｏ．２〜８は、加工Ｎｏ．１と同様にレンズ状マルテンサイトと微細残留γ分散組織のミクロ組織と同様の大きさレベルである数μｍオーダーでき裂の先端が分岐または停留していた。これは、き裂の先端の分岐にエネルギーが消費されることによって、き裂が伝播するための駆動力が低下していることを示す。したがって、実施例Ｎｏ．１〜８では、ミクロ組織の適正制御に起因してき裂の伝播が遅延していることが確認された。
FIG. 2 shows the processing No. 1 and No. A schematic diagram of the secondary electron image of the crack 9 and the tip of the crack by SEM is shown. In FIG. 2, No. In No. 1, the tip of the crack is branched on the order of several μm, and No. 1 in Comparative Example. At 9, no branch was observed at the tip of the crack.
Example No. Nos. 2 to 8 are processing numbers. Similar to No. 1, the tip of the fissure was branched or retained on the order of several μm, which is the same size level as the microstructure of lenticular martensite and fine residual γ-dispersed structure. This indicates that the energy consumed by the branching at the tip of the crack reduces the driving force for the crack to propagate. Therefore, Example No. In 1 to 8, it was confirmed that the propagation of cracks was delayed due to proper control of microstructure.
さらに、実施例の中で寿命が４．０×１０6サイクル以上であった加工Ｎｏ．３、５、７は粒径が微細であった。したがって、浸炭焼入れ、焼戻し処理後に二次焼入れを施すことにより、き裂の伝播抑制がさらに強化されうることが示された。 Further, in the examples, the processing No. having a life of 4.0 × 10 6 cycles or more. The particle sizes of 3, 5 and 7 were fine. Therefore, it was shown that the suppression of crack propagation can be further strengthened by performing secondary quenching after carburizing and quenching and tempering.
上記のき裂観察の結果から、実施例ではき裂の発生抑制による効果よりも、き裂の伝播抑制の効果が顕著に表れることで、異物環境下における長寿命を達成することが確認された。もちろん、本発明の効果は、硬さの向上などによるき裂の発生抑制効果を向上させる手段と組み合わせれば相乗効果を得ることができるので、き裂の発生を抑制する手段と組み合わせることで、さらなる寿命向上が図られることとなる。 From the results of the above crack observation, it was confirmed that in the examples, the effect of suppressing the propagation of cracks is more remarkable than the effect of suppressing the generation of cracks, thereby achieving a long life in a foreign matter environment. .. Of course, the effect of the present invention can be synergistically obtained by combining with a means for improving the crack generation suppressing effect due to an improvement in hardness or the like. The life will be further improved.
図２に示されとおり、実施例の軸受用鋼では表面で発生したき裂の伝播の遅延が生じることで、異物が混入して潤滑油が汚染された環境下でも長寿命が得られる機械部品が得られ得る。
以上の評価結果から、本発明の優位性は明らかである。
As shown in FIG. 2, in the bearing steel of the example, a delay in propagation of cracks generated on the surface causes a mechanical component that can have a long life even in an environment where foreign matter is mixed and the lubricating oil is contaminated. Can be obtained.
From the above evaluation results, the superiority of the present invention is clear.
以上のように、本発明の手段によると、異物が混入するような過酷な転がり疲れ環境下において、代表的な軸受用素材であるＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に比して２倍以上の疲労寿命を有し、異物混入環境下での寿命特性に優れることから、部品の長寿命化に効果を奏するものとなる。このことは、使用中に鋼中に異物が侵入し、圧痕を起因とする転がり疲れによるき裂が発生する実際の使用環境を模擬して、最大接触面圧５．２ＧＰａでスラスト型転動疲労試験機を用いて、クリーン環境下で転送した後に、硬質異物を模擬した粉末を投入しはく離までの寿命を評価することによって確認されており、代表的な軸受用素材であるＪＩＳ規定の高炭素クロム軸受鋼鋼材ＳＵＪ２に対して２倍以上の疲労寿命を有し、異物混入環境下での寿命特性に優れることから、本発明の手段は、部品の長寿命化に効果を奏するといえる。 As described above, according to the means of the present invention, it is twice as much as the JIS-specified high carbon chrome bearing steel material SUJ2, which is a typical bearing material, in a harsh rolling fatigue environment where foreign matter is mixed. Since it has the above fatigue life and is excellent in life characteristics in a foreign matter mixed environment, it is effective in extending the life of parts. This simulates the actual usage environment in which foreign matter invades the steel during use and cracks occur due to rolling fatigue caused by indentations, and thrust type rolling fatigue at a maximum contact surface pressure of 5.2 GPa. It has been confirmed by using a testing machine to transfer in a clean environment, then adding powder simulating a hard foreign substance and evaluating the life until peeling, and it is a typical bearing material, JIS-specified high carbon. It can be said that the means of the present invention is effective in extending the life of parts because it has a fatigue life more than twice that of the chrome bearing steel SUJ2 and is excellent in life characteristics in a foreign matter mixed environment.
本発明に係る軸受用鋼を用いると、たとえば、ボールベアリング、ころ、ボールレースなどの軸受部品をはじめとした種々の製品が好適に製造されうる。 By using the bearing steel according to the present invention, various products including bearing parts such as ball bearings, rollers, and ball races can be suitably manufactured.
Claims (2)
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの値（℃）が、該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であって、かつ、残留オーステナイト量が２５〜５０ｖｏｌ％であること、
を特徴とする、異物混入環境下での耐転がり疲れ特性に優れる軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・式（１）
ここで、式（１）の右辺の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入される。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ゼロとして値を求める。なお、Ｍｓの値の単位は℃である。 By mass%, C: 0.13 to 0.40%, Si: 0.25 to 1.15%, Mn: 0.25 to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.030 % Or less, Cr: 1.00 to 3.50%, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
The value (° C.) of the martensitic transformation start temperature Ms obtained by the following formula (1) is 140 ° C. or less at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel.
Further, the lenticular martensite structure at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel is 30 vol% or more, and the residual austenite amount is 25 to 50 vol%.
Bearing steel with excellent rolling fatigue resistance in a foreign matter mixed environment.
Ms = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo ... Equation (1)
Here, the content of the element represented by mass% is substituted in the place of the element symbol on the right side of the formula (1). If there is an element that is not contained, the value is calculated with the content of the corresponding element as zero. The unit of the value of Ms is ° C.
下記の式（１）で求められるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓの値（℃）が、該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置では１４０℃以下であること、
さらに該鋼の最表面から１００μｍの深さ位置におけるレンズ状マルテンサイト組織が３０ｖｏｌ％以上であって、かつ、残留オーステナイト量が２５〜５０ｖｏｌ％であること、
を特徴とする、異物混入環境下での耐転がり疲れ特性に優れる軸受用鋼。
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ・・・式（１）
ここで、式（１）の右辺の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入される。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ゼロとして値を求める。なお、Ｍｓの値の単位は℃である。 In addition to the chemical composition according to claim 1, it further contains Ni: 0.10 to 4.0% and Mo%: 0.03 to 1.00% in mass%, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. Steel is further carburized, hardened, and tempered, or carburized, nitrided, and hardened.
The value (° C.) of the martensitic transformation start temperature Ms obtained by the following formula (1) is 140 ° C. or less at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel.
Further, the lenticular martensite structure at a depth of 100 μm from the outermost surface of the steel is 30 vol% or more, and the residual austenite amount is 25 to 50 vol%.
Bearing steel with excellent rolling fatigue resistance in a foreign matter mixed environment.
Ms = 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo ... Equation (1)
Here, the content of the element represented by mass% is substituted in the place of the element symbol on the right side of the formula (1). If there is an element that is not contained, the value is calculated with the content of the corresponding element as zero. The unit of the value of Ms is ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020058607A JP7532061B2 (en) | 2020-03-27 | 2020-03-27 | Bearing steel with excellent rolling fatigue life |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020058607A JP7532061B2 (en) | 2020-03-27 | 2020-03-27 | Bearing steel with excellent rolling fatigue life |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021155819A true JP2021155819A (en) | 2021-10-07 |
| JP7532061B2 JP7532061B2 (en) | 2024-08-13 |
Family
ID=77917396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020058607A Active JP7532061B2 (en) | 2020-03-27 | 2020-03-27 | Bearing steel with excellent rolling fatigue life |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7532061B2 (en) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7057715B2 (en) | 2018-05-11 | 2022-04-20 | 山陽特殊製鋼株式会社 | Bearing steel with excellent rolling fatigue life in a hydrogen intrusion environment |
-
2020
- 2020-03-27 JP JP2020058607A patent/JP7532061B2/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7532061B2 (en) | 2024-08-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5503344B2 (en) | High-strength case-hardened steel parts and manufacturing method thereof | |
| JP5026625B2 (en) | Steel for machine structural use for surface hardening, steel parts for machine structural use and manufacturing method thereof | |
| WO2014192117A1 (en) | Soft-nitrided induction-quenched steel component | |
| JP4923776B2 (en) | Rolling and sliding parts and manufacturing method thereof | |
| WO2013161623A1 (en) | Case hardening steel material | |
| JP5260032B2 (en) | Induction hardened steel excellent in cold workability, rolling member made of the steel, and linear motion device using the rolling member | |
| JP3792341B2 (en) | Soft nitriding steel with excellent cold forgeability and pitting resistance | |
| JP2010053429A (en) | Gear excellent in high surface-pressure resistance | |
| JP2008261037A (en) | Carburized component or carbonitrided component made of steel and subjected to shot peening | |
| JP2007113027A (en) | Heat treatment method for steel, method for producing rolling-supporting apparatus and rolling-supporting apparatus | |
| JP6601358B2 (en) | Carburized parts and manufacturing method thereof | |
| JP4413769B2 (en) | Rolling bearing steel | |
| JP7057715B2 (en) | Bearing steel with excellent rolling fatigue life in a hydrogen intrusion environment | |
| WO2017170127A1 (en) | Case hardened steel | |
| JP2021155819A (en) | Steel for bearing excellent in rolling fatigue life | |
| JP6639839B2 (en) | Bearing steel with excellent whitening resistance and exfoliation life | |
| JP2015183227A (en) | Steel material for vacuum carburization, and method of manufacturing the same | |
| JP2006299313A (en) | Rolling supporter | |
| JP2021006659A (en) | Steel component and method for producing the same | |
| JP6172378B2 (en) | Case-hardened steel wire | |
| WO2017122612A1 (en) | Steel for carbonitriding and carbonitrided component | |
| JP6146381B2 (en) | Case-hardened steel for bearings with excellent rolling fatigue characteristics and method for producing the same | |
| JP7360060B2 (en) | steel and bearings | |
| JP2024066396A (en) | Steel for machine structural use and steel machine part excellent in rolling fatigue resistance properties | |
| JP6881496B2 (en) | Parts and their manufacturing methods |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230123 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20240122 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20240214 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20240415 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20240613 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240730 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240731 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7532061 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |