JP2728137B2

JP2728137B2 - 高炭素クロム系軸受鋼

Info

Publication number: JP2728137B2
Application number: JP1069790A
Authority: JP
Inventors: 賢昭兵頭; 正道柴田; 利宏宮川
Original assignee: NIPPON KOSHUHA KOGYO KK; Koyo Seiko Co Ltd
Current assignee: NIPPON KOSHUHA KOGYO KK; Koyo Seiko Co Ltd
Priority date: 1988-04-04
Filing date: 1989-03-22
Publication date: 1998-03-18
Anticipated expiration: 2013-03-18
Also published as: JPH0230733A

Description

【発明の詳細な説明】＜産業上の利用分野＞この発明は、転がり疲労寿命に著しく優れた軸受の素
材として利用される高炭素クロム系軸受鋼に関する。

＜従来の技術＞転がり軸受の転がり疲労寿命は一般に、転動部材から
転がり接触を受ける軌道面のはくりで終るが、このはく
りの形態は、使用中に表面に生じた疵等を起点とする表
面起点はくりと上記軌道面の表面下最大せん断応力位置
付近に存在する非金属介在物を起点とするあるいは組織
変化に起因する内部起点はくりの２種類がある。転がり
疲労寿命（以下単に寿命という）を長くするためには、
上記表面起点はくりに対しては、硬さは硬して表面に疵
が付きにくくし、内部起点はくりに対しては、非金属介
在物の含有量の低減をはかると共に、マトリックス（母
相）の強化をはかって組織変化を防いで、き裂発生源を
少くすることが有効である。また、不可避不純物である
ＰおよびＳにおいて、Ｓ＋Ｐ含有量を0.010重量％以下
とした例（特開昭61−272349号公報）、あるいはSi含有
量0.15〜1.6重量％添加により寿命向上を図った例（特
開昭60−194047号公報）もある。

従来、上記の点に着目した転がり軸受に使用される高
炭素クロム系軸受鋼としては、JIS G 4805に規定された
高炭素クロム軸受鋼（SUJ1〜５）が知られている。なか
でもSUJ2が一般的である。このSUJ2は、１％C,1.5％Cr
を特徴とする材料で、焼入焼戻し熱処理により組織をマ
ルテンサイト化し、通常、約10％の残留オーステナイト
と約７％の未溶解炭化物を含む状態で使用される。また
一部には硬質コーティングを施す場合もある。

＜発明が解決しようとする課題＞しかしながら、上記SUJ2を用いる限りは、上記表面起
点のはくりに関係する硬さには限界があり、それ以上硬
くすることができないという問題がある。また、表面に
硬質コーティング等を施す場合はコーティング層と母相
との界面強度が弱いという問題がある。また、上記内部
起点はくりに関係する非金属介在物の含有量の低減も、
現在の製鋼法のもとではほぼ限界に近づきつつあり、こ
れ以上の大幅な非金属介在物の含有量の低減が望めない
という問題もある。

そこで、この発明の目的は、起点より微小き裂が発生
進展してはくりに至るプロセスに着目し、材料面よりマ
トリックス（母相）の強靭化をはかることにより、上記
微小き裂の発生・進展を抑制することができ、したがっ
て、寿命を長寿命化できる高炭素クロム系軸受鋼を提供
することにある。

＜課題を解決するための手段＞上記目的を達成するため、この発明は、炭素含有量が
0.8〜1.2重量％、Cr含有量が1.0〜2.0重量％、Mn含有量
が0.2〜1.0重量％である高炭素クロム系軸受鋼におい
て、 Ni含有量が1.0重量％を越え、2.0重量％以下,Si含有
量が1.0重量％を越え、2.0重量％以下,S＋Ｐ含有量が0.
015〜0.040重量％であることを特徴としている。

この発明の高炭素クロム系軸受鋼において、Niの含有
量を1.0重量％よりも大で2.0重量％以下（以下単に％と
言う）に限定した理由は以下の通りである。すなわち、
前述のように、転がり接触下での転がり軸受の寿命は、
通常は、高面圧下でのせん断圧力繰り返しによるき裂発
生とその発生したき裂の進展により生ずる軌道面のはく
りが生じると尽きる。したがって、寿命向上には、上記
き裂発生とそれに続くき裂の進展を抑制する必要があ
る。このため、高炭素クロム系軸受鋼のマトリックスの
靭性を向上させることは、それを用いた転がり軸受の寿
命向上にとって非常に有効な手段である。上記Niは、こ
のマトリックスの靭性向上に対して有効な元素である。
上記マトリックスの靭性の向上を評価するものとして、
破壊靭性値と繰り返し圧縮試験におえるき裂発生サイク
ル数とを選び、これにより以下の説明をする。Niの含有
量は1.0％よりも大とした理由は、Ni含有量1.0％以下で
は、マトリックスの靭性を向上つまり、破壊靭性値およ
びき裂発生サイクル数の値の向上に大きな効果が認めら
れないからである。また、Ni含有量を2.0％以下とした
理由は、Ni含有量を2.0％以上にしても、き裂発生サイ
クルおよび破壊靭性値は共に向上するが、残留オーステ
ナイト量が増大し、これにより、前述のように寿命の低
下につながる硬さの低下が認められるからである。すな
わち、Ni含有量が2.0％を超えると、残留オーステナイ
ト量の増大による硬さの低下が問題となるほど大きくな
り、それにつれて、寿命も短かくなってしまうからであ
る。

Siを1.0％よりも大で2.0％以下に限定した理由は、以
下の通りである。すなわち、Siはマトリックス強化元素
であり、かつ焼戻し軟化抵抗性を増大させる元素である
ため、寿命向上には有効な元素である。このために必要
なSi量は最低1.0％程度であり、一方では、2.0％を超え
ると球上化焼なましや焼入時の加熱による脱炭が著しく
なり、寿命向上の利点を失う。また、冷間加工性も悪く
なる。よって、下限を1.0％とし上限を2.0％とする。

Ｓ＋Ｐを0.015〜0.040％に限定した理由は、以下の通
りである。すなわち、一般に、マトリックスの靭性が向
上した場合被削性の低下という不利な一面がでてくる。
通常、Ｓ＋Ｐは鋼中の不可避不純物であり、寿命向上に
とっては、極力少なくする必要があるとされているが、
本発明者らは、マトリックスの靭性の向上にともなう上
述の被削性の低下を補う目的で、Ｓ＋Ｐ含有量と被削性
との関係を検討した。その結果、Ｓ＋Ｐ含有量が0.015
％以下になると、通常の軸受鋼に比べて、被削性が低下
してしまい、また、Ｓ＋Ｐが0.040％以上では、Ｓ＋Ｐ
の粒界への偏析等に起因して寿命が著しく低下すること
が分かった。したがって、Ｓ＋Ｐを0.015％〜0.040％に
限定したのである。

＜実施例＞以下、この発明を図示の実施例により詳細に説明す
る。

第１表において、最上段の標準高炭素クロム軸受鋼
（SUJ2）、サンプル1,サンプル２は夫々比較例，サンプ
ル3,サンプル４およびサンプル５は夫々この発明の各実
施例を示す。熱処理条件は全て高温保持835℃,40分、油
焼入れ、焼戻し180℃,2時間、空冷で、同一である。こ
の第１表により、本実施例は標準高炭素クロム軸受鋼，
比較例に比べてき裂発生サイクル数，破壊靭性値がとも
に優れ、また、硬度は標準高炭素クロム軸受鋼と同等で
あることが分かる。

第１表における本実施例を示すサンプル3,サンプル４
およびサンプル５は、Ｃ含有量が0.8〜1.2％,Si含有量
が1.0〜2.0％、Cr含有量1.0〜2.0％、Mn含有量が0.2〜
1.0％,Ni含有量が1.0〜2.0％およびＳ＋Ｐ含有量が0.01
5〜0.040％で、残りFeの高炭素クロム軸受鋼である。

転がり軸受用鋼において、高い接触面圧により塑性変
形を抑えるために、通常必要な硬さはHRC58〜64程度と
いわれており、マトリックス中のＣ％は0.5〜0.6％，未
溶解炭化物量は６〜８％が寿命の点で最適とされる。こ
れらのため、本実施例では0.8〜1.2％のＣ含有量で、こ
のＣ含有量は表１の標準高炭素クロム軸受鋼と同等であ
る。Ｃ含有量の下限を0.8％、また上限を1.2％としたの
は、Ｃ含有量が0.8％未満になると、炭化物の球状化か
いくぶん困難となり、また1.2％をこえると上述のCr量
の範囲では巨大炭化物が生成しやすくなり寿命の点で好
ましくないからである。この点では、標準鋼，比較例と
も同じである。

Siの含有量について検討する。転がり接触面下、最大
せん断応力が作用する深さの領域においては、繰り返し
せん断応力に基づく発熱作用のため、マトリックスの硬
さの低下およびこれによる塑性変形抵抗の低下、つまり
焼戻し軟化抵抗の低下を招く、ここで言及するSiは、マ
トリックス強化元素であり、また焼戻し軟化抵抗性を増
大させる元素であるため、寿命向上には有効な元素であ
る。このために必要なSi量は最低1.0％程度であり、Si
量が増すほど寿命は向上するが、一方では2.0％を超え
ると球状化焼なましや焼入時の加熱による脱炭が著しく
なり寿命向上の利点を失う。また、冷間加工性も悪くな
る。よって下限を1.0％とし上限を2.0％とする。

Crは炭化物形成元素であり、また焼入向上元素でもあ
り、前述のSi後述のMnと共に焼入性を調整して軸受とし
て必要な硬さを保持すると共に、鋼中の炭化物の微細球
状化のため有効である。このためには、Crは少なくとも
1.0％を必要とする。よって、Crの下限を1.0％とする。
一方、Crが2.0％をこえると巨大炭化物が生じ寿命をか
えって低下させる可能性があるので、Crの上限を2.0％
とする。

Mn含有量は0.2〜1.0％とした理由は以下に述べると、
下限を0.2％以上としたのは、現状のSUJ2並の焼入性お
よび残留オーステナイトを得るためであり、一方、上限
を1.0％としたのは、Mnを多く添加すると残留オーステ
ナイト量が増加し被削性を著しく阻害するためである。

Ni含有量について検討する。前述のように、き裂の発
生および進展を抑制するための靭性向上は、寿命の長寿
命化にとって非常に有効な手段であり、ここで言及する
Niは、このマトリックスの靭性向上に対して有効な元素
である。第１表において、本発明材であるサンプル3,4,
5は夫々Ni含有量が1.03％,1.47％,1.95％である。この
サンプル3,4,5の破壊靭性値およびき裂発生サイクル
数、つまり、繰り返し圧縮試験におけるき裂発生開始の
サイクル数は、標準高炭素クロム軸受鋼の夫々の値を１
として比の値で示すと、破壊靭性値が夫々1.3,1.3,1.
3、また、き裂発生サイクル数が夫々1.5,1.5,1.5と上記
サンプル3,4,5のすべてのサンプルで、Niを全く含有し
ていない上記標準高炭素クロム軸受鋼の値に比べて、破
壊靭性値が30％、または裂発生サイクル数が50％と明ら
かに向上している。このことは後述のように寿命にも好
結果をもたらす。一方、Ni含有量が本発明のNi含有量1.
0〜2.0％の下限１％よりも少ない0.51％であるサンプル
１の破壊靭性値は1.1、また、き裂発生サイクル数は1.1
と、上記サンプル3,4,5の夫々の値に比べて低く、Niを
1.0％以下の量添加しても、Ni添加によるマトリックス
の靭性の向上に大きな効果が認められない。それゆえ、
Ni含有量の下限を1.0％とする。また、Ni含有量が本発
明のNi含有量の上限の2.0％よりも多い2.41％のサンプ
ル２の破壊靭性値および裂発生サイクル数は夫々1.2お
よび1.3と、上記標準高炭素クロム鋼の１つ比して改善
されてはいるが、残留オーステナイト量もNi含有量の増
加につれて増加してしまい、その結果として、マトリッ
クス靭性の向上と共に寿命に直接影響する要素である硬
さ（HRC）が57と、標準高炭素クロム鋼の硬さ（HRC）62
あるいは本発明のサンプル3,4,5の硬さ（HRC）62,62,61
に比して著しく低下してしまう。このように、Ni含有量
が2.0％を超えると、寿命の長寿化に貢献する破壊靭性
値および繰り返しサイクル数はある程度向上するもの
の、その一方で同じく寿命の長寿命化に貢献する硬さ
（HRC）が低下してしまい、全体として寿命が短くなっ
てしまう。したがってNi含有量を1.0〜2.0％とした。

次に、Ｓ＋Ｐ含有量について検討する。前述のよう
に、一般に、マトリックスの靭性が向上すると、寿命の
長寿命化には大きく効果が表われるが、被削性の低下と
いう不利な一面がでてくる。通常、Ｓ＋Ｐは鋼中の不可
避不純物であり、寿命向上にとっては、極力少なくする
必要があるとされているが、本発明者らは、上記被削性
の低下を補う目的で、Ｓ＋Ｐ含有量と被削性との関係を
検討した。試料を、同一切削条件の下で、同一条件の工
具でもって切削を行い、その工具寿命長さでもってその
試料の被削性を評価した結果、Ｓ＋Ｐ含有量が0.015％
以下では、被削性が通常の軸受鋼（標準高炭素クロム軸
受鋼）に比べて10％も低下した。このことは軸受の生産
性に大きく影響し、生産性を低下させてしまう。一方、
Ｓ＋Ｐ含有量が0.040％以上では、炭化物の粗大化やＳ
＋Ｐの粒界への偏析等に起因して寿命が著しく短かくな
ることを確認している。したがってＰ＋Ｓ含有量を0.01
5〜0.040％とした。

第３図は、発明鋼であるサンプル３と標準高炭素クロ
ム軸受鋼（図中現用鋼）における焼戻し温度℃と硬さHR
Cの関係を示した図であり、上述の熱処理条件において
焼戻し温度をパラメータとして変化させた結果である。
第３図より明らかなように、発明鋼は現用鋼に比べて耐
焼戻し性に優れ、特に、250℃以上の焼戻し温度の範囲
において、現用鋼に比べて硬度HRCの低下が少ない、つ
まり、高い耐焼戻し性を有する。なお、試料は直径が20
mm、長さが10mmのものを用いた。

第４図は、上記サンプル３と現用鋼SUJ2に回転曲げ疲
労試験を行った結果を示した図であり、縦軸は繰り返し
応力（kgf/mm²）、横軸は破断に至った応力の繰り返し
数（サイクル）である。試料の形状，寸法は図中記載の
とおりである。第４図より明らかなように、サンプル３
は現用鋼SUJ2に比べて、同一繰り返し応力下での破断に
至るまでの繰り返し数が著しく多くなった。つまり、サ
ンプル３においては、現用鋼SUJ2に比べてはるかに高い
回転曲げ疲労強度が得られた。そして、図示はしない
が、10⁷サイクルにおける疲労限がサンプル３は105kgf/
mm²と、現用鋼の93kgf/mm²に比べて10％以上も高まるこ
とを確認した。これらは、次に述べる転がり疲労寿命の
長寿命化にも大きく貢献する。

第１図は、第１表のサンプル３の高炭素クロム軸受鋼
および標準高炭素クロム軸受鋼で作った所定の数の直径
が20mm,長さが20mmの円筒コロの試験片を用いて転がり
疲労寿命試験を行った結果をワイブル確率紙上にプロッ
トした図である。試験条件は、最大接触面圧Pmaxが440k
gf/mm²,応力繰り返し数が３×10⁴cpmである。横軸は応
力繰り返しサイクル数、縦軸は累積破損確率である。こ
の第１図から明らかなように、本発明品であるNi含有量
が1.03％のサンプル３の高炭素クロム軸受鋼（図中発明
鋼）の試料の寿命は、Niの添加されていない標準高炭素
クロム軸受鋼（図中現用鋼）の試料の寿命に比べて、B
₁₀寿命（サイクル）で12.9倍、B₅₀寿命（サイクル）で1
2.6倍と飛躍的に長寿命化している。

第５図は、上記転がり疲労寿命試験において、応力繰
り返し数が9.5×10⁷サイクルではくりした現用鋼の転動
面下最大せん断応力深さ付近に認められた組織変化を概
略的に示したものであり、図示の如く、線状の組織変化
が表れている。この組織変化した部分が起点となって、
この現用鋼ははくりに至った。本発明鋼であるサンプル
３においては、上記現用鋼にはくりが生じ9.5×10⁷サイ
クルよりもはるかに多い1.0×10⁹サイクルもの応力繰り
返し数を与えた後においても、第５図に示すような組織
変化に認められず、もちろん、何等はくり等は生じなか
った。

第２図は、上記サンプル３の被削性を調べた結果の図
である。上記サンプル３は、Niを1.03％加えて、マトリ
ックスの靭性を標準高炭素クロム鋼（SUJ2）に比べては
るかに高めて飛躍的な長寿命化を実現したものである。
しかし、前述のように、被削性の面では不利な面が生じ
るので、Ｓ＋Ｐ含有量は、前述の理由により、上記標準
高炭素クロム鋼（SUJ12）の0.014％よりも高めて0.018
％として、従来のSUJ2並みの被削性を確保している。試
験条件は、工具超硬合金P20（JIS B4104），送り0.3mm
/reu,切込量1.0mm,切削速度150〜250m/min,切削油無
し、工具寿命基準ＶB（前逃げ面平均摩耗幅）0.3mmであ
る。第２図の横軸は工具寿命（min）を、縦軸は切削速
度（m/min）を示している。この図から明らかなよう
に、Ｓ＋Ｐ含有量が0.018％に高められたサンプル３
（図中発明鋼）を切削した工具の寿命は、実験を行なっ
た切削速度範囲のすべてに渡って標準高炭素クロム軸受
鋼（図中現用鋼）を切削した工具の寿命とほとんど差は
ない。つまりサンプル３の被削性は、上記標準高炭素ク
ロム軸受鋼と同等である。

＜発明の効果＞以上より明らかなように、この発明の高炭素クロム系
軸受鋼は、0.8〜1.2重量％のＣ、1.02〜2.0重量％のC
r、0.2〜1.0重量％のMn、1.0重量％よりも大で2.0重量
％以下のNi、1.0重量％よりも大で2.0重量％以下のSiお
よび0.015〜0.040％のＳ＋Ｐを含有しているので、マト
リックス靭性を向上させて、き裂の発生，進展を抑え
て、転がり疲労寿命を従来に比べ10倍以上に、また曲げ
疲労寿命を10倍以上に飛躍的に長くすることができると
共に、従来、転がり疲労寿命の長寿命化にとってその存
在がデメリットと言われており、その低減のために特別
な技術・コストを必要としてきたＳ＋Ｐ元素を、逆に積
極的に利用して、被削性を、従来の高炭素クロム軸受鋼
SUJ2と同等にすることができる。つまり、SUJ2の焼入焼
戻し硬化処理に大きな変更を加えずに熱処理を行って、
切削性を低下させることなく転がり疲労寿命を長寿命化
することができ、かつ回転曲げ疲労眼を向上させること
ができる。さらに、従来の高炭素クロム軸受鋼SUJ2と同
等あるいはそれ以上の硬度を確保しつつ、耐焼戻し性を
従来に比べて向上させることができ、特に、焼戻し温度
が250℃以上の範囲において優れた耐焼戻し得ることが
できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の高炭素クロム系軸受鋼の実施例およ
びその比較材の各成分の含有量および諸測定値を示す第
１表のサンプル３の転がり疲労試験結果を従来品の結果
と共に、ワイブル確率紙にプロットした図、第２図は第
１表のサンプル３の被削性を調べた結果を、従来品の結
果と共に示した図、第３図はこの発明の高炭素クロム系
軸受鋼の実施例と現用鋼の焼戻し温度（℃）と硬さ（HR
C）との関係を示した図、第４図はこの発明の高炭素ク
ロム系軸受鋼の実施例と現用鋼の回転曲げ疲労試験結果
を示した図、第５図は転がり疲労寿命に至った従来品の
転動面下最大せん断応力深さ付近に生じた組織変化の概
略の説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者宮川利宏東京都千代田区大手町１丁目７番２号日本高周波鋼業株式会社内 (56)参考文献特開昭61−272349（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】炭素含有量が0.8〜1.2重量％、Cr含有量が
1.0〜2.0重量％、Mn含有量が0.2〜1.0重量％である高炭
素クロム系軸受鋼において、 Ni含有量が1.0重量％を越え、2.0重量％以下、Si含有量
が1.0重量％を越え、2.0重量％以下,S＋Ｐ含有量が0.01
5〜0.040重量％であることを特徴とする高炭素クロム系
軸受鋼。