JP3233729B2 - 繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性とに優れた軸受鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ころ軸受あるいは玉軸
受といった転がり軸受の要素部材として用いられる軸受
鋼に関し、とくに熱処理時に起こる脱炭層の生成を抑制
する効果ならびに軸受使用環境の過酷化に伴って生ずる
特有の劣化, すなわち繰り返し応力負荷によって転動接
触面下に発生するミクロ組織変化（劣化）に対する遅延
特性とに優れた軸受鋼についての提案である。

【０００２】

【従来の技術】自動車ならびに産業機械等で用いられる
ころがり軸受としては、従来、高炭素クロム軸受鋼(JI
S：SUJ 2)が最も多く使用されている。一般に軸受鋼と
いうのは、転動疲労寿命の長いことが重要な性質の１つ
であるが、この転動疲労寿命に与える要因としては、鋼
中非金属介在物の影響が最も大きいと考えられていた。
そのため、最近の研究の主流は、鋼中酸素量の低減を通
じて非金属介在物の量, 大きさを制御することによって
軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。例えば、軸
受の転動疲労寿命の一層の向上を目指して開発されたも
のとしては、特開平１−306542号公報や特開平３−1268
39号公報などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系
非金属介在物の組成, 形状あるいは分布状態をコントロ
ールする技術である。しかしながら、非金属介在物の少
ない軸受鋼を製造するには、鋼中酸素量の低減が不可欠
であるところ、これも既に限界に達しており、高価な溶
製設備の設置あるいは従来設備の大幅な改良が必要であ
り、経済的な負担が大きいという問題があった。

【０００３】また、上記高炭素軸受鋼（JIS-SUJ 2)の特
性改善を図るためのもう１つの動きは、加工性、特に熱
処理時の脱炭層の生成を抑制することの研究である。一
般に、上記JIS-SUJ 2 に規定された軸受鋼は、0.95〜1.
10wt％のＣを含むことから、非常に硬質であり、それ故
に、球状化焼なましを行って加工性を向上させた後に成
形加工し、その後焼入れ, 焼もどし処理を施すことによ
って、転がり軸受に必要な強度と靱性を得ていた。とこ
ろが、このような特性改善のための熱処理が何回もかさ
なると、素材表面には、Ｃと雰囲気ガスとの反応によっ
て、脱炭層と呼ばれる“低Ｃ濃度領域”が発生すること
が知られている。この脱炭層は、転がり軸受の硬さ低下
のみならず転動疲労寿命劣化の原因となることから、切
削または研削加工により除去するのが普通であった。そ
のために材料歩留り、さらには生産性の低下を余儀なく
されていたのである。これに対して従来、上記脱炭層の
生成を防止する手段として、熱処理時における炉内の雰
囲気ガス中のカーボンポテンシャルをコントロールする
方法や、特開平２−54717 号公報に開示されている, 球
状化焼なましの初期段階に浸炭処理を施す方法などが提
案されている。しかし、上記の各方法はいずれも、熱処
理あるいはその前処理時の雰囲気清浄によるものである
ことから、熱処理コストが嵩むのみならず、材料の組成
や熱処理時間等に応じた適切なガス組成の設定といった
煩雑な操作を必要とするところに問題があった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述した従来技術につ
いて発明者らは最近、種々の研究を行った。その結果、
意外にも軸受転動寿命を決めている要因には、従来から
一般に論じられてきた上述した現象；すなわち、上述し
た“非金属介在物”の存在や熱処理時に生じる“脱炭
層”（低Ｃ濃度領域）の生成以外の要因もあるというこ
とを突き止めた。というのは、従来技術の下で単に非金
属介在物や脱炭層を減少させても、軸受の転動疲労寿
命、特に、高負荷あるいは高温といった過酷な条件下で
の軸受寿命の向上に対しては大きな効果が得られないと
いうケースを多く経験したからである。このことから、
発明者らは、軸受寿命を左右する要因として、非金属
介在物の存在, 脱炭層の生成の他に、さらに高負荷
転動時の転動接触面下に生成するミクロ組織変化の３つ
があることを知見したのである。

【０００５】そこで、発明者らは、最近の軸受使用環境
を考慮した上での軸受寿命、とくに転がり軸受の剥離の
発生原因について、さらに調査を行った。その結果、軸
受使用環境の激化に伴って、軸受の内・外輪と転動体と
転動体との接触転動時に発生する剪断応力により、転動
接触面の下層部分（表層部）に、図１(a) の写真に示す
ような、帯状の白色生成物と棒状の析出物からなるミク
ロ組織変化層が発生することが判った。そして、このミ
クロ組織変化層は転動回数を増すにつれて次第に成長
し、終いにはこのミクロ組織変化部から、図1(b)の写真
に示すような疲労剥離が生じて軸受寿命につながること
がわかったのである。さらに、軸受使用環境の過酷化す
なわち, 高面圧化（小型化）, 使用温度の上昇は、これ
らミクロ組織変化が発生するまでの時間を縮め、著しい
軸受寿命の低下を招くことになるということを突き止め
た。すなわち、使用環境の過酷化に伴う軸受寿命を向上
させるには、単に非金属介在物の制御や脱炭層の抑制だ
けでは不十分であり、さらに、上述した転動接触面下で
発生するミクロ組織変化が発生するまでの時間を遅延さ
せることが必要であるということを知見したのである。

【０００６】そこで、本発明の目的は、非金属介在物粒
径の制御を通じて総体的な転動疲労寿命の向上を図るこ
とにあわせ、特に過酷な使用条件の下での軸受使用中に
発生が予想されるミクロ組織変化を遅延させることによ
り、この面における軸受寿命を改善し、さらに、熱処理
時の脱炭層の形成をも抑えて熱処理生産性( 加工除去量
を減少させることによる効果）の向上をも図り、もって
高寿命の軸受鋼を得ようとすることにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上述
した知見に基づき軸受寿命として、新たに“ミクロ組織
変化遅延特性”というものにも着目した。そして、この
特性の向上を図るには、当然そのための合金設計（成分
組成）が必要であり、このことの実現なくして軸受のよ
り一層の寿命向上は図れないという認識に立ち、さら
に、脱炭層の形成を抑制することを併せ達成する種々の
実験と検討とを行った。その結果、意外にも、Mo, Alお
よびSbを適正量複合添加すれば、繰り返し応力負荷によ
る転動接触面下に生成する上述したミクロ組織変化を著
しく遅延できると同時に、熱処理時の脱炭層の発生抑制
もでき、これに非金属介在物の最大粒径の制御も併せて
行えば、望ましい軸受鋼を得ることができることを見い
出し、本発明に想到した。

【０００８】すなわち、本発明軸受鋼は、以下の如き要
旨構成を有するものである。 (1)Ｃ：0.5〜1.5wt％,Mo：0.5超〜2.0 wt％,Al：0.005
〜0.07wt％,Sb：0.001〜0.005wt％を含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなり、酸化物系非金属介在物
の最大粒径が８μm 以下である、繰り返し応力負荷によ
るミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性とに優れた
軸受鋼（第１発明）。 (2)Ｃ：0.5〜1.5wt％,Mo：0.5超〜2.0wt％,Al：0.005
〜0.07wt％, Sb：0.001〜0.005wt％未満およびＯ：0.00
20wt％以下を含有し、さらに、Si：0.05〜0.5wt％,Mn：
0.05〜2.0wt％,Cr：0.05〜2.5wt％,Ni：0.05〜1.0wt％,
Cu：0.05〜1.0wt％,B：0.0005〜0.01wt％,およびＮ：0.
0005〜0.012wt％のうちから選ばれるいずれか１種また
は２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物から
なり、酸化物系非金属介在物の最大粒径が８μm 以下で
ある、繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特
性と熱処理生産性とに優れた軸受鋼（第２発明）。 (3)Ｃ：0.5〜1.5wt％,Mo：0.5超〜2.0wt％,Al：0.005〜
0.07wt％,Sb：0.001〜0.005wt％未満およびＯ：0.0020w
t％以下を含有し、さらにSi：0.5超〜2.5wt％,Cr：2.5
超〜8.0wt％,Ni：1.0超〜3.0wt％,Ｎ：0.012超〜0.050w
t％,Ｖ：0.05〜1.0wt％,Nb：0.05〜1.0wt％,Ｗ：0.05〜
1.0wt％,Zr：0.02〜0.5wt％,Ta：0.02〜0.5wt％,Hf：0.
02〜0.5wt％及びCo：0.05〜1.5wt％のうちから選ばれる
いずれか１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不
可避的不純物からなり、酸化物系非金属介在物の最大粒
径が８μm 以下である、繰り返し応力負荷によるミクロ
組織変化の遅延特性と熱処理生産性とに優れた軸受鋼
（第３発明）。 (4)Ｃ：0.5〜1.5wt％,Mo：0.5超〜2.0wt％,Al：0.005〜
0.07wt％,Sb：0.001〜0.005wt％未満を含有し、さら
に、下記（I群）の成分のうちから選ばれるいずれか１
種または２種以上を含み、さらにまた、下記（II）群の
成分（ただし、I群で選択されている元素は除く）のう
ちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含み、残
部がFeおよび不可避的不純物からなり、酸化物系非金属
介在物の最大粒径が８μm 以下である、繰り返し応力負
荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性とに
優れた軸受鋼（第４発明）。記 （I群） Si：0.05〜0.5wt％,Mn：0.05〜2.0wt％,Cr：0.05〜2.5w
t％,Ni：0.05〜1.0wt％,Cu：0.05〜1.0wt％,Ｂ：0.0005
〜0.01wt％,およびＮ：0.0005〜0.012wt％（II群） S i：0.5超〜2.5wt％,Cr：2.5超〜8.0wt％,Ni：1.0超〜
3.0wt％, Ｎ：0.012超〜0.050wt％,Ｖ：0.05〜1.0wt％,
Nb：0.05〜1.0wt％,Ｗ：0.05〜1.0wt％,Zr：0.02〜0.5w
t％,Ta：0.02〜0.5wt％,Hf：0.02〜0.5wt％およびCo：
0.05〜1.5wt％

【０００９】

【作用】以下に、上記合金設計になる本発明軸受鋼に想
到した背景につき、本発明者らが行った実験結果に基づ
いて説明する。まず、実験に当たり、 SUJ 2 ( Ｃ：1.02wt％, Si：0.25wt％, Mn：0.45wt
％, Cr：1.35wt％, Ｎ：0.0040wt％, Ｏ：0.0012wt％)
と、 SUJ 2 ( Ｃ：1.01wt％, Si：0.24wt％, Mn：0.46wt
％, Cr：1.32wt％, Ｎ：0.0042wt％, Ｏ：0.0015wt％)
と、MoとSbとを添加した２種の材料 (Ｃ：1.00wt％, Si：0.23wt％, Cr：1.35wt％, M
n：0.46wt％, Mo：0.75wt％, Sb：0.0015wt％, Ｎ：0.0
042wt％, Al：0.18wt％, Ｏ：0.0009wt％) (Ｃ：1.02wt％, Si：0.21wt％, Cr：1.34wt％, M
n：0.45wt％, Mo：0.77wt％, Sb：0.0018wt％, Ｎ：0.0
042wt％, Al：0.020 wt％, Ｏ：0.0034wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.20wt％, Cr：1.30wt％, M
n：0.43wt％, Mo：1.28wt％, Sb：0.0040wt％, Ｎ：0.0
032wt％, Al：0.047 wt％, Ｏ：0.0008wt％) (Ｃ：1.01wt％, Si：0.21wt％, Cr：1.31wt％, M
n：0.42wt％, Mo：1.29wt％, Sb：0.0042wt％, Ｎ：0.0
031wt％, Al：0.048 wt％, Ｏ：0.0016wt％) についての供試鋼材を作製した。次いで、これらの供試
材を焼ならし、球状化焼なまし、焼入れ焼もどしの各処
理を施したのち、それぞれの供試材から15mmφ×22mmの
円筒型の試験片と、12mmφ×22mmの転動疲労試験用試験
片とを作製した。

【００１０】なお、転動疲労寿命試験は、上記転動疲労
用試験片をラジアルタイプ型の転動疲労寿命試験機を用
い、ヘルツ最大接触応力：600kgf/mm², 繰返し応力数 4
6500cpmの負荷条件の下で試験したものである。試験の
結果は、ワイブル分布確立紙上にプロットし, 非金属介
在物の制御によって影響される材料強度の上昇による転
動疲労寿命の向上を示す数値と見られるＢ₁₀（10％累積
破損確率) と高負荷転動時の繰り返し応力負荷によるミ
クロ組織変化発生を遅延させることによる転動疲労寿命
の向上を示す数値と見られるＢ₅₀（50％累積破損確率）
とを求めた。また、脱炭層の試験については、上記の円
筒状試験片を10mmの位置で高さ方向に垂直に切断後、ナ
イタールにて腐食し、ミクロ組織変化による円周上の全
脱炭層の最大値( 以後、「最大脱炭層」という）で評価
した。

【００１１】その結果を表１に示す。この表１に示す結
果から判るように、高Mo添加材については、前記B₁₀値
についての改善はそれほど大きくないが、B₅₀値につい
ては著しく高い数値を示し、軸受平均寿命はSUJ 2 に比
べてB₁₀値で約1.4〜1.8倍、B₅₀値で約15.0〜23.4倍もの
改善を示すことが認められた。とくに、Moの多量添加は
高負荷転動中に生成するミクロ組織変化の遅延特性に対
して顕著な効果を示し、その分破損（寿命）を遅延させ
ることが期待できる。また、最大脱炭層に関してはSUJ
2 が0.10mmであったが、Al：0.018wt％, Sb：0.0015wt
％含むものでは0.03mm、Al：0.047 wt％, Sb：0.0040wt
％含むものでは0.01mmと、適当なSbの含有が脱炭層の発
生抑制に効果のあることも判った。

【００１２】

【表１】

【００１３】また、図２は、上記軸受転動疲労寿命の実
験結果をまとめたものであって、非金属介在物に起因す
る軸受寿命とミクロ組織変化に起因する寿命の変化との
関係を示す模式図である。この図に明らかなように、累
積破損確率10％のＢ₁₀値で示される軸受寿命（以下、こ
れを「Ｂ₁₀転動疲労寿命」という）は、単にMoを多量に
添加しただけではあまり向上しないが、非金属介在物制
御をも併せて行った場合に顕著な効果を示している。一
方、累積破損確率50％のＢ₅₀値で示される軸受寿命 (以
下、これを「Ｂ₅₀高負荷転動疲労寿命」という）につい
てみると、このMo多量添加の効果は非金属介在物制御と
は関係なく、極めて顕著なものとなっている。そこで発
明者らは、こうした知見をもとに、累積破損確率10％お
よび50％のＢ₁₀値およびＢ₅₀値で示される軸受寿命を向
上させ、かつ熱処理時の脱炭層の成長の抑制を図るに
は、どのような合金設計が有効であるかという観点か
ら、以下に説明するような成分組成の範囲を決定した。

【００１４】Ｃ： 0.5〜1.5 wt％ Ｃは、基地に固溶してマルテンサイトの強化に有効に作
用する元素であり、焼入れ焼もどし後の強度確保とそれ
による転動疲労寿命を向上させるために含有させる。そ
の含有量が0.5 wt％未満ではこうした効果が得られな
い。一方、 1.5wt％超では被削性, 鍛造性が低下するの
で、 0.5〜1.5 wt％の範囲に限定する。

【００１５】Si：0.05〜0.5 wt％, 0.5 超〜2.5 wt％以
下 Siは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられる他、基地に
固溶して焼もどし軟化抵抗の増大により焼入れ, 焼もど
し後の強度を高めて転動疲労寿命を向上させる元素とし
て有効である。こうした目的の下に添加されるSiの含有
量は、0.05〜0.5 wt％の範囲とする。また、このSiは、
0.5 wt％超を添加すると、繰り返し応力負荷の下でのミ
クロ組織変化の遅延をもたらして転動疲労寿命を向上さ
せる効果がある。しかし、その含有量が 2.5wt％を超え
ると、その効果が飽和する一方で、加工性や靱性を低下
させるので、ミクロ組織変化遅延特性のより一層の向上
のためには、 0.5超〜2.5 wt％を添加することが有効で
ある。

【００１６】Mn：0.05〜2.0 wt％ Mnは、鋼の溶製時の脱酸剤として作用し、鋼の低酸素化
に有効な元素である。また、鋼の焼入れ性を向上させる
ことにより基地マルテンサイトの靱性, 硬度を向上さ
せ、転動疲労寿命の向上に有効に作用する。このために
Mnは、0.05〜2.0wt％の範囲内で添加する。

【００１７】Cr：0.05〜2.5 wt％, 2.5 超〜8.0 wt％ Crは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、
強度の向上ならびに耐摩耗性を向上させ、ひいては転動
疲労寿命を向上させる成分である。この効果を得るため
には、0.05〜2.5 wt％の添加で十分である。さらに、こ
のCrは、 2.5wt％を超えて多量に添加した場合には、繰
返し応力負荷によるミクロ組織変化を遅延せしめて、こ
の面での転動疲労寿命を向上させるのに有効である。そ
して、この目的のためのCr添加の効果は、 8.0wt％を超
えると飽和するのみならず、却って焼入れ時の固溶Ｃ量
の低下を招いて強度が低下する。従って、この目的のた
めに添加するときは、 2.5超〜8.0 wt％としなければな
らない。

【００１８】Ni：0.05〜1.0 wt％, 1.0 超〜3.0 wt％ Niは、焼入れ性の増大により焼入れ焼もどし後の強度を
高め靱性を向上させるとともに、転動疲労寿命を向上さ
せるので、この目的のためには0.05〜1.0 wt％の範囲内
で添加する。さらに、このNiは、 1.0wt％を超えて添加
した場合には、転動時のミクロ組織変化を遅らせ、それ
により転動疲労寿命を向上させる。しかし、この場合で
も３wt％を超えて添加すると、多量の残留γを析出して
強度の低下ならびに寸法安定性を害することになる他、
コストアップになるため、この作用効果を期待する場合
には、1.0 超〜3.0 wt％の範囲内で添加することが必要
である。

【００１９】Mo： 0.5超〜2.0 wt％ Moは、基本的には残留炭化物の安定化により耐摩耗性を
向上させる元素であり、とくに焼入れ性を増大して焼入
れ焼もどし後の強度向上に寄与すると共に、安定炭化物
の析出により、耐摩耗性と転動疲労寿命とを向上させ
る。ただし、本発明においてこのMoは、もっとも重要な
役割を果たしており、特にその添加量が0.5 wt％を超え
るような多量を添加すると、上述した繰り返し応力の負
荷によるミクロ組織変化を遅らせる効果が著しくなり、
この面での転動疲労寿命を向上させる。しかし、その量
が 2.0wt％を超えると、被削性, 鍛造性を低下させ、コ
ストアップの因ともなるため、 0.5超〜2.0 wt％の範囲
内で添加することが必要である。

【００２０】Cu：0.05〜1.0 wt％ Cuは、焼入れの増大により焼入れ焼もどし後の強度を高
め、この面から転動疲労寿命を向上させる元素である。
この作用は、0.05以上で顕れ、1.0 wt％で飽和する。

【００２１】Sb：0.001 〜0.005 wt％ このSbは、この発明においてAlとともに重要な役割を担
っている元素である。とくに、このSbは、熱処理時にお
いて、鋼材表層部のＣと雰囲気ガスとの反応を抑制して
脱炭層の発生を阻止することによって、熱処理生産性向
上に寄与する。しかも、Alとの複合添加により、該脱炭
層の抑制にあわせてミクロ組織変化の遅延に対しても効
果を示すことから、積極的に添加する。このような２つ
の作用は、このSb含有量が0.001 wt％以上で顕著なもの
となるが、0.005 wt％以上を添加すると熱間加工性およ
び靱性の劣化を招くようになる。従って、Sbは 0.001〜
0.005 wt％未満の範囲で含有させることとした。

【００２２】Ｂ：0.0005〜0.01wt％ Ｂは、焼入れ性の増大により焼入れ焼もどし後の強度を
高め、転動疲労寿命を向上させるので、0.0005wt％以上
を添加する。しかしながら、0.01wt％を超えて添加する
と加工性を劣化させるので、0.0005〜0.01wt％の範囲に
限定する。

【００２３】Al：0.005 〜0.07wt％ Alは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられると同時に、
鋼中Ｎと結合して結晶粒を微細化して鋼の靭性向上に寄
与する。また、焼入れ焼きもどし後の強度を高めること
による転動疲労性の向上にも有効に作用する。このよう
な作用のためにAlは、0.005 〜0.07wt％添加することが
有効である。

【００２４】Ｎ：0.0005〜0.012 wt％, 0.012 超〜0.05
wt％ Ｎは、窒化物形成元素と結合して結晶粒を微細化すると
共に、基地に固溶して焼入れ焼もどし後の強度を高め、
転動疲労寿命を向上させる。この目的のためには0.0005
〜0.012 wt％の範囲内で添加する。また、このＮは、0.
012 wt％を超えて添加した場合には、繰り返し応力によ
るミクロ組織変化を遅らせることにより転動疲労寿命を
向上させる。ただし、その量が0.05wt％を超えると、加
工性が低下するため、この目的のためには0.012 超〜0.
05wt％を添加する。

【００２５】Ｐ≦0.025 wt％ Ｐは、鋼の靱性ならびに転動疲労寿命を低下させること
から可能なかぎり低いことが望ましく、その許容上限は
0.025 wt％である。

【００２６】Ｓ≦0.025 wt％ Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、被削性を向上させ
る。しかし、多量に含有させると転動疲労寿命を低下さ
せることから、0.025 wt％を上限としなければならな
い。

【００２７】以上、繰り返し応力負荷によるミクロ組織
変化を遅延させることによる転動疲労寿命を改善する成
分、強度の上昇を通じて転動疲労寿命を改善するための
成分、および脱炭層の生成を抑えて軸受の加工性と生産
性を向上させるための成分限定の理由について説明し
た。ところで、本発明ではさらに、Ｖ, Nb, Ｗ, Zr, T
a, HfおよびCoのうちから選ばれるいずれか１種または
２種以上を添加して軸受寿命をさらに改善するようにし
てもよい。上記各元素の好適添加範囲と添加の目的、上
限値、下限値限定の理由につき、表２にまとめて示す。

【００２８】

【表２】

【００２９】なお、本発明においては、被削性を改善す
るために、Ｓ，Se, Te, REM, Pb,Bi, Ca, Ti, Mg, Ｐ，
Sn, As等を添加しても、上述した本発明の目的である繰
り返し応力負荷によるミクロ組織変化による遅延特性を
阻害することはなく、容易に被削性を改善することがで
きるので、必要に応じて添加してもよい。

【００３０】

【実施例】表３, ４, ５に示す化学組成を有する鋼材を
転炉で溶製したのち連続鋳造し、得られた鋼材を1240℃
で30h の拡散焼鈍の後に65mmφの棒鋼に圧延した。次い
で、切削加工により棒鋼Ｄ／４部から15mmφ×20mmの円
筒状試験片ならびに転動疲労用試験片を採取した。その
後、これらの試験片について、雰囲気制御なしに(大気
雰囲気中で) 、焼ならし・球状化焼なまし・焼入れ・焼
もどしの順で試験を行った。さらに、転動疲労用試験片
は、脱炭層を完全に除去する目的で１mm以上の研磨およ
びラッピング仕上を行い、試験片寸法を12mmφ×22mmと
した。熱処理後の脱炭層深さは、15mmφ×20mmの円筒状
試験片を10mmの位置で高さ方向と垂直に切断し、ナイタ
ールにて腐食後、ミクロ組織観察による円周上の全脱炭
層の最大値 (以下、「最大脱炭層」と称する) で評価し
た。転動疲労寿命試験は、ラジアルタイプの転動疲労寿
命試験機によりヘルツ最大接触応力：600 kgf/mm² , 繰
り返し応力数：約46500 cpm の条件で行ったものであ
る。試験結果は、ワイブル分布に従うものとして確率紙
上にまとめ、鋼材No.1の平均寿命 (累積破損確率：10％
および50％における、剥離発生までの総負荷回数) をそ
れぞれ１として評価した。その評価結果を、表３, ４,
５にあわせて示す。

【００３１】

【表３】

【００３２】

【表４】

【００３３】

【表５】

【００３４】表３, ４, ５に示す結果から明らかなよう
に、鋼中Ｃ量が本発明範囲外である鋼材No.5, 鋼中Mo量
が本発明鋼の範囲外である鋼材No.6は、軸受平均寿命の
Ｂ₁₀値, Ｂ₅₀値とも、従来鋼（鋼材No.1）と同じか少し
悪い値となっている。一方、鋼中Sb量が本発明鋼範囲外
である鋼材No.4のＢ₅₀転動疲労寿命は、従来鋼 (鋼材N
o.1) の約４倍も優れているものの、最大脱炭層は0.11m
mと従来例(SUJ2) と比較してそれほど改善されていな
い。また、Sbを全く含有しない鋼材No.2も、最大脱炭層
が悪い結果を示している。また、介在物最大粒径の大き
い鋼材No.3は、Ｂ₁₀寿命比が低い値となっている。一
方、第１発明鋼である鋼材No.7のＢ₅₀値で示す軸受平均
寿命は、従来鋼（鋼材No.1) に比較して約４倍も優れて
おり、Moの添加がミクロ組織変化を著しく遅延し、その
結果転動疲労寿命の向上に有効に作用したことが窺え
る。しかも、最大脱炭層深さも0.01mmであり、従来鋼N
o.1に比べてはるかに少なく、Sbが本発明適正範囲を外
れている鋼No.4と比べても約1/10と改善効果が顕著であ
る。

【００３５】また、Mo, Al, Sbに加えてさらにSi, Mn,
Cr, Ni, Cu, Al, ＢおよびＮのいずれか少なくとも１種
以上を添加してなる鋼No.10，12〜15（第２発明鋼）
は、軸受寿命を決めるＢ₅₀転動疲労寿命特性の改善に効
果がある他、最大脱炭層深さも0.02mm以下と著しく改善
されていることが判った。

【００３６】さらに、Mo, Al, Sbに加えてさらにSi, C
r, Ｖ, Nb, Ｗ, Zr, Ta, Hf, CoおよびＮを所定の量以
上を積極的に加えた鋼No. 19〜30の場合には、熱処理生
産性の向上にあわせ上記軸受寿命 (Ｂ₅₀転動疲労寿命)
も改善されていることが確かめられた。これは、本発明
で推奨する上記各改善成分のすべてを選択的に添加して
なる鋼No. 37，39の場合も同様であって、すべての軸受
転動寿命および熱処理生産性の両方を同時に改善する効
果のあることが判った。

【００３７】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明によれば、
基本的にはSbの添加と 0.5超〜2.0 wt％の高Moを複合添
加することにより、熱処理時の加工負荷を軽減でき (Sb
の添加効果) 、しかも、高負荷転動疲労寿命時の繰り返
し応力負荷に伴うミクロ組織変化の遅延をもたらし (高
Mo含有効果) 、所謂Ｂ₅₀高負荷転動疲労寿命の向上を達
成して、高寿命の熱処理生産性の高い軸受用の鋼を提供
することができる。また、非金属介在物の制御を通じて
材料強度を高めることによって、この面における転動疲
労寿命の向上も図れる。さらに、従来技術の下では不可
欠とされていた、より一層の鋼中酸素量の低減あるいは
鋼中に存在する酸化物系非金属介在物の組成, 形状, な
らびにその分布状態をコントロールするために必要とな
る製鋼設備の改良あるいは建設が不必要である。なお、
本発明にかかる軸受鋼の開発によって、転がり軸受の小
型化ならびに軸受使用温度のより以上の上昇が可能とな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ），（ｂ）は、繰り返し応力負荷の下に発
生するミクロ組織変化のようすを示す金属組織の顕微鏡
写真。

【図２】非金属介在物に起因する軸受寿命とミクロ組織
変化に起因する軸受寿命とに及ぼすMo添加の影響を示す
説明図。

【図３】鋼種による非金属介在物最大粒径とＢ₁₀転動疲
労寿命との関係を示すグラフ。

フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平５−271866（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−306432（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−287694（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−57749（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−156045（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Mo：0.5 超〜2.0
   wt％, Al：0.005 〜0.07wt％, Sb：0.001 〜0.005 wt％未満を
   含有し、 残部がFeおよび不可避的不純物からなり、酸化物系非金
   属介在物の最大粒径が８μm 以下である、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性と
   に優れた軸受鋼。
2. 【請求項２】 Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Mo：0.5 超〜2.0 wt％, Al：0.005 〜0.07wt％, Sb： 0.001〜0.005 wt％未満を
   含有し、さらに Si：0.05〜0.5 wt％, Mn：0.05〜2.0 wt％, Cr：0.05〜2.5 wt％, Ni：0.05〜1.0 wt％, Cu：0.05〜1.0 wt％, Ｂ：0.0005〜0.01wt％, 及びＮ：0.0005〜0.012 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなり、酸化物系非金
   属介在物の最大粒径が８μm 以下である、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性と
   に優れた軸受鋼。
3. 【請求項３】 Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Mo：0.5 超〜2.0 wt％, Al：0.005 〜0.07wt％, Sb：0.001 〜0.005 wt％未満を
   含有し、 Si：0.5 超〜2.5 wt％, Cr：2.5 超〜8.0 wt％, Ni：1.0 超〜3.0 wt％, Ｎ：0.012 超〜0.050 wt％, Ｖ：0.05〜1.0 wt％, Nb：0.05〜1.0 wt％, Ｗ：0.05〜1.0 wt％, Zr：0.02〜0.5 wt％, Ta：0.02〜0.5 wt％, Hf：0.02〜0.5 wt％ およびCo：0.05〜1.5 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなり、酸化物系非金
   属介在物の最大粒径が８μm 以下である、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理生産性と
   に優れた軸受鋼。
4. 【請求項４】Ｃ：0.5〜1.5wt％,Mo：0.5超〜2.0wt％,A
   l：0.005〜0.07wt％,Sb：0.001〜0.005wt％未満を含有
   し、さらに、下記（I群）の成分のうちから選ばれるい
   ずれか１種または２種以上を含み、さらにまた、下記
   （II群）の成分（ただし、I群で選択されている元素は
   除く）のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上
   を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、酸化
   物系非金属介在物の最大粒径が８μm 以下である、繰り
   返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性と熱処理
   生産性とに優れた軸受鋼。記 （I群） Si：0.05〜0.5wt％,Mn：0.05〜2.0wt％,Cr：0.05〜2.5w
   t％,Ni：0.05〜1.0wt％,Cu：0.05〜1.0wt％,Ｂ：0.0005
   〜0.01wt％,およびＮ：0.0005〜0.012wt％（II群） Si：0.5超〜2.5wt％,Cr：2.5超〜8.0wt％,Ni：1.0超〜
   3.0wt％, Ｎ：0.012超〜0.050wt％,Ｖ：0.05〜1.0wt％,
   Nb：0.05〜1.0wt％,Ｗ：0.05〜1.0wt％,Zr：0.02〜0.5w
   t％,Ta：0.02〜0.5wt％,Hf：0.02〜0.5wt％およびCo：
   0.05〜1.5wt％