JP3379786B2

JP3379786B2 - 熱処理生産性ならびに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼

Info

Publication number: JP3379786B2
Application number: JP07144993A
Authority: JP
Inventors: 聡安本; 俊幸星野; 明博松崎; 虔一天野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1993-03-30
Filing date: 1993-03-30
Publication date: 2003-02-24
Anticipated expiration: 2018-02-24
Also published as: JPH06279937A

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、さらに熱処理時に起こる脱炭層の生成を抑制す
る効果とに優れた軸受鋼について提案する。

【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、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、
意外にも転動寿命を決めている要因としては、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）の生成以外の要因があるというこ
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、
軸受寿命を律する他の要因の存在を確信したのである。

【０００５】そこで、本発明者らは、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の調査を行った。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)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)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。さらに、軸受
使用環境の苛酷化すなわち，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
転動回数を短縮し、著しい軸受寿命の低下につながると
いうことを突き止めた。すなわち、使用環境の過酷化に
伴う軸受寿命というのは、従来技術のような、脱炭層や
非金属介在物の制御だけでは不十分であり、例えば、単
に非金属介在物を低減させただけでは、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
を遅延させることはできない。その結果として、軸受寿
命の今まで以上の向上は図り得ない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、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
を遅延させることができ、ひいては軸受寿命の著しい向
上をもたらすと共に、熱処理時の脱炭層の形成を抑えて
熱処理生産性( 加工除去を減少させる）の向上が得られ
る軸受鋼を提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、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”というものに着目し、それの向上を図る
には、当然そのための新たな合金設計（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、Ｖ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
共に、さらに熱処理時の脱炭層の発生抑制もできること
を見い出し、本発明軸受鋼を開発した。

【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％，Ｖ：0.50超〜1.0wt％，Sb：0.0
01〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、残部がF
eおよび不可避的不純物からなる、熱処理生産性ならび
に繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に
優れた軸受鋼（第１発明）。 (2) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt％，Sb：0.0
01〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さら
に、Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Cr：0.05
〜2.5wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.0wt％，C
u：0.05〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：0.005
〜0.07wt％及び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る、熱処理生産性ならびに繰り
返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた
軸受鋼（第２発明）。 (3) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt％，Sb：0.0
01〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％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〜0.050wt％，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：0.05〜1.5w
t％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る、熱処理
生産性ならびに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化
の遅延特性に優れた軸受鋼（第３発明）。 (4) Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt％，Sb：0.0
01〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、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、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る、熱処理生産性ならびに繰り
返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた
軸受鋼（第４発明）。記Ｉ群： Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Cr：0.
05〜2.5wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.0wt
％，Cu：0.05〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：
0.005〜0.07wt％及び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％，Nb：0.05〜
1.0wt％，Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，T
a：0.02〜0.5wt％，Hf：0.02〜0.5wt％及び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％, Ni：0.0040wt％, Ｏ：0.0012wt％)
と、ＶとSbとを添加した２種の材料 (Ｃ：1.03wt％, Si：0.28wt％, Mn：0.47wt％, C
r：1.30wt％, Ｏ：0.0008wt％, Ｖ：0.31wt％, Sb：0.0
042wt％, Ｎ：0.0050wt％) (Ｃ：1.04wt％, Si：0.30wt％, Mn：0.49wt％, C
r：1.31wt％, Ｏ：0.0009wt％, Ｖ：0.79 wt％, Sb：
0.0079wt％, Ｎ：0.0047wt％) についての供試鋼材を作製した。ついで、これらの供試
材を焼ならし、球状化焼ならし、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 ,繰り返し応力数
46500 cpm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, 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、Ｖ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２倍、Ｂ₅₀値で約19倍もの改善を示すこと
が認められた。とくに、Ｖ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、Sb：0.0042wt％含むものでは0.02mm、Sb：0.00
79wt％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Ｖを多量に
添加しただけでは向上しないが、Ｂ₅₀値でみると、この
Ｖ添加の効果は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）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：0.05〜0.5wt％，0.5超〜2.5wt％ 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、0.05〜0.5wt％の範囲とする。また、このSiは、
0.5wt％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〜2.5wt％を添加することが有効であ
る。

【００１６】Mn：0.05〜2.0 wt％ Mnは、鋼の溶製時に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。しかし、こ
の添加量が0.05wt％に満たないと効果が顕れない、一
方、2.0 wt％を超えると被削性と鍛造性が低下するの
で、0.05〜2.0 wt％の範囲に限定する。

【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】Mo：0.05〜0.5 wt％ Moは、残留炭化物の安定化により耐摩耗性を向上させる
元素である。とくに0.05〜0.5 wt％を添加すると、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ことから、0.05〜0.5 wt％の範囲に
限定する。

【００１９】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。

【００２０】Ｖ：0.50超〜1.0wt％Ｖは、本発明において最も重要な役割を担っている成分
であり、これの含有は上述した繰り返し応力負荷による
ミクロ組織変化の発生を遅らせる作用を有し、一方で、
残留炭化物の安定化により耐磨耗性を向上させる作用を
有する。また、結晶粒微細化に寄与して靭性を向上させ
る。これらの作用、効果は、0.50wt％超の含有によって
顕著なものとなる。一方、この量が1.0wt％を超える
と、焼入れ時に固溶Ｃ量が減少して強度の低下を招く
他、上述したＢ₁₀値、Ｂ₅₀値の両方に影響を及ぼす転動
疲労寿命の向上に対する効果が飽和するので、0.50超〜
1.0wt％の範囲内で含有させる。

【００２１】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
めることによってこの面における、転動疲労寿命を向上
させるために添加する。この目的のために添加するとき
は、0.05〜1.0 wt％の範囲で限定する。

【００２２】Sb：0.001 〜0.015 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、Ｖ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、0.015 wt％を超えて添加してもその効果は飽
和することに加え、却って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 0.001〜0.015 wt％の
範囲で含有させることとした。

【００２３】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。

【００２４】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共に、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、焼入れ焼もどし後の強度を高めることによ
る転動疲労寿命の向上にも有効に作用する。このような
作用効果を得るためにAlは、0.005 〜0.07wt％添加する
ことが有効である。

【００２５】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。

【００２６】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。

【００２７】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。

【００２８】Ｏ：0.0020wt％以下Ｏは、硬質な非金属介在物を形成するので、たとえ他の
成分の制御によって繰り返し応力負荷によるミクロ組織
変化の遅延が得られたとしても、転動疲労寿命の低下を
招くことがあるから、可能なかぎり低いことが望まし
い。しかし、0.0020wt％以下の含有量であれば許容でき
る。

【００２９】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、Nb, Ｗ, Zr, Ta, 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。

【００３０】

【表２】

【００３１】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。

【００３２】

【実施例】表３, ４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30
h 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：50％
における、剥離発生までの総負荷回数) を１として評価
した。その評価結果を、表３, ４にあわせて示す。

【００３３】

【表３】

【００３４】

【表４】

【００３５】表３, ４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.3, 鋼中Ｖ量が本
発明鋼の範囲外である鋼材No. 4 ならびに鋼中Ｏ量が本
発明鋼範囲外である鋼材No.5は、最大脱炭層が0.01〜0.
11mmと従来鋼（鋼材No.1) の0.12mmに比べて改善されて
いるものの、軸受平均寿命（Ｂ₅₀) は、いずれも従来鋼
（鋼材No.1）に比べて低い。一方、鋼中Sb量が本発明鋼
範囲外である鋼材No.2の軸受平均寿命（Ｂ₅₀) は、従来
鋼 (鋼材No.1) の約４倍も優れているものの、最大脱炭
層は0.11mmと従来例(SUJ 2) と比較してそれほど改善さ
れていない。これに対し、本発明鋼である鋼材No. ６の
Ｂ₅₀転動疲労寿命は、従来鋼（鋼材No.1) に比較して約
４倍も優れており、Ｖ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0.02mmであ
り、従来鋼No.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. 2 と比べても約1/５と改善効
果が顕著である。

【００３６】また、Ｖ，Sbに加えてさらに、Si, Mn, C
r, Mo, Ni, Cu, Ｂ, Al, Ｎのいずれか１種以上を添加
してなる鋼No.7〜18の軸受平均寿命は、この平均寿命を
決めるＢ₅₀転動疲労寿命特性の改善のみならず、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。

【００３７】さらに、ＶおよびSbに加えてさらにSi, C
r, Nb, Ｗ, Zr, Ta, Hf, Ni, Co, Ｎを所定の量以上を
積極的に加えた鋼No.19 〜29の場合には、熱処理生産性
の向上にあわせ上記平均寿命 (Ｂ₅₀転動疲労寿命) もよ
り一層向上す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.30 〜41の場合も同様であって、軸受鋼寿命およ
び熱処理生産性の向上の両方に効果のあることが判っ
た。

【００３８】

【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0.50超〜1.0wt％のＶとの複合添
加軸受鋼とすることにより、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（Ｖ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。従って、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。ま
た、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ＶとSb添加の影響を
示す説明図。

───────────────────────────────────────────────────── 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５−306432（ＪＰ，Ａ) 特開平５−271866（ＪＰ，Ａ) 特開平４−235251（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt
％，Sb：0.001〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる、熱処理生
産性ならびに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の
遅延特性に優れた軸受鋼。
【請求項２】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt
％，Sb：0.001〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有
し、さらに、Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，
Cr：0.05〜2.5wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.
0wt％，Cu：0.05〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，A
l：0.005〜0.07wt％及び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る、熱処理生産性なら
びに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性
に優れた軸受鋼。
【請求項３】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt
％，Sb：0.001〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％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〜0.050wt％，N
b：0.05〜1.0wt％，Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5
wt％，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
る、熱処理生産性ならびに繰り返し応力負荷によるミク
ロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼。
【請求項４】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.50超〜1.0wt
％，Sb：0.001〜0.015wt％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有
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、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る、熱処理生産性ならび
に繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に
優れた軸受鋼。記Ｉ群： Si：0.05〜0.5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Cr：0.
05〜2.5wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.0wt
％，Cu：0.05〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01wt％，Al：
0.005〜0.07wt％及び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％，Nb：0.05〜
1.0wt％，Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，T
a：0.02〜0.5wt％，Hf：0.02〜0.5wt％及びCo：0.05〜
1.5wt％