JP3379789B2 - 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 - Google Patents
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
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Description
【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
に優れた軸受鋼について提案する。
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
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
中の硬質な非金属介在物の影響が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。
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
中の硬質な非金属介在物の影響が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。
【０００３】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３−126839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。
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３−126839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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】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。また、本発明
者らが行った最近の研究によれば、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現象；
すなわち、熱処理時に生じる“脱炭層”（低Ｃ濃度領
域）や上述した“非金属介在物”の存在以外の要因もあ
るということが判った。というのは、従来技術の下で単
に脱炭層や非金属介在物を減少させても、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は大きな成果が得られないという
ことを多く経験したからである。このことから、特有の
軸受寿命を律する他の要因の存在を確信したのである。
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。また、本発明
者らが行った最近の研究によれば、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現象；
すなわち、熱処理時に生じる“脱炭層”（低Ｃ濃度領
域）や上述した“非金属介在物”の存在以外の要因もあ
るということが判った。というのは、従来技術の下で単
に脱炭層や非金属介在物を減少させても、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は大きな成果が得られないという
ことを多く経験したからである。このことから、特有の
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、転がり軸受の剥離
の発生原因について調査を行った。その結果、軸受の内
・外輪と転動体と転動体との回転接触時に発生する繰り
返し剪断応力により、図１(a) に示すような、転動接触
面下層部分（表層部）に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し、これが転動回数
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
をつきとめた。すなわち、過酷な状況下での軸受寿命
は、従来技術のような、単に脱炭層や非金属介在物を制
御するだけでは不十分である。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。
の発生原因について調査を行った。その結果、軸受の内
・外輪と転動体と転動体との回転接触時に発生する繰り
返し剪断応力により、図１(a) に示すような、転動接触
面下層部分（表層部）に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し、これが転動回数
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
をつきとめた。すなわち、過酷な状況下での軸受寿命
は、従来技術のような、単に脱炭層や非金属介在物を制
御するだけでは不十分である。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
の下での転動疲労寿命特性を向上させるために、高負荷
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
もたらす軸受鋼を提供することにある。
の下での転動疲労寿命特性を向上させるために、高負荷
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って、さらに種々の実
験と検討とを行った。その結果、意外にもＶを適正量添
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ことを
見い出し、本発明軸受鋼に想到した。
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って、さらに種々の実
験と検討とを行った。その結果、意外にもＶを適正量添
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ことを
見い出し、本発明軸受鋼に想到した。
【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％、Ｖ：0.20超〜1.0wt％、Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる、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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、さらに、Si：0.05〜0.5wt％，M
n：0.05〜2.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.0
wt％，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、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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、さらにSi：0.5超〜2.5wt％，N
i：1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，Nb：0.0
5〜1.0wt％，Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，
Ta：0.02〜0.5wt％，Hf：0.02〜0.5wt％および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、
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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％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、
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％，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％，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％，H
f：0.02〜0.5wt％およびCo：0.05〜1.5wt％（第４発
明）。
旨構成を有するものである。 (1) Ｃ：0.5〜1.5wt％、Ｖ：0.20超〜1.0wt％、Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる、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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、さらに、Si：0.05〜0.5wt％，M
n：0.05〜2.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：0.05〜1.0
wt％，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、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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％以下を含有し、さらにSi：0.5超〜2.5wt％，N
i：1.0超〜3.0wt％，Ｎ：0.012超〜0.050wt％，Nb：0.0
5〜1.0wt％，Ｗ：0.05〜1.0wt％，Zr：0.02〜0.5wt％，
Ta：0.02〜0.5wt％，Hf：0.02〜0.5wt％および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、
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：0.20超〜1.0wt％，Ｏ：0.0
020wt％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、
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％，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％，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％，H
f：0.02〜0.5wt％およびCo：0.05〜1.5wt％（第４発
明）。
【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を添加した２種の材料 (Ｃ：1.00wt％, Si：0.28wt％, Mn：0.49wt％,
Ｏ：0.0009wt％, Ｖ：0.46wt％, Ｎ：0.0051wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.30wt％, Mn：0.48wt％,
Ｏ：0.0008wt％, Ｖ：0.91wt％, Ｎ：0.0048wt％) 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12mmφ×22mmの
円筒型の試験片を作製した。
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を添加した２種の材料 (Ｃ：1.00wt％, Si：0.28wt％, Mn：0.49wt％,
Ｏ：0.0009wt％, Ｖ：0.46wt％, Ｎ：0.0051wt％) (Ｃ：1.00wt％, Si：0.30wt％, Mn：0.48wt％,
Ｏ：0.0008wt％, Ｖ：0.91wt％, Ｎ：0.0048wt％) 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12mmφ×22mmの
円筒型の試験片を作製した。
【００１０】次に、これらの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：60
kgf/mm2 , 46500 cpm の負荷条件の下で転動疲労寿命の
試験を行った。試験結果は、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。
の転動疲労寿命試験機を用い、ヘルツ最大接触応力：60
kgf/mm2 , 46500 cpm の負荷条件の下で転動疲労寿命の
試験を行った。試験結果は、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。
【００１１】その結果、表１に示すように、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1.5 倍、Ｂ50値で
約６倍もの改善を示すことが認められた。とくに、Ｖの
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。
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1.5 倍、Ｂ50値で
約６倍もの改善を示すことが認められた。とくに、Ｖの
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。
【００１２】
【表１】
【００１３】図２は、上記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、従来の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）によれば、Ｖを添加しただけでは
期待した程の効果は得られない。しかし、これをＢ50値
でみると、Ｖを添加した場合の効果は極めて顕著なもの
となり、いわゆるミクロ組織変化生成環境の下での軸受
寿命( 累積破損確率50％のＢ50転動疲労寿命) に関する
限り、極めて良好な結果が得られることが判った。
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、従来の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）によれば、Ｖを添加しただけでは
期待した程の効果は得られない。しかし、これをＢ50値
でみると、Ｖを添加した場合の効果は極めて顕著なもの
となり、いわゆるミクロ組織変化生成環境の下での軸受
寿命( 累積破損確率50％のＢ50転動疲労寿命) に関する
限り、極めて良好な結果が得られることが判った。
【００１４】そこで、本発明においては、繰り返し応力
負荷によるミクロ組織変化遅延特性の改善を図るという
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。
負荷によるミクロ組織変化遅延特性の改善を図るという
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。
【００１５】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％の範囲に限定した。
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％の範囲に限定した。
【００１６】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
固溶して焼き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。さらに、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靭性を低
下させるので、ミクロ組織変化遅延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。
固溶して焼き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。さらに、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靭性を低
下させるので、ミクロ組織変化遅延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。
【００１７】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
の含有量が0.05wt％に満たないと効果が顕れないし、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。
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
の含有量が0.05wt％に満たないと効果が顕れないし、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。
【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。
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：0.05〜0.5 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。
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。
【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、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％の範囲で十
分である。
め、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％の範囲で十
分である。
【００２１】Ｖ：0.20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
も有する。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、0.20超wt％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，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、0.20超〜1.
0wt％の範囲で含有させる。
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
も有する。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、0.20超wt％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，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、0.20超〜1.
0wt％の範囲で含有させる。
【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。
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も用いられると同時
に、鋼中Ｎと結合して結晶粒を微細化して鋼の靱性向上
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ので、
0.005 wt％を添加するが、0.07wt％を超えると効果が飽
和するので、0.005 〜0.07wt％の範囲に限定する。
に、鋼中Ｎと結合して結晶粒を微細化して鋼の靱性向上
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ので、
0.005 wt％を添加するが、0.07wt％を超えると効果が飽
和するので、0.005 〜0.07wt％の範囲に限定する。
【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。
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。
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。
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】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。
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。
【００２８】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と
共に、強度の上昇を通じて転動疲労寿命を改善するため
の主要成分（ＶおよびSi, Mn, Mo, Ni, Cu, Ｂ, Al,
Ｎ, Ｏ）およびＣ，Ｐ，Ｓの限定理由について説明した
が、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種以上を添加す
ることにより、高負荷時の転動疲労寿命を改善させるよ
うにしてもよい。
変化を遅延させることによる転動疲労寿命を改善すると
共に、強度の上昇を通じて転動疲労寿命を改善するため
の主要成分（ＶおよびSi, Mn, Mo, Ni, Cu, Ｂ, Al,
Ｎ, Ｏ）およびＣ，Ｐ，Ｓの限定理由について説明した
が、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種以上を添加す
ることにより、高負荷時の転動疲労寿命を改善させるよ
うにしてもよい。
【００２９】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。
上限値、下限値限定の理由につき、表２にまとめて示
す。
【表２】
【００３０】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。
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。
【００３１】
【実施例】表３, 表４に示す成分組成の鋼を常法にて溶
製し、得られた鋼材につき1240℃で30h の拡散焼鈍の後
に65mmφの棒鋼に圧延した。次いで、焼ならし−球状化
焼なまし−焼入れ−焼もどしの順で熱処理を行い、ラッ
ピング仕上げにより12mmφ×22mmの円筒型転動疲労寿命
試験片を作製した。そして、上記各試験片について、軸
受平均寿命であるＢ50転動疲労寿命の試験を行った。こ
のＢ50転動疲労寿命試験は、ラジアルタイプの転動疲労
寿命試験機を用いて、ヘルツ最大接触応力：600 kgf/mm
2 , 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 (従来鋼である SUJ２) 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、その他の鋼種のものを対比して
評価した。その評価結果も、表３、表４にそれぞれ示し
た。
製し、得られた鋼材につき1240℃で30h の拡散焼鈍の後
に65mmφの棒鋼に圧延した。次いで、焼ならし−球状化
焼なまし−焼入れ−焼もどしの順で熱処理を行い、ラッ
ピング仕上げにより12mmφ×22mmの円筒型転動疲労寿命
試験片を作製した。そして、上記各試験片について、軸
受平均寿命であるＢ50転動疲労寿命の試験を行った。こ
のＢ50転動疲労寿命試験は、ラジアルタイプの転動疲労
寿命試験機を用いて、ヘルツ最大接触応力：600 kgf/mm
2 , 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 (従来鋼である SUJ２) 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、その他の鋼種のものを対比して
評価した。その評価結果も、表３、表４にそれぞれ示し
た。
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】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.2, 鋼中Ｖ量が本
発明範囲外である鋼材No.3, ならびに鋼中Ｏ量が本発明
範囲外である鋼材No.4の平均寿命は、いずれも従来鋼
（鋼材No.1）に比べて低い。これに対し、本発明鋼であ
る鋼材No.5の平均寿命は、従来鋼（鋼材No.1) に比較し
て約３倍も優れている。すなわち、軸受鋼への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。
鋼中Ｃ量が本発明範囲外である鋼材No.2, 鋼中Ｖ量が本
発明範囲外である鋼材No.3, ならびに鋼中Ｏ量が本発明
範囲外である鋼材No.4の平均寿命は、いずれも従来鋼
（鋼材No.1）に比べて低い。これに対し、本発明鋼であ
る鋼材No.5の平均寿命は、従来鋼（鋼材No.1) に比較し
て約３倍も優れている。すなわち、軸受鋼への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。
【００３６】なかでも、Ｖに加えてSi, Mn, Mo, Ｗ, Z
r, Ta, Hf, Ni, Cu, Co, Ｎの如き転動疲労寿命改善成
分のいずれか１種以上を所定量以上を積極的に加えた鋼
No.6〜39の場合には、上記平均寿命（Ｂ50転動疲労寿
命）は、より一層向上することが確かめられた。
r, Ta, Hf, Ni, Cu, Co, Ｎの如き転動疲労寿命改善成
分のいずれか１種以上を所定量以上を積極的に加えた鋼
No.6〜39の場合には、上記平均寿命（Ｂ50転動疲労寿
命）は、より一層向上することが確かめられた。
【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≧0.05％のＶ含有軸受鋼とすることにより、
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
すことによる転動疲労寿命の向上を達成して、高寿命の
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。
基本的には≧0.05％のＶ含有軸受鋼とすることにより、
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
すことによる転動疲労寿命の向上を達成して、高寿命の
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。
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】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の影響を示す説明図。
起因する軸受寿命とに及ぼすＶ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３−47947（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−125841（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−28845（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.5〜1.5wt％，Ｖ：0.20超〜1.0wt
％，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、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：0.20超〜1.0wt
％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらにSi：0.05〜0.
5wt％，Mn：0.05〜2.0wt％，Mo：0.05〜0.5wt％，Ni：
0.05〜1.0wt％、Cu：0.05〜1.0wt％，Ｂ：0.0005〜0.01
wt％，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、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：0.20超〜1.0wt
％，Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらにSi：0.5超〜
2.5wt％，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％お
よび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、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：0.20超〜1.0wt
％，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、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％，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％，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％，H
f：0.02〜0.5wt％およびCo：0.05〜1.5wt％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09565093A JP3379789B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09565093A JP3379789B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06287708A JPH06287708A (ja) | 1994-10-11 |
| JP3379789B2 true JP3379789B2 (ja) | 2003-02-24 |
Family
ID=14143382
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09565093A Expired - Fee Related JP3379789B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3379789B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE9702851D0 (sv) * | 1997-08-01 | 1997-08-01 | Ovako Steel Ab | Vanadium alloyed bearing steel |
| CN101842507B (zh) * | 2008-12-19 | 2013-03-27 | 新日铁住金株式会社 | 表面硬化用机械结构用钢及机械结构钢部件 |
| JP2014139346A (ja) * | 2014-02-27 | 2014-07-31 | Jfe Steel Corp | 球状化処理性に優れる炭素鋼 |
-
1993
- 1993-03-30 JP JP09565093A patent/JP3379789B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06287708A (ja) | 1994-10-11 |
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