JP3452225B2 - 軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法 - Google Patents
軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法Info
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ガスタービン機関の軸
受など、過酷な条件下で使用するのに好適な軸受鋼およ
び軸受部材およびその製造方法に関するものである。
受など、過酷な条件下で使用するのに好適な軸受鋼およ
び軸受部材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ガスタービン機関等の軸受に用い
られる部材として、耐熱性に優れたＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系の
高速度工具鋼であるＡＩＳＩ Ｍ５０等の軸受鋼が使用
されてきた。近年では、ガスタービンの高効率化が進
み、軸受鋼には、耐熱性だけでなく、軸受としての耐久
性に優れること、すなわち高い転動疲労寿命特性を有す
ることが求められている。
られる部材として、耐熱性に優れたＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系の
高速度工具鋼であるＡＩＳＩ Ｍ５０等の軸受鋼が使用
されてきた。近年では、ガスタービンの高効率化が進
み、軸受鋼には、耐熱性だけでなく、軸受としての耐久
性に優れること、すなわち高い転動疲労寿命特性を有す
ることが求められている。
【０００３】最近、軸受の転動疲労寿命特性を高める方
法として、特開昭６１−２３６９２３号に記載されるよ
うに、表面を浸炭して熱処理することによって表面に残
留圧縮応力を付与するとともに、表面硬度および高温硬
さを高め、浸炭されない芯部は低Ｃの靭性に優れた組成
を残しておく手法がとられるようになった。この技術
は、浸炭した表面の残留圧縮応力によって高硬度の表面
に発生したクラックの進展を抑制するものであり、また
低硬度の靭性が高い非浸炭部である芯部を存在させるこ
とにより、芯部でのクラックの進展を抑制するものであ
る。上記特開昭６１−２３６９２３号によれば、浸炭し
て用いられる軸受鋼としてＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系であって、
Ｍ５０よりもＣ量の低い、Ｃ０．１１−０．１５，Ｍｏ
４．０−４．５，Ｃｒ４．０−４．２５，Ｖ１．１−
１．３，Ｎｉ３．２−３．６、残部Ｆｅからなる鋼を浸
炭すれば、特に転動寿命特性に優れた軸受部材となるこ
とが記載されている。
法として、特開昭６１−２３６９２３号に記載されるよ
うに、表面を浸炭して熱処理することによって表面に残
留圧縮応力を付与するとともに、表面硬度および高温硬
さを高め、浸炭されない芯部は低Ｃの靭性に優れた組成
を残しておく手法がとられるようになった。この技術
は、浸炭した表面の残留圧縮応力によって高硬度の表面
に発生したクラックの進展を抑制するものであり、また
低硬度の靭性が高い非浸炭部である芯部を存在させるこ
とにより、芯部でのクラックの進展を抑制するものであ
る。上記特開昭６１−２３６９２３号によれば、浸炭し
て用いられる軸受鋼としてＣｒ−Ｍｏ−Ｖ系であって、
Ｍ５０よりもＣ量の低い、Ｃ０．１１−０．１５，Ｍｏ
４．０−４．５，Ｃｒ４．０−４．２５，Ｖ１．１−
１．３，Ｎｉ３．２−３．６、残部Ｆｅからなる鋼を浸
炭すれば、特に転動寿命特性に優れた軸受部材となるこ
とが記載されている。
【０００４】近年では、ガスタービン機関の高効率化が
さらに進みつつある。軸受部材に対する負荷を示す指標
として、軸受部材の直径Ｄ［ｍｍ］と回転速度Ｎ［ｒｐ
ｍ］の積であるＤＮ値が用いられている。現在ではこの
ＤＮ値のさらに高い使用条件が求められており、軸受部
材に対しては高負荷化に耐えることが一段と要求されて
いる。ＤＮ値が大きくなると軸受部材に引張応力が発生
し、一度クラックが発生するとクラック進展が速く、一
気に大割れに至る危険がある。ガスタービン機関等の高
速、高負荷の条件に使用される軸受部材としては、この
クラックの進展による大割れが発生すると、ガスタービ
ン自体の破壊につながる恐れがあり、重大事故の恐れが
ある。したがって、ガスタービン等の軸受部材として
は、このクラックの進展による大割れを防ぐことがもっ
とも重要であり、そのためにさらなる高靭性化、とりわ
け高い破壊靭性値が要求されている。
さらに進みつつある。軸受部材に対する負荷を示す指標
として、軸受部材の直径Ｄ［ｍｍ］と回転速度Ｎ［ｒｐ
ｍ］の積であるＤＮ値が用いられている。現在ではこの
ＤＮ値のさらに高い使用条件が求められており、軸受部
材に対しては高負荷化に耐えることが一段と要求されて
いる。ＤＮ値が大きくなると軸受部材に引張応力が発生
し、一度クラックが発生するとクラック進展が速く、一
気に大割れに至る危険がある。ガスタービン機関等の高
速、高負荷の条件に使用される軸受部材としては、この
クラックの進展による大割れが発生すると、ガスタービ
ン自体の破壊につながる恐れがあり、重大事故の恐れが
ある。したがって、ガスタービン等の軸受部材として
は、このクラックの進展による大割れを防ぐことがもっ
とも重要であり、そのためにさらなる高靭性化、とりわ
け高い破壊靭性値が要求されている。
【０００５】上述したＭ５０のＣが低く、浸炭して用い
られる軸受鋼においては、浸炭されない芯部に高い破壊
靭性値（以下、単に靭性という）を確保することが、上
述した大割れの発生を防ぐ大きなポイントである。しか
し、本発明者が検討したところによると、上述したＭ５
０に対して、Ｃを低めた軸受鋼においては、軸受部材と
して実用的な硬さである４４ＨＲＣ程度の硬さにおい
て、せいぜい６０ＭＰａｍ＾１／２程度以下の靭性しか
得られないものであった。なお、本文中においては、べ
き数を表すために便宜上”＾”の記号を使用する。ガス
タービン機関等の軸受部材としては、上述したように高
負荷だけでなく、耐熱性も要求されるため、上述したよ
うに耐熱性を確保するためにＣｒ、ＭｏもしくはＷ、Ｖ
は必須であり、Ｍ５０の基本成分の変更をできるだけ少
なくした改良を行わなければならない。
られる軸受鋼においては、浸炭されない芯部に高い破壊
靭性値（以下、単に靭性という）を確保することが、上
述した大割れの発生を防ぐ大きなポイントである。しか
し、本発明者が検討したところによると、上述したＭ５
０に対して、Ｃを低めた軸受鋼においては、軸受部材と
して実用的な硬さである４４ＨＲＣ程度の硬さにおい
て、せいぜい６０ＭＰａｍ＾１／２程度以下の靭性しか
得られないものであった。なお、本文中においては、べ
き数を表すために便宜上”＾”の記号を使用する。ガス
タービン機関等の軸受部材としては、上述したように高
負荷だけでなく、耐熱性も要求されるため、上述したよ
うに耐熱性を確保するためにＣｒ、ＭｏもしくはＷ、Ｖ
は必須であり、Ｍ５０の基本成分の変更をできるだけ少
なくした改良を行わなければならない。
【０００６】また、軸受部材の芯部としては、表面にか
かる荷重に耐えるだけの十分な強度が必要であり、硬さ
を落して靭性を高めるという手法を使うことができな
い。したがって、上述した靭性と硬さは相反する特性で
あるが、ＤＮ値の高い条件で充分に優れた転動疲労寿命
特性を得るには、一方の特性を犠牲にすることなく、靭
性および硬さを高めた軸受部材が要求されている。本発
明は、上記問題点に鑑み、軸受部材の芯部の硬さ低下す
ることなく靭性を高めて、瞬間的な破壊を防ぐことがで
き、優れた転動疲労寿命特性が得られる軸受部材および
その軸受部材となる軸受鋼を提供することである。
かる荷重に耐えるだけの十分な強度が必要であり、硬さ
を落して靭性を高めるという手法を使うことができな
い。したがって、上述した靭性と硬さは相反する特性で
あるが、ＤＮ値の高い条件で充分に優れた転動疲労寿命
特性を得るには、一方の特性を犠牲にすることなく、靭
性および硬さを高めた軸受部材が要求されている。本発
明は、上記問題点に鑑み、軸受部材の芯部の硬さ低下す
ることなく靭性を高めて、瞬間的な破壊を防ぐことがで
き、優れた転動疲労寿命特性が得られる軸受部材および
その軸受部材となる軸受鋼を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、軸受の瞬
間的に近い破壊を防ぐために靭性の高い材料の芯部と耐
熱性の高い浸炭層の組み合わせを考えた。靭性を向上さ
せるためには、芯部の硬さを下げたり、炭化物を大幅に
減少させる手段が考えられるが、これでは芯部の強度や
耐熱性を満足させることができない。すなわち芯部の材
料においては、ある程度のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ等の炭化物を
生成し、基地に固溶して強化する元素が必須である。そ
こで本発明では、芯部を構成する材料のミクロ組織にお
いて生成されるＭＣ型の炭化物とＭ2Ｃ型の炭化物の量
と形態を制御することでクラックの進展を抑制すること
を検討した。
間的に近い破壊を防ぐために靭性の高い材料の芯部と耐
熱性の高い浸炭層の組み合わせを考えた。靭性を向上さ
せるためには、芯部の硬さを下げたり、炭化物を大幅に
減少させる手段が考えられるが、これでは芯部の強度や
耐熱性を満足させることができない。すなわち芯部の材
料においては、ある程度のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ等の炭化物を
生成し、基地に固溶して強化する元素が必須である。そ
こで本発明では、芯部を構成する材料のミクロ組織にお
いて生成されるＭＣ型の炭化物とＭ2Ｃ型の炭化物の量
と形態を制御することでクラックの進展を抑制すること
を検討した。
【０００８】その結果、本発明者等はＭＣ炭化物を生成
するＶ量の靭性への影響が極めて大きいこと、基本的な
考え方として、Ｖを従来のＭ５０クラスの鋼より低くす
るとともに、ＭＣ炭化物の析出を抑え、さらにＭＣ型炭
化物より形態が大きいＭ2Ｃ型炭化物を適当量分散させ
ることがクラックの進展抑制に有効であることを見いだ
した。すなわち、本発明では主要元素の割合だけでな
く、ＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割合が重要で
あり、後者の関係を炭化物形成元素全部に結合可能な炭
素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の比を規定
するものである。
するＶ量の靭性への影響が極めて大きいこと、基本的な
考え方として、Ｖを従来のＭ５０クラスの鋼より低くす
るとともに、ＭＣ炭化物の析出を抑え、さらにＭＣ型炭
化物より形態が大きいＭ2Ｃ型炭化物を適当量分散させ
ることがクラックの進展抑制に有効であることを見いだ
した。すなわち、本発明では主要元素の割合だけでな
く、ＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割合が重要で
あり、後者の関係を炭化物形成元素全部に結合可能な炭
素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の比を規定
するものである。
【０００９】すなわち本発明は、重量％で、Ｃ０．４％
以下、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ５％以下、Ｃ
ｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種を
Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜１５％、Ｖ０．５％以
上で１．１％未満含有し、残部Ｆｅおよび不純物とする
Ｆｅ基のマルテンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
ある浸炭して用いられる軸受鋼である。
以下、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ５％以下、Ｃ
ｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種を
Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜１５％、Ｖ０．５％以
上で１．１％未満含有し、残部Ｆｅおよび不純物とする
Ｆｅ基のマルテンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
ある浸炭して用いられる軸受鋼である。
【００１０】本発明では、Ｆｅ基をベースにし、Ｃ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，ＶおよびＷとＭｏの１種または２種を必須元
素として前記範囲で含有すればよく、その他の任意の元
素は必要に応じて添加することができる。より具体的な
好ましい鋼を例示すると、重量％で、Ｃ０．１〜０．３
％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ１〜５％、Ｃｒ
４〜７％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１２、Ｖ０．５％以上で１．０％
以下含有し、残部Ｆｅおよび不純物とするＦｅ基のマル
テンサイト系の鋼である。またＦｅの一部を１０％以下
のＣｏで置換しても良い。またＦｅの一部を０．５％以
下のＮｂで置換しても良い 。
ｉ，Ｃｒ，ＶおよびＷとＭｏの１種または２種を必須元
素として前記範囲で含有すればよく、その他の任意の元
素は必要に応じて添加することができる。より具体的な
好ましい鋼を例示すると、重量％で、Ｃ０．１〜０．３
％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ１〜５％、Ｃｒ
４〜７％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１２、Ｖ０．５％以上で１．０％
以下含有し、残部Ｆｅおよび不純物とするＦｅ基のマル
テンサイト系の鋼である。またＦｅの一部を１０％以下
のＣｏで置換しても良い。またＦｅの一部を０．５％以
下のＮｂで置換しても良い 。
【００１１】本発明の軸受部材は、上述した浸炭用の新
しい組成からなる軸受鋼の表面の一部または全部に浸炭
層を形成して製造される。本発明では、浸炭部以外の軸
受部材の芯部（以下単に芯部という）を低Ｖ化すること
により、後述するように炭化物の種類とサイズを制御し
て高い靭性値を得ることができる。本発明の方法は、さ
らに浸炭処理により格子歪みを導入し、その後の加熱処
理を行うので、変態応力および熱応力によって浸炭層に
残留応力を付与することができる。そして浸炭層が形成
された表面の硬さおよび芯部の硬さは、上述した浸炭処
理後に行う加熱処理、すなわち焼入れ、焼戻し処理条件
によって調整することができる。
しい組成からなる軸受鋼の表面の一部または全部に浸炭
層を形成して製造される。本発明では、浸炭部以外の軸
受部材の芯部（以下単に芯部という）を低Ｖ化すること
により、後述するように炭化物の種類とサイズを制御し
て高い靭性値を得ることができる。本発明の方法は、さ
らに浸炭処理により格子歪みを導入し、その後の加熱処
理を行うので、変態応力および熱応力によって浸炭層に
残留応力を付与することができる。そして浸炭層が形成
された表面の硬さおよび芯部の硬さは、上述した浸炭処
理後に行う加熱処理、すなわち焼入れ、焼戻し処理条件
によって調整することができる。
【００１２】本発明においては、この加熱処理によって
基本的な強度を保つために芯部の硬さを所定値に調整し
たときに、従来の軸受部材よりも著しく高い靭性を得る
ことができることに大きな特徴がある。本発明におい
て、特に軸受部材として強度が特に必要な用途において
は、芯部硬さを５０ＨＲＣ以上に調整する。好ましくは
５８ＨＲＣ以下とする。また、特に靭性が必要な用途に
おいては、芯部硬さを確保するという目的においては、
３８ＨＲＣ以上５０ＨＲＣ以下に調整する。また浸炭層
が形成された表面の硬さとしては、転動疲労寿命を向上
することを目的として５８ＨＲＣ以上の硬さを確保する
ことが望ましい。より好ましくは６０ＨＲＣ以上とす
る。
基本的な強度を保つために芯部の硬さを所定値に調整し
たときに、従来の軸受部材よりも著しく高い靭性を得る
ことができることに大きな特徴がある。本発明におい
て、特に軸受部材として強度が特に必要な用途において
は、芯部硬さを５０ＨＲＣ以上に調整する。好ましくは
５８ＨＲＣ以下とする。また、特に靭性が必要な用途に
おいては、芯部硬さを確保するという目的においては、
３８ＨＲＣ以上５０ＨＲＣ以下に調整する。また浸炭層
が形成された表面の硬さとしては、転動疲労寿命を向上
することを目的として５８ＨＲＣ以上の硬さを確保する
ことが望ましい。より好ましくは６０ＨＲＣ以上とす
る。
【００１３】
【作用】本発明は、上述したように芯部においてＭＣ炭
化物の析出を抑え、さらにＭＣ型炭化物より形態が大き
いＭ2Ｃ型炭化物を適当量分散させた組織とすることで
軸受部材のクラックの進展抑制を行うものである。その
ため本発明では主要元素の割合だけでなく、ＶＣを主体
とするＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割合が重要
である。そして、本発明においてはＣｅｑ≧０．６を満
足する領域でＣｖ／Ｃｅｑの値を０．３以下と規定する
ことによって、ＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割
合を最適化できることを見いだしたものである。
化物の析出を抑え、さらにＭＣ型炭化物より形態が大き
いＭ2Ｃ型炭化物を適当量分散させた組織とすることで
軸受部材のクラックの進展抑制を行うものである。その
ため本発明では主要元素の割合だけでなく、ＶＣを主体
とするＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割合が重要
である。そして、本発明においてはＣｅｑ≧０．６を満
足する領域でＣｖ／Ｃｅｑの値を０．３以下と規定する
ことによって、ＭＣ型炭化物とＭ2Ｃ型炭化物の構成割
合を最適化できることを見いだしたものである。
【００１４】この構成割合は炭化物形成元素全部に結合
可能な炭素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の
比として示すものである。Ｃｖ／Ｃｅｑの値が０．３を
越えるようになると、芯部の焼戻し組織の二次硬化析出
において、電子線回折パターンとしてＭＣ型とＭ2Ｃ型
の炭化物の回折パターンが強く検出され、明確なＭＣ炭
化物の存在が確認されるようになる。一方本発明の規定
範囲であるＣｖ／Ｃｅｑの値が０．３以下の範囲とする
と、ＭＣ型炭化物の回折パターンが局所的にしか認めら
れなくなり、Ｍ2Ｃ炭化物が優勢な組織となる。本発明
は、このようにしてクラックの進展を抑制する効果の高
いＭ2Ｃ型炭化物を確保している。これにより、本発明
の軸受鋼は焼入れ、焼戻しにより軸受部材としての芯部
硬さを所定の値に調整する場合において、同じ硬さに調
整した従来の浸炭して用いられるＭ５０ベースの鋼に比
べて、著しく高い靭性値を得ることができるものであ
る。
可能な炭素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の
比として示すものである。Ｃｖ／Ｃｅｑの値が０．３を
越えるようになると、芯部の焼戻し組織の二次硬化析出
において、電子線回折パターンとしてＭＣ型とＭ2Ｃ型
の炭化物の回折パターンが強く検出され、明確なＭＣ炭
化物の存在が確認されるようになる。一方本発明の規定
範囲であるＣｖ／Ｃｅｑの値が０．３以下の範囲とする
と、ＭＣ型炭化物の回折パターンが局所的にしか認めら
れなくなり、Ｍ2Ｃ炭化物が優勢な組織となる。本発明
は、このようにしてクラックの進展を抑制する効果の高
いＭ2Ｃ型炭化物を確保している。これにより、本発明
の軸受鋼は焼入れ、焼戻しにより軸受部材としての芯部
硬さを所定の値に調整する場合において、同じ硬さに調
整した従来の浸炭して用いられるＭ５０ベースの鋼に比
べて、著しく高い靭性値を得ることができるものであ
る。
【００１５】上述した組織を確保する上で最も重要な元
素一つはＶである。Ｖは強力な炭化物生成元素であり、
炭素の低い組成においてＶが多く存在すると、炭素の大
部分がＶと結合してＶＣ型の炭化物となってしまう。こ
うなるとＶに比べて炭素との結合エネルギーの低いＣ
ｒ、Ｗ、Ｍｏを多く添加してもクラックの進展を阻止で
きるＭ2Ｃ型の炭化物の量の存在量を確保することがで
きない。そして結果として軸受部材の芯部の靭性を高め
ることができなくなる。そのためＶ量の上限を設けるこ
とが必要であり、本発明においては、Ｖ量を１．１％未
満と規定するものである。なお、Ｖ量が１．１％未満で
あってもＣｒ、ＷあるいはＭｏが少ないとＶＣを主体と
するＭＣ型炭化物が多くなるため、靭性を高めるＭ2Ｃ
型炭化物が確保できない場合がある。そのため、本発明
においては上述したようにＣｖ／Ｃｅｑの値を０．３以
下とする規定を設けて、炭化物生成元素全体に対する割
合としてのＶ量の制限を行っている。
素一つはＶである。Ｖは強力な炭化物生成元素であり、
炭素の低い組成においてＶが多く存在すると、炭素の大
部分がＶと結合してＶＣ型の炭化物となってしまう。こ
うなるとＶに比べて炭素との結合エネルギーの低いＣ
ｒ、Ｗ、Ｍｏを多く添加してもクラックの進展を阻止で
きるＭ2Ｃ型の炭化物の量の存在量を確保することがで
きない。そして結果として軸受部材の芯部の靭性を高め
ることができなくなる。そのためＶ量の上限を設けるこ
とが必要であり、本発明においては、Ｖ量を１．１％未
満と規定するものである。なお、Ｖ量が１．１％未満で
あってもＣｒ、ＷあるいはＭｏが少ないとＶＣを主体と
するＭＣ型炭化物が多くなるため、靭性を高めるＭ2Ｃ
型炭化物が確保できない場合がある。そのため、本発明
においては上述したようにＣｖ／Ｃｅｑの値を０．３以
下とする規定を設けて、炭化物生成元素全体に対する割
合としてのＶ量の制限を行っている。
【００１６】なお、本発明においては、Ｖ量の下限を
０．５％と規定した。Ｖが０．５％未満では靭性は高い
ものであるが、浸炭層に形成される高速度工具鋼組成部
分の基本的な性質であるＶ添加による耐熱性の向上、す
なわち軸受として使用したとき、温度上昇が起こっても
表面硬さを維持できるという特性が劣化してしまい結果
として転動寿命特性を劣化してしまうため好ましくな
い。同様に芯部の高温で硬さを維持して強度を保証する
という点において、Ｖは必須の元素である。したがっ
て、本発明においては、Ｖの下限は０．５％と規定し
た。
０．５％と規定した。Ｖが０．５％未満では靭性は高い
ものであるが、浸炭層に形成される高速度工具鋼組成部
分の基本的な性質であるＶ添加による耐熱性の向上、す
なわち軸受として使用したとき、温度上昇が起こっても
表面硬さを維持できるという特性が劣化してしまい結果
として転動寿命特性を劣化してしまうため好ましくな
い。同様に芯部の高温で硬さを維持して強度を保証する
という点において、Ｖは必須の元素である。したがっ
て、本発明においては、Ｖの下限は０．５％と規定し
た。
【００１７】以下、Ｖ以外の各元素の規定理由について
述べる。ＣはＶについで重要な元素であり、本発明の浸
炭して用いられる軸受鋼の基本的な靭性および硬さを決
定する元素である。Ｃはマルテンサイト変態により焼入
れ硬化を起こし、硬さを高める。またオーステナイト安
定化元素であり、オーステナイト化温度まで加熱した時
に靭性を劣化するδフェライトが生成するのを抑制する
効果がある。一方Ｃ量を高め過ぎると、硬さが高くなり
すぎ、靭性を低下する。本発明においては、浸炭して使
用する軸受鋼のため、浸炭されない芯部の靭性の確保が
最も重要であり、炭化物の生成過多による靭性の低下を
防ぐため、Ｃの上限を０．４％とした。またδフェライ
トの生成を抑制するためには、好ましくは０．１％以上
とする。さらに、靭性を考慮してδフェライトの生成も
阻止できる望ましい範囲は、０．１〜０．３％である。
述べる。ＣはＶについで重要な元素であり、本発明の浸
炭して用いられる軸受鋼の基本的な靭性および硬さを決
定する元素である。Ｃはマルテンサイト変態により焼入
れ硬化を起こし、硬さを高める。またオーステナイト安
定化元素であり、オーステナイト化温度まで加熱した時
に靭性を劣化するδフェライトが生成するのを抑制する
効果がある。一方Ｃ量を高め過ぎると、硬さが高くなり
すぎ、靭性を低下する。本発明においては、浸炭して使
用する軸受鋼のため、浸炭されない芯部の靭性の確保が
最も重要であり、炭化物の生成過多による靭性の低下を
防ぐため、Ｃの上限を０．４％とした。またδフェライ
トの生成を抑制するためには、好ましくは０．１％以上
とする。さらに、靭性を考慮してδフェライトの生成も
阻止できる望ましい範囲は、０．１〜０．３％である。
【００１８】Ｃｒはマトリクスと炭化物の両方に固溶
し、マトリクスの焼入れ性の確保、炭化物の焼入れ時の
基地への固溶の促進、浸炭される表面の高硬度化に有効
な元素である。このＣｒは浸炭した後で高速度工具鋼組
成となった時の基本的な耐熱性を確保するために必須の
元素である。Ｃｒは３．５％未満では焼入れ焼戻し後の
靭性が低下するため、下限値を３．５％とした。また
７．０％以上添加すると、δフェライトが安定し、靭性
を著しく劣化するため７％以下と規定した。
し、マトリクスの焼入れ性の確保、炭化物の焼入れ時の
基地への固溶の促進、浸炭される表面の高硬度化に有効
な元素である。このＣｒは浸炭した後で高速度工具鋼組
成となった時の基本的な耐熱性を確保するために必須の
元素である。Ｃｒは３．５％未満では焼入れ焼戻し後の
靭性が低下するため、下限値を３．５％とした。また
７．０％以上添加すると、δフェライトが安定し、靭性
を著しく劣化するため７％以下と規定した。
【００１９】ＷとＭｏは、軸受部材の浸炭部の硬さを高
め、また耐熱性を付与するという点で同一の作用を有す
る元素であり、一種または二種を添加する。重量比でＭ
ｏ１％はＷ２％と等価であり、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）と
して規定する。ＷまたはＭｏは浸炭されることによっ
て、微細なＭ6Ｃ型炭化物を形成し、硬い浸炭層を形成
する。また微細な炭化物によりオーステナイト結晶粒の
粗大化が防止されるため靭性の確保にも有効である。し
かし、Ｗ当量を高めていくと浸炭部の硬さが上がるが、
浸炭されない芯部の硬さも硬くなり、クラックの進展速
度を速めてしまう。また、Ｗ当量が高すぎるとδフェラ
イトが安定化し、靭性を著しく劣化する。本発明では、
軸受部材として充分な表面硬さを得るために、Ｗ当量は
３％以上と規定し、充分な靭性を確保するためにＷ当量
の上限を１５％とした。好ましいＷ当量の上限は１２％
である。
め、また耐熱性を付与するという点で同一の作用を有す
る元素であり、一種または二種を添加する。重量比でＭ
ｏ１％はＷ２％と等価であり、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）と
して規定する。ＷまたはＭｏは浸炭されることによっ
て、微細なＭ6Ｃ型炭化物を形成し、硬い浸炭層を形成
する。また微細な炭化物によりオーステナイト結晶粒の
粗大化が防止されるため靭性の確保にも有効である。し
かし、Ｗ当量を高めていくと浸炭部の硬さが上がるが、
浸炭されない芯部の硬さも硬くなり、クラックの進展速
度を速めてしまう。また、Ｗ当量が高すぎるとδフェラ
イトが安定化し、靭性を著しく劣化する。本発明では、
軸受部材として充分な表面硬さを得るために、Ｗ当量は
３％以上と規定し、充分な靭性を確保するためにＷ当量
の上限を１５％とした。好ましいＷ当量の上限は１２％
である。
【００２０】本発明の軸受鋼の組成において、Ｖ以外の
炭化物形成元素としては、上述したＣｒおよびＭｏもし
くはＷが添加される。上述したようにＣｒ、Ｍｏまたは
Ｗは、炭素の低い軸受部材の芯部にＭ2Ｃ型炭化物を生
成する。したがって、ＶＣを主体とするＭＣ型炭化物の
生成を抑制して軸受部材としての芯部の靭性を確保する
という点においては、Ｃｒ、ＭｏまたはＷの添加は必須
であり、上述した下限以上の量を確保してＭ2Ｃ型炭化
物を存在させることが必要である。
炭化物形成元素としては、上述したＣｒおよびＭｏもし
くはＷが添加される。上述したようにＣｒ、Ｍｏまたは
Ｗは、炭素の低い軸受部材の芯部にＭ2Ｃ型炭化物を生
成する。したがって、ＶＣを主体とするＭＣ型炭化物の
生成を抑制して軸受部材としての芯部の靭性を確保する
という点においては、Ｃｒ、ＭｏまたはＷの添加は必須
であり、上述した下限以上の量を確保してＭ2Ｃ型炭化
物を存在させることが必要である。
【００２１】そこで本発明では、ＭＣ型炭化物の主体と
なるＶＣに消費されるＶの炭素当量Ｃｖ（Ｃｖ＝０．２
［Ｖ］で計算される炭素量を表す）と、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｖからなる炭化物形成元素に消費される炭素当量Ｃ
ｅｑ（Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］
＋０．０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］で計算される炭素
量）に着目したものである。すなわち、ＭＣ型炭化物よ
りもサイズが大きく成長しやすいＭ2Ｃ型炭化物を析出
させて、クラック進展のストッパの役目を持たせるので
ある。言い換えれば、本発明では、ＭＣ型よりもＭ2Ｃ
型炭化物を優先的に採用していることになる。 そのた
め、本発明においては、炭素当量で言えばＣｖ／Ｃｅｑ
≦０．３としてＣｖに対するＣｅｑの割合を大きく取る
ものである。
なるＶＣに消費されるＶの炭素当量Ｃｖ（Ｃｖ＝０．２
［Ｖ］で計算される炭素量を表す）と、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｖからなる炭化物形成元素に消費される炭素当量Ｃ
ｅｑ（Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］
＋０．０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］で計算される炭素
量）に着目したものである。すなわち、ＭＣ型炭化物よ
りもサイズが大きく成長しやすいＭ2Ｃ型炭化物を析出
させて、クラック進展のストッパの役目を持たせるので
ある。言い換えれば、本発明では、ＭＣ型よりもＭ2Ｃ
型炭化物を優先的に採用していることになる。 そのた
め、本発明においては、炭素当量で言えばＣｖ／Ｃｅｑ
≦０．３としてＣｖに対するＣｅｑの割合を大きく取る
ものである。
【００２２】また、上述したように本発明のような炭素
が０．４％以下、好ましくは０．３％以下という、著し
く靭性を劣化するδフェライトが生成しやすい炭素の低
い組成範囲を適用する。また本発明においてはＣｒを
３．５％〜７．０％、ＭｏあるいはＷをＷ当量で３〜１
５％というδフェライトを安定化する元素を多量に含む
組成を適用する。したがって、このような組成系におい
ては、δフェライトの生成を抑えることは必須である。
が０．４％以下、好ましくは０．３％以下という、著し
く靭性を劣化するδフェライトが生成しやすい炭素の低
い組成範囲を適用する。また本発明においてはＣｒを
３．５％〜７．０％、ＭｏあるいはＷをＷ当量で３〜１
５％というδフェライトを安定化する元素を多量に含む
組成を適用する。したがって、このような組成系におい
ては、δフェライトの生成を抑えることは必須である。
【００２３】本発明においては、このδフェライト生成
を抑制するためにＮｉを添加する手段をとった。このよ
うに本発明で添加するＮｉは、δフェライトの生成を抑
制して本発明の軸受部材の靭性を確保する上で最も重要
な元素の一つである。また、Ｎｉはδフェライトの生成
を抑制するだけでなく、添加量を増やすことによって靭
性を向上するという点においても極めて重要である。ま
た浸炭表面の硬さの変化を緩やかにする効果があるの
で、転動寿命特性を向上するのに有効な添加可能元素で
ある。しかし、５％を超えるとＡ1変態点が下がり、焼
きなまし硬さを上げ、被削性等を劣化するため５％以下
とする。好ましい範囲は、１％以上さらに望ましくは２
％以上で５％以下とする。
を抑制するためにＮｉを添加する手段をとった。このよ
うに本発明で添加するＮｉは、δフェライトの生成を抑
制して本発明の軸受部材の靭性を確保する上で最も重要
な元素の一つである。また、Ｎｉはδフェライトの生成
を抑制するだけでなく、添加量を増やすことによって靭
性を向上するという点においても極めて重要である。ま
た浸炭表面の硬さの変化を緩やかにする効果があるの
で、転動寿命特性を向上するのに有効な添加可能元素で
ある。しかし、５％を超えるとＡ1変態点が下がり、焼
きなまし硬さを上げ、被削性等を劣化するため５％以下
とする。好ましい範囲は、１％以上さらに望ましくは２
％以上で５％以下とする。
【００２４】Ｓｉは、脱酸元素として、あるいは硬さや
耐熱性を向上させる目的で添加する。ただし、添加量は
２％を超えると靭性が劣化するので上限を２％とした。
Ｍｎは、脱酸元素として、あるいはＭｎＳとして析出さ
せ、不純物として含有されるＳの有害性を抑える効果が
ある。一方、２％を超えると靭性を劣化するため、２％
を上限とする。Ｃｏは、主にマトリックスに固溶し、硬
さと耐熱性を向上させる効果がある。ただし、添加量を
増やしていくと、強度と靭性は漸減する。特に高硬度が
要求される軸受部材に添加するのが望ましい元素であ
る。Ｃｏの１０％超える添加は、靭性が劣化し過ぎて、
軸受部材として不適となるので上限は１０％とした。
耐熱性を向上させる目的で添加する。ただし、添加量は
２％を超えると靭性が劣化するので上限を２％とした。
Ｍｎは、脱酸元素として、あるいはＭｎＳとして析出さ
せ、不純物として含有されるＳの有害性を抑える効果が
ある。一方、２％を超えると靭性を劣化するため、２％
を上限とする。Ｃｏは、主にマトリックスに固溶し、硬
さと耐熱性を向上させる効果がある。ただし、添加量を
増やしていくと、強度と靭性は漸減する。特に高硬度が
要求される軸受部材に添加するのが望ましい元素であ
る。Ｃｏの１０％超える添加は、靭性が劣化し過ぎて、
軸受部材として不適となるので上限は１０％とした。
【００２５】また本発明においては、さらにその他の添
加可能元素としてＮｂがある。Ｎｂは合金組織の微細化
に効果のある元素である。Ｎｂは添加しすぎると、硬さ
が高くなり、クラックの進展速度を速めてしまうため、
添加する場合は０．５％以下とする。Ｎｂを含有する場
合の本発明の軸受鋼の好ましい具体的な組成範囲の一例
を示すと、ＣｖとＣｅｑは前述と同じようにＣｅｑ≧
０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３を満足し、かつ重量％
で、Ｃ０．１〜０．４％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以
下、Ｎｉ５％以下、Ｃｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭ
ｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜
１５％、Ｖ０．５％以上で１．１％未満、Ｎｂ０．５％
以下、残部実質的にＦｅからなる鋼である。
加可能元素としてＮｂがある。Ｎｂは合金組織の微細化
に効果のある元素である。Ｎｂは添加しすぎると、硬さ
が高くなり、クラックの進展速度を速めてしまうため、
添加する場合は０．５％以下とする。Ｎｂを含有する場
合の本発明の軸受鋼の好ましい具体的な組成範囲の一例
を示すと、ＣｖとＣｅｑは前述と同じようにＣｅｑ≧
０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３を満足し、かつ重量％
で、Ｃ０．１〜０．４％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以
下、Ｎｉ５％以下、Ｃｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭ
ｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜
１５％、Ｖ０．５％以上で１．１％未満、Ｎｂ０．５％
以下、残部実質的にＦｅからなる鋼である。
【００２６】本発明の軸受部材は上述した規定を満足さ
せると、浸炭層の表面硬さは５８ＨＲＣ以上、浸炭部以
外の芯部硬さは５８ＨＲＣ未満にすることができる。ま
た、本発明の軸受鋼を浸炭処理を行ってから、焼入れ焼
戻しを行う本発明の軸受部材の製造方法を適用すること
により表面に圧縮応力を残留させることができる。この
圧縮応力場によって、表面のクラックの進展が抑制でき
るととともに、本発明の最も特徴とする高い靭性を有す
る芯部によって、芯部でのクラックの進展も防止できる
ため、軸受部材の転動寿命特性を著しく向上することが
できる。
せると、浸炭層の表面硬さは５８ＨＲＣ以上、浸炭部以
外の芯部硬さは５８ＨＲＣ未満にすることができる。ま
た、本発明の軸受鋼を浸炭処理を行ってから、焼入れ焼
戻しを行う本発明の軸受部材の製造方法を適用すること
により表面に圧縮応力を残留させることができる。この
圧縮応力場によって、表面のクラックの進展が抑制でき
るととともに、本発明の最も特徴とする高い靭性を有す
る芯部によって、芯部でのクラックの進展も防止できる
ため、軸受部材の転動寿命特性を著しく向上することが
できる。
【００２７】
（実施例１）表１に示すＶ含有量を変化させた成分に
て、素材を真空溶解法で溶製した。まず、得られた素材
を熱間加工により断面サイズ２２ｍｍ×４７ｍｍの板形
状に鍛伸し本発明の軸受鋼に相当する板材を得た。この
板材から破壊靭性試験片を採取した。また、同じ素材を
熱間加工により２２ｍｍの丸棒に鍛伸し、本発明の軸受
用鋼に相当する丸棒を得た。この丸棒から、２ｍｍＵノ
ッチシャルピー衝撃試験片を採取した。得られた破壊靭
性試験片とシャルピー衝撃試験片とは、浸炭せず１１０
０℃で焼入れ、５３０℃に１時間保持した後空冷し、も
う一度５３０℃加熱して１時間保持してから空冷する焼
戻しを行った。また、焼戻し温度を５９０℃に変えて同
様の熱処理を行った試料を別に作製した。これらの試料
は軸受部材としての芯部の特性を評価するための試料で
ある。これらの試験片を用いて、室温で破壊靭性値、浸
炭後の芯部硬さに対応する硬さ、シャルピー衝撃値を測
定した。
て、素材を真空溶解法で溶製した。まず、得られた素材
を熱間加工により断面サイズ２２ｍｍ×４７ｍｍの板形
状に鍛伸し本発明の軸受鋼に相当する板材を得た。この
板材から破壊靭性試験片を採取した。また、同じ素材を
熱間加工により２２ｍｍの丸棒に鍛伸し、本発明の軸受
用鋼に相当する丸棒を得た。この丸棒から、２ｍｍＵノ
ッチシャルピー衝撃試験片を採取した。得られた破壊靭
性試験片とシャルピー衝撃試験片とは、浸炭せず１１０
０℃で焼入れ、５３０℃に１時間保持した後空冷し、も
う一度５３０℃加熱して１時間保持してから空冷する焼
戻しを行った。また、焼戻し温度を５９０℃に変えて同
様の熱処理を行った試料を別に作製した。これらの試料
は軸受部材としての芯部の特性を評価するための試料で
ある。これらの試験片を用いて、室温で破壊靭性値、浸
炭後の芯部硬さに対応する硬さ、シャルピー衝撃値を測
定した。
【００２８】ここまでの条件は浸炭処理後の焼入れ、焼
戻し条件に相当するものであり、軸受部材の芯部の硬さ
と靭性の関係を評価するためのものである。なお、得ら
れた本発明の試料１〜試料３の全てにおいて、δフェラ
イトの組織における面積％を表１に示すが、定量可能な
０．１面積％以上のδフェライトは存在しないものであ
った。表１の本発明試料１〜試料３および比較例の試料
４〜試料５は、いずれも炭素量が本発明の規定範囲にお
ける低めのものであり、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）も従来の
軸受用鋼に比較すると大きいものである。この場合は、
δフェライトが生成しやすいのであるが、これらいずれ
の試料においてもＮｉが３．４％前後添加されており、
これがδフェライトの生成防止に大きく貢献している。
一方、表１に示すように本発明で規定するＶの範囲より
も極めて多くＶを含有する試料６は、δフェライトの存
在が確認される。このことはＶを添加しすぎるとδフェ
ライトの発生により靭性が低下することを示している。
戻し条件に相当するものであり、軸受部材の芯部の硬さ
と靭性の関係を評価するためのものである。なお、得ら
れた本発明の試料１〜試料３の全てにおいて、δフェラ
イトの組織における面積％を表１に示すが、定量可能な
０．１面積％以上のδフェライトは存在しないものであ
った。表１の本発明試料１〜試料３および比較例の試料
４〜試料５は、いずれも炭素量が本発明の規定範囲にお
ける低めのものであり、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）も従来の
軸受用鋼に比較すると大きいものである。この場合は、
δフェライトが生成しやすいのであるが、これらいずれ
の試料においてもＮｉが３．４％前後添加されており、
これがδフェライトの生成防止に大きく貢献している。
一方、表１に示すように本発明で規定するＶの範囲より
も極めて多くＶを含有する試料６は、δフェライトの存
在が確認される。このことはＶを添加しすぎるとδフェ
ライトの発生により靭性が低下することを示している。
【００２９】
【表１】
【００３０】このような本発明例および比較例に対し
て、焼戻し温度を５３０℃とした試料に対する破壊靭性
値と芯部硬さを図１に示す。また、焼戻し温度を５９０
℃とした試料に対する破壊靭性値と芯部硬さを図２に示
す。なお、それぞれの図に示す曲線は図中の矢印に示す
側の特性に対応する曲線である。５３０℃の焼戻しを適
用した場合の破壊靭性値の変化を示す図１および５９０
℃の焼戻しを適用した場合の破壊靭性値の変化を示す図
２をみると、両方のとも破壊靭性値は、Ｖを１．０６％
としＣｖ／Ｃｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近
から、更にＶを下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を低くすること
により破壊靭性値を著しく高めることができることがわ
かる。図１および図２に示すように、このとき硬さはほ
とんど変化しない。これは、炭素量から言うとＶＣに消
費される炭素量が他のＭ2Ｃ型に消費される炭素量に比
較して相対的に少なくすること、すなわちＣｖ／Ｃｅｑ
値を低くすることにより、強度を同程度に保ったまま靭
性を高めることができたことを示している。
て、焼戻し温度を５３０℃とした試料に対する破壊靭性
値と芯部硬さを図１に示す。また、焼戻し温度を５９０
℃とした試料に対する破壊靭性値と芯部硬さを図２に示
す。なお、それぞれの図に示す曲線は図中の矢印に示す
側の特性に対応する曲線である。５３０℃の焼戻しを適
用した場合の破壊靭性値の変化を示す図１および５９０
℃の焼戻しを適用した場合の破壊靭性値の変化を示す図
２をみると、両方のとも破壊靭性値は、Ｖを１．０６％
としＣｖ／Ｃｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近
から、更にＶを下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を低くすること
により破壊靭性値を著しく高めることができることがわ
かる。図１および図２に示すように、このとき硬さはほ
とんど変化しない。これは、炭素量から言うとＶＣに消
費される炭素量が他のＭ2Ｃ型に消費される炭素量に比
較して相対的に少なくすること、すなわちＣｖ／Ｃｅｑ
値を低くすることにより、強度を同程度に保ったまま靭
性を高めることができたことを示している。
【００３１】また、図３および図４にそれぞれ５３０℃
および５９０℃で焼戻した場合のシャルピー衝撃値の変
化を示す。図３および図４に示すように、シャルピー衝
撃値も、破壊靭性値と同様にＶ１．０６％としＣｖ／Ｃ
ｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近から、更にＶ
を下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を小さくすることにより著し
く高めることができることがわかる。このように、衝撃
値の点からもＣｖ／Ｃｅｑを０．３以下に設定すること
が軸受部材の芯部の靭性を確保する上で極めて有効であ
ることがわかる。
および５９０℃で焼戻した場合のシャルピー衝撃値の変
化を示す。図３および図４に示すように、シャルピー衝
撃値も、破壊靭性値と同様にＶ１．０６％としＣｖ／Ｃ
ｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近から、更にＶ
を下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を小さくすることにより著し
く高めることができることがわかる。このように、衝撃
値の点からもＣｖ／Ｃｅｑを０．３以下に設定すること
が軸受部材の芯部の靭性を確保する上で極めて有効であ
ることがわかる。
【００３２】また、透過型電子顕微鏡による電子線回折
によって焼戻し組織の炭化物の種類を同定することを試
みたところ、本発明で規定する範囲よりＶを多く（Ｖ
１．２２％）含有する試料４においては、ＭＣ型とＭ2
Ｃ型の両方の回折像が明確に認められるものであった
が、Ｖ量を下げて、本発明の範囲にしていくと、ＭＣ型
の炭化物を示す回折像が局所的にしか認められなくな
り、実質的にＭ2Ｃ型炭化物が大部分を占めているもの
と判断された。これより、本発明は、Ｍ2Ｃ型炭化物が
大部分を占める組織とすることにより、本発明の軸受部
材の靭性を高めているものと判断された。
によって焼戻し組織の炭化物の種類を同定することを試
みたところ、本発明で規定する範囲よりＶを多く（Ｖ
１．２２％）含有する試料４においては、ＭＣ型とＭ2
Ｃ型の両方の回折像が明確に認められるものであった
が、Ｖ量を下げて、本発明の範囲にしていくと、ＭＣ型
の炭化物を示す回折像が局所的にしか認められなくな
り、実質的にＭ2Ｃ型炭化物が大部分を占めているもの
と判断された。これより、本発明は、Ｍ2Ｃ型炭化物が
大部分を占める組織とすることにより、本発明の軸受部
材の靭性を高めているものと判断された。
【００３３】また、５９０℃で焼戻したときの硬さで耐
熱性を評価すると、図２に示すように、本発明の試料２
で３９．６ＨＲＣ、Ｖの高い比較例の試料４で４０．２
ＨＲＣ、Ｖが０．０５％と本発明の規定範囲より低い比
較例５で３３．５ＨＲＣであり、高温硬さを確保する上
ではＶの添加が必要であることがわかる。したがって、
Ｖには適正な下限値を設けることが必要であり、図２に
示す５９０℃の焼戻しの硬さの変化によれば、Ｖを０．
５％以上添加すれば、硬さに対してＶ量の影響が少なく
なり、好ましいことがわかる。
熱性を評価すると、図２に示すように、本発明の試料２
で３９．６ＨＲＣ、Ｖの高い比較例の試料４で４０．２
ＨＲＣ、Ｖが０．０５％と本発明の規定範囲より低い比
較例５で３３．５ＨＲＣであり、高温硬さを確保する上
ではＶの添加が必要であることがわかる。したがって、
Ｖには適正な下限値を設けることが必要であり、図２に
示す５９０℃の焼戻しの硬さの変化によれば、Ｖを０．
５％以上添加すれば、硬さに対してＶ量の影響が少なく
なり、好ましいことがわかる。
【００３４】次に、浸炭した軸受部材としての転動疲労
寿命特性を評価するため、２ｍｍＵノッチシャルピー衝
撃試験片と同様にφ２２ｍｍの丸棒を得た後、φ２２ｍ
ｍ×２２ｍｍの試験片を採取した。この転動疲労試験片
は、浸炭した軸受部材を想定し、９５０℃で４８時間、
深さ２〜３ｍｍの浸炭処理を行い、上述したシャルピー
試験片および破壊靭性値の評価で用いたのと同じ、５３
０℃および５９０℃の焼戻しを行ったあと、表面から
０．５ｍｍ除去してから転動疲労試験を行った。この表
面層の除去の目的は浸炭時に生成される硬さの低い残留
オーステナイト組織を多く含む層を除去するものであ
る。
寿命特性を評価するため、２ｍｍＵノッチシャルピー衝
撃試験片と同様にφ２２ｍｍの丸棒を得た後、φ２２ｍ
ｍ×２２ｍｍの試験片を採取した。この転動疲労試験片
は、浸炭した軸受部材を想定し、９５０℃で４８時間、
深さ２〜３ｍｍの浸炭処理を行い、上述したシャルピー
試験片および破壊靭性値の評価で用いたのと同じ、５３
０℃および５９０℃の焼戻しを行ったあと、表面から
０．５ｍｍ除去してから転動疲労試験を行った。この表
面層の除去の目的は浸炭時に生成される硬さの低い残留
オーステナイト組織を多く含む層を除去するものであ
る。
【００３５】Ｘ線回折分析により、表面の残留応力を測
定したところ、全ての試料で-１００ＭＰａ以上の圧縮
応力が存在することが確認された。試験条件は２１０℃
で最高ヘルツ圧４．８×１０Ｎ／ｍｍ＾２、回転数１０
０００ｒｐｍの条件で実施し、Ｌ１０（１０％累積非損
率）寿命で評価した。Ｌ１０は、具体的には１００本の
試験片に対して、転動面の剥離（フレーキング）等の欠
陥が生じない本数が１０本になるまでの寿命を意味す
る。
定したところ、全ての試料で-１００ＭＰａ以上の圧縮
応力が存在することが確認された。試験条件は２１０℃
で最高ヘルツ圧４．８×１０Ｎ／ｍｍ＾２、回転数１０
０００ｒｐｍの条件で実施し、Ｌ１０（１０％累積非損
率）寿命で評価した。Ｌ１０は、具体的には１００本の
試験片に対して、転動面の剥離（フレーキング）等の欠
陥が生じない本数が１０本になるまでの寿命を意味す
る。
【００３６】図５および図６に、それぞれ５３０℃およ
び５９０℃における転動疲労寿命および上述したように
極表層部を除去した浸炭表面の硬さを示す。図５および
図６に示すように、疲労寿命は、Ｖ添加量を１．１％以
下にさげていくと転動疲労寿命が延び、信頼性の高い軸
受部材になることがわかる。また、Ｖを本発明の規定範
囲未満である０．５％未満になると、浸炭表面の硬さが
低下するとともに、転動疲労寿命も低下することがわか
る。この転動疲労寿命の低下は、浸炭表面の硬さが低い
ことだけではなく、高速度工具鋼として、耐熱性を確保
するために必須であるＶ量が十分でないことによるもの
である。なお、５３０℃および５９０℃の両方の場合に
おいて、転動疲労寿命は、０．５から１．１％のＶ添加
量で最大値を取るため、Ｖの添加量としては、０．５か
ら１．１％が好ましいことがわかる。さらに望ましく
は、１．０％以下であることがわかる。
び５９０℃における転動疲労寿命および上述したように
極表層部を除去した浸炭表面の硬さを示す。図５および
図６に示すように、疲労寿命は、Ｖ添加量を１．１％以
下にさげていくと転動疲労寿命が延び、信頼性の高い軸
受部材になることがわかる。また、Ｖを本発明の規定範
囲未満である０．５％未満になると、浸炭表面の硬さが
低下するとともに、転動疲労寿命も低下することがわか
る。この転動疲労寿命の低下は、浸炭表面の硬さが低い
ことだけではなく、高速度工具鋼として、耐熱性を確保
するために必須であるＶ量が十分でないことによるもの
である。なお、５３０℃および５９０℃の両方の場合に
おいて、転動疲労寿命は、０．５から１．１％のＶ添加
量で最大値を取るため、Ｖの添加量としては、０．５か
ら１．１％が好ましいことがわかる。さらに望ましく
は、１．０％以下であることがわかる。
【００３７】（実施例２）表２に示す組成にて、真空溶
解法で溶製し、実施例１と同様に破壊靭性値、芯部硬
さ、シャルピー衝撃値、浸炭表面硬さ、転動疲労寿命を
評価した。５３０℃の焼戻しを適用した場合の評価結果
を表３に示す。また５９０℃の焼戻し処理を行った場合
の評価結果を表４にそれぞれ示す。なお、実施例１に記
載した本発明鋼試料２も表３および表４に付記する。
解法で溶製し、実施例１と同様に破壊靭性値、芯部硬
さ、シャルピー衝撃値、浸炭表面硬さ、転動疲労寿命を
評価した。５３０℃の焼戻しを適用した場合の評価結果
を表３に示す。また５９０℃の焼戻し処理を行った場合
の評価結果を表４にそれぞれ示す。なお、実施例１に記
載した本発明鋼試料２も表３および表４に付記する。
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】表２に示すように、本発明の試料７と試料
８は試料２とほぼ同組成でＣを高めたものである。表３
に示すように、Ｃの低い試料２に対して、試料７および
試料８は高い芯部硬さが得られるが、反面で破壊靭性値
は低下する。したがって、単純なＣ量の増加は、破壊靭
性値よりも強度を優先する場合には有効である。ところ
で、焼戻し温度を高めると、硬さは低くなり、反対に靭
性を高めることが可能である。Ｃを高めた試料７につい
て焼戻し温度を５９０℃に高めた表４に示す結果を見る
と、表４の試料７においては、芯部硬さが４６．４ＨＲ
Ｃであって、破壊靭性値が１３２ＭＰａｍ＾１／２とい
う値が得られている。この値は、表３に示す試料２の値
に比べて、硬さおよび破壊靭性値の両方とも高くなって
いる。
８は試料２とほぼ同組成でＣを高めたものである。表３
に示すように、Ｃの低い試料２に対して、試料７および
試料８は高い芯部硬さが得られるが、反面で破壊靭性値
は低下する。したがって、単純なＣ量の増加は、破壊靭
性値よりも強度を優先する場合には有効である。ところ
で、焼戻し温度を高めると、硬さは低くなり、反対に靭
性を高めることが可能である。Ｃを高めた試料７につい
て焼戻し温度を５９０℃に高めた表４に示す結果を見る
と、表４の試料７においては、芯部硬さが４６．４ＨＲ
Ｃであって、破壊靭性値が１３２ＭＰａｍ＾１／２とい
う値が得られている。この値は、表３に示す試料２の値
に比べて、硬さおよび破壊靭性値の両方とも高くなって
いる。
【００４１】
【表４】
【００４２】このことから、Ｃの添加量を増加する場合
には、焼戻し温度をＣの低い場合の条件よりも高めてや
れば、高い強度と高い靭性を両立することができ、軸受
部材として一層好ましいものとなることがわかる。な
お、Ｃが０．３３％である試料８においては、焼戻し温
度を５９０℃に高めても、表３の試料２程度の破壊靭性
値を達成することができなかったので、Ｃの添加量とし
ては０．３％以下が好ましいことがわかる。
には、焼戻し温度をＣの低い場合の条件よりも高めてや
れば、高い強度と高い靭性を両立することができ、軸受
部材として一層好ましいものとなることがわかる。な
お、Ｃが０．３３％である試料８においては、焼戻し温
度を５９０℃に高めても、表３の試料２程度の破壊靭性
値を達成することができなかったので、Ｃの添加量とし
ては０．３％以下が好ましいことがわかる。
【００４３】また、本発明の試料２よりＣｒを高めた本
発明鋼Ｎｏ９、１０は、試料２よりも硬さが高くなり、
破壊靭性値はやや低下する傾向が見られる。本発明鋼Ｎ
ｏ２よりＣｒを高め、Ｍｏを低めた本発明鋼Ｎｏ１１の
靭性は、本発明鋼Ｎｏ２と同等であり、さらにＣも高め
たＮｏ１２では芯部硬さが高くなったにもかかわわら
ず、焼戻し温度を５９０℃にして、４６ＨＲＣ程度に調
整すると、高い破壊靭性値および高いシャルピー衝撃値
を有するようになることがわかる。この傾向は、試料１
２に対してさらにＣｒを高めた試料１３に対しても同様
である。
発明鋼Ｎｏ９、１０は、試料２よりも硬さが高くなり、
破壊靭性値はやや低下する傾向が見られる。本発明鋼Ｎ
ｏ２よりＣｒを高め、Ｍｏを低めた本発明鋼Ｎｏ１１の
靭性は、本発明鋼Ｎｏ２と同等であり、さらにＣも高め
たＮｏ１２では芯部硬さが高くなったにもかかわわら
ず、焼戻し温度を５９０℃にして、４６ＨＲＣ程度に調
整すると、高い破壊靭性値および高いシャルピー衝撃値
を有するようになることがわかる。この傾向は、試料１
２に対してさらにＣｒを高めた試料１３に対しても同様
である。
【００４４】Ｍｏの一部または全てをＷで置き換えた試
料１５と１６はＷ当量、その他の組成がほぼ同一の試料
２とほぼ同じ靭性を得た。Ｃｏを添加した試料１７は硬
さが向上するが、試料２に対して靭性が低下する傾向が
見られた。Ｎｂを添加した試料１９においては、本発明
の試料２に対して靭性が低下する傾向が見られた。
料１５と１６はＷ当量、その他の組成がほぼ同一の試料
２とほぼ同じ靭性を得た。Ｃｏを添加した試料１７は硬
さが向上するが、試料２に対して靭性が低下する傾向が
見られた。Ｎｂを添加した試料１９においては、本発明
の試料２に対して靭性が低下する傾向が見られた。
【００４５】また、本発明の試料２よりもＮｉを高めた
本発明の試料１８、Ｎｉを少なくした試料２０およびＮ
ｉを添加しない試料２１を比較すると、Ｎｉの添加によ
り破壊靭性値が著しく高くなることがわかる。また、Ｎ
ｉを添加しない試料２１においては、δフェライトが極
めて多く存在する組織になり、芯部硬さが３０ＨＲＣを
下回ることになるため、軸受部材として必要な芯部硬さ
が得られず使用できないものとなることがわかる。ま
た、本発明の試料２と試料２よりもＣｒを低めた比較例
を対比すると、Ｃｒ量が３％程度の比較例では、本発明
の試料に比べて破壊靭性値およびシャルピー衝撃値が大
きく低下し、好ましくないことがわかる。
本発明の試料１８、Ｎｉを少なくした試料２０およびＮ
ｉを添加しない試料２１を比較すると、Ｎｉの添加によ
り破壊靭性値が著しく高くなることがわかる。また、Ｎ
ｉを添加しない試料２１においては、δフェライトが極
めて多く存在する組織になり、芯部硬さが３０ＨＲＣを
下回ることになるため、軸受部材として必要な芯部硬さ
が得られず使用できないものとなることがわかる。ま
た、本発明の試料２と試料２よりもＣｒを低めた比較例
を対比すると、Ｃｒ量が３％程度の比較例では、本発明
の試料に比べて破壊靭性値およびシャルピー衝撃値が大
きく低下し、好ましくないことがわかる。
【００４６】
【発明の効果】本発明の軸受鋼によれば、例えば軸受部
材の芯部として十分な強度を保つために、４４ＨＲＣ程
度の硬さにおいて、最大１００ＭＰａｍ＾１／２以上と
いう優れた破壊靭性値を得ることができるものである。
すなわち、本発明においては靭性と高強度という相反す
る特性を一方の特性を犠牲にすることなく、軸受部材の
性能向上が達成できたものである。したがって、今後さ
らなる高負荷化が要求されるガスタービン等の軸受部材
として極めて有効である。
材の芯部として十分な強度を保つために、４４ＨＲＣ程
度の硬さにおいて、最大１００ＭＰａｍ＾１／２以上と
いう優れた破壊靭性値を得ることができるものである。
すなわち、本発明においては靭性と高強度という相反す
る特性を一方の特性を犠牲にすることなく、軸受部材の
性能向上が達成できたものである。したがって、今後さ
らなる高負荷化が要求されるガスタービン等の軸受部材
として極めて有効である。
【図１】焼戻し温度を５３０℃とした試料に対するＶ量
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。
【図２】焼戻し温度を５９０℃とした試料に対するＶ量
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。
【図３】焼戻し温度を５３０℃とした試料に対するＶ量
と、シャルピー衝撃値との関係を示す図である。
と、シャルピー衝撃値との関係を示す図である。
【図４】焼戻し温度を５９０℃とした試料に対するＶ量
と、シャルピー衝撃値との関係の一例を示す図である。
と、シャルピー衝撃値との関係の一例を示す図である。
【図５】焼戻し温度５３０℃におけるＶ量と転動疲労寿
命および浸炭表面の硬さの関係の一例を示す図である。
命および浸炭表面の硬さの関係の一例を示す図である。
【図６】焼戻し温度５９０℃におけるＶ量と転動疲労寿
命および浸炭表面の硬さの関係の一例を示す図である。
命および浸炭表面の硬さの関係の一例を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｆ１６Ｃ 33/62 Ｆ１６Ｃ 33/62
33/64 33/64
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ０．４％以下、Ｓｉ２％以
下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ５％以下、Ｃｒ３．５〜７．０
％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍ
ｏ）として３〜１５％、Ｖ０．５％以上で１．１％未満
含有し、残部Ｆｅおよび不純物とするＦｅ基のマルテン
サイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
あることを特徴とする浸炭して用いられる軸受鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ０．１〜０．３％、Ｓｉ１
％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ１〜５％、Ｃｒ３．５〜
７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１２、Ｖ０．５％以上で１．０％
以下含有し、残部Ｆｅおよび不純物とするＦｅ基のマル
テンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、 Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３であることを特
徴とする請求項１に記載の浸炭して用いられる軸受鋼。 - 【請求項３】 請求項１ないし２のいずれかに記載の軸
受鋼であって、Ｆｅの一部を１０％以下のＣｏで置換し
たことを特徴とする軸受鋼。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかに記載の
軸受鋼であって、Ｆｅの一部を０．５％以下のＮｂで置
換したことを特徴とする軸受鋼。 - 【請求項５】 表面の一部または全部に浸炭層が形成さ
れ、浸炭部以外の芯部は、重量％で、Ｃ０．４％以下、
Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ５％以下、Ｃｒ３．
５〜７％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１５％、Ｖ０．５％以上で１．１
％未満含有し、残部Ｆｅおよび不純物とするＦｅ基のマ
ルテンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
あることを特徴とする耐熱性および靭性に優れた軸受部
材。 - 【請求項６】 浸炭部以外の芯部は、重量％で、Ｃ０．
１〜０．３％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ１〜
５％、Ｃｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種また
は２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜１２、Ｖ０．
５％以上で１．０％以下含有し、残部Ｆｅおよび不純物
とするＦｅ基のマルテンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量 Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
あることを特徴とする請求項５に記載の軸受部材。 - 【請求項７】 請求項５および６のいずれかに記載の軸
受部材であって、浸炭部以外の芯部の組成のうち、Ｆｅ
の一部を１０％以下のＣｏで置換したことを特徴とする
軸受部材。 - 【請求項８】 請求項５ないし７のいずれかに記載の軸
受部材であって、浸炭部以外の芯部の組成のうち、Ｆｅ
の一部を０．５％以下のＮｂで置換したことを特徴とす
る軸受部材。 - 【請求項９】 浸炭層に残留圧縮応力を有することを特
徴とする請求項５ないし８に記載の軸受部材。 - 【請求項１０】 重量％で、Ｃ０．４％以下、Ｓｉ２％
以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ５％以下、Ｃｒ３．５〜７．
０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２
Ｍｏ）として３〜１５％、Ｖ０．５％以上で１．１％未
満含有するＦｅ基のマルテンサイト系鋼であって、 Ｖの炭素当量Ｃｖ Ｃｖ＝０．２［Ｖ］ 炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］ としたとき、Ｃｅｑ≧０．６，Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３で
ある軸受鋼の表面を浸炭処理し、次いで、焼入れ、焼戻
し処理を行うことを特徴とする軸受部材の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10383995A JP3452225B2 (ja) | 1995-04-27 | 1995-04-27 | 軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法 |
| EP95118472A EP0739994A1 (en) | 1995-04-27 | 1995-11-23 | Bearing steel, bearing member having having excellent thermal resistance and toughness, and method of producing same |
| US08/565,044 US5780165A (en) | 1995-04-27 | 1995-11-30 | Bearing steel bearing member having excellent thermal resistance and toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10383995A JP3452225B2 (ja) | 1995-04-27 | 1995-04-27 | 軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08296002A JPH08296002A (ja) | 1996-11-12 |
| JP3452225B2 true JP3452225B2 (ja) | 2003-09-29 |
Family
ID=14364603
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10383995A Expired - Fee Related JP3452225B2 (ja) | 1995-04-27 | 1995-04-27 | 軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5780165A (ja) |
| EP (1) | EP0739994A1 (ja) |
| JP (1) | JP3452225B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7235212B2 (en) | 2001-02-09 | 2007-06-26 | Ques Tek Innovations, Llc | Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh strength, corrosion resistant, structural steels and method of making said steels |
| WO1999010557A1 (fr) * | 1997-08-26 | 1999-03-04 | Nsk Ltd. | Procede de production d'un palier a roulement |
| GB2336600B (en) * | 1997-11-07 | 2003-01-15 | Nsk Ltd | Rolling bearing and method of manufacturing the same |
| US6146022A (en) * | 1997-12-25 | 2000-11-14 | Ntn Corporation | Hub unit bearing for wheel |
| JP3391345B2 (ja) * | 1998-06-04 | 2003-03-31 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
| US6146471A (en) | 1999-04-08 | 2000-11-14 | Roller Bearing Company Of America | Spherical plain bearing and method of manufacturing thereof |
| JP3959608B2 (ja) * | 2001-12-05 | 2007-08-15 | 株式会社ジェイテクト | 外輪が圧延機のバックアップロールとして用いられる転がり軸受および転がり軸受用外輪の製造方法 |
| CA2475248C (en) * | 2002-02-08 | 2011-04-05 | Questek Innovations Llc | Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels |
| JP2004099933A (ja) * | 2002-09-05 | 2004-04-02 | Ntn Corp | 等速ジョイントの軌道輪および転がり揺動運動支持部品 |
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