JP3458970B2

JP3458970B2 - 軸受鋼および軸受部材

Info

Publication number: JP3458970B2
Application number: JP07008994A
Authority: JP
Inventors: 志保福元; 秀樹中村
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1994-03-15
Filing date: 1994-03-15
Publication date: 2003-10-20
Anticipated expiration: 2018-10-20
Also published as: JPH07252598A

Description

【発明の詳細な説明】

【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ＡＩＳＩＭ５０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、浸炭されない内部は低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さらに抑制するも
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、Ｃ０．１１−０．１
５，Ｍｏ４．０−４．５，Ｃｒ４．０−４．２５，Ｖ
１．１−１．３，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速度が増加
し、重大事故につながりなりかねない。したがって、こ
のクラックの進展を抑えるためにさらなる高靭性化が要
求されている。

【０００５】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、その
ためには硬さを高める必要がある。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、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。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者は、浸炭して用
いられる軸受鋼に着目し、その成分および組織と靭性お
よび硬さの関係を研究し、硬さを低下することなく靭性
を飛躍的に向上させるには、Ｖを従来よりも低めの特定
範囲に規制するとともに、さらにオーステナイト化温度
におけるδフェライトの発生を極力抑えることが有効で
あることを見いだし、本発明に到達した。

【０００７】すなわち本発明では、質量％で、Ｃ０．４
％以下，Ｃｒ２〜７％、ＷまたはＭｏの１種または２種
をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜２０％、Ｖ０．５％
以上で１．１％未満含有するＦｅ基のマルテンサイト系
鋼であり、オーステナイト化温度におけるδフェライト
がミクロ組織の面積率で３％以下であることが必要であ
る。

【０００８】本発明鋼は熱処理（焼入れ、焼もどし）し
て使用される鋼であり、焼入れ状態でマルテンサイト組
織となるいわゆるマルテンサイト鋼であり、かつ焼入れ
時のオーステナイト化温度においてδフェライトが前記
の値以下の極めて少量であることを特徴とする。

【０００９】具体的な鋼の組成は、質量％で、Ｃ０．１
〜０．４％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２〜７
％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍ
ｏ）として８〜１８％、Ｖ０．５％以上で１．１％未
満、残部実質的にＦｅからなる組成である。また望まし
くはＦｅの一部を５％以下のＮｉで置換する。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。本発明
においてさらに望ましくは１μｍ以上のＭＣ型炭化物が
ミクロ組織の面積率で１％以下とする。

【００１０】本発明の軸受部材は、上述した軸受鋼の表
面の一部または全部に浸炭層が形成され、浸炭層が形成
された表面の硬さはＨＲＣ６４以上、浸炭部以外の芯部
は、ＨＲＣ６０以下であることを特徴とする軸受部材で
ある。望ましくは浸炭層に残留圧縮応力を有するように
する。

【００１１】

【作用】本発明の最大の特徴の一つは、高速度工具鋼組
成からＣを低めた浸炭して使用される軸受鋼のＶ量を
０．５％以上で１．１％未満という低めに規制したこと
である。このＶの規制により本発明の軸受鋼は、硬さを
ほとんど落とすことなく、極めて高い靭性特性を得るこ
とができるものである。

【００１２】本発明におけるＶの規定によって硬さを低
下させず、著しく靭性特性が向上する理由は不詳である
が、極めて微細なＶＣの析出により、硬さが保たれたま
ま靭性が向上したものと推測される。本発明において、
Ｖが１．１％以上であると、靭性特性が著しく低下する
ため１．１％未満と規定した。好ましくは１．０％未満
である。またＶが０．５％未満では靭性は向上するもの
の、浸炭された表面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。
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。

【００１３】また本発明の別の重要な特徴の一つは、オ
ーステナイト化温度におけるδフェライト量を規定した
ことである。δフェライトが生成すると軸受鋼の靭性は
著しく低下する。またδフェライトには炭化物形成元素
であるＶ、ＭｏおよびＷが多く固溶するため、表面の浸
炭時にδフェライトとＣを多く含むオーステナイトの界
面で炭化物が優先的に析出し微細で均一な組織とならな
い。またδフェライトは焼入れ時にマルテンサイト変態
を起こさないので表面硬度も低いものとなる。このよう
な理由からδフェライトの存在は、転動疲労寿命を著し
く劣化する原因となるため、制限しなければならない。
本発明においては、δフェライトの量はミクロ組織の面
積率で３％以下であると規定したが、この規定は基本的
にはδフェライトが極めて少ないか、または無いことが
望ましいことを意味するものである。

【００１４】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、浸炭されて使
用されるため、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。

【００１５】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。Ｃｒは２％未満では焼入れ焼きもどし後
の硬さがＨＲＣ４０以上が得られないため、下限値を２
％とした。また７％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。

【００１６】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
る元素である。質量比でＭｏ１％はＷ２％と等価であ
り、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として規定する。ＷまたはＭ
ｏ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８％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１８％とした。

【００１７】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元素として知られており、添加する
ことが好ましい。添加する場合には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。添加する場合
には２％を超えると靭性を劣化するため、２％を上限と
する。

【００１８】Ｎｉは、δフェライトの生成を著しく抑え
るとともに、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
添加する場合には、５％以下とする。

【００１９】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。

【００２０】また本発明においては、具体的な添加可能
元素としてＮｂがある。Ｎｂは合金組織の微細化に効果
のある元素であり、軸受部材の靭性を高めるためには有
効である。Ｎｂは添加しすぎると、硬さが高くなりす
ぎ、クラックの進展速度を速めててしまうため、添加す
る場合は０．５％以下とする。

【００２１】Ｎｉ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質量％で、Ｃ
０．１〜０．４％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ
５％以下、Ｃｒ２〜７％、ＷまたはＭｏの１種または２
種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として８〜１８％、Ｖ０．５
％以上で１．１％未満、残部実質的にＦｅからなる鋼で
ある。さらに、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、質量％で、
Ｃ０．１〜０．４％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎ
ｉ５％以下、Ｃｒ２〜７％、ＷまたはＭｏの１種または
２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として８〜１８％、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。ただし、当然のことなが
ら、オーステナイト化温度におけるδフェライトは、ミ
クロ組織の面積率で３％以下に制限する必要がある。

【００２２】また本発明の軸受鋼において、望ましくは
１μｍ以上のＭＣ型炭化物がミクロ組織の面積率で１％
以下としたのは、ＭＣ型炭化物となるＶＣがミクロ組織
中に多く確認される組織では、軸受部材の芯部の硬さが
上がりすぎ、クラックの進展速度を速めて、転動寿命特
性を著しく低下させるため、上限を規定する必要がある
ためである。本発明においては、好ましくは１００倍の
光学顕微鏡では、ＶＣ炭化物は確認されないことが望ま
しい。

【００２３】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ＨＲＣ６４以上、浸炭部以
外の芯部硬さはＨＲＣ６０以下にすることができる。ま
た、本発明の軸受鋼は浸炭処理と、その後の熱処理によ
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
ともに、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。

【００２４】

【実施例】

（実施例１）表１に示す成分にて、本発明の軸受鋼と比
較鋼を真空溶解法にて溶製し、その後ソーキング処理を
施した。得られた素材を熱間加工により２２ｍｍの丸棒
に鍛伸した後、シャルピー衝撃試験片、破壊靭性値試験
片、ならびに転動疲労寿命試験片（φ２２ｍｍ×２２ｍ
ｍ）を採取した。シャルピー衝撃試験片および破壊靭性
値試験片は、軸受部材の芯部の評価を行うために、浸炭
せず１１００℃、焼きもどし５３０℃×２回の焼入れを
おこなった。またこれらの試験片のミクロ組織を１００
倍もしくは４００倍の光学顕微鏡により観察し、ＭＣ炭
化物の面積率およびδフェライトの面積率を求めた。

【００２５】また転動疲労寿命試験片は９５０℃で４８
時間の浸炭処理を行ない、表面から１ｍｍ除去した後、
上述した焼入れをおこない約２．５ｍｍの残留圧縮応力
を有する浸炭層を得てから評価した。なお、転動疲労試
験条件としては、２１０℃、最高ヘルツ圧４．８×１０
⁹［Ｎ／ｍｍ²］、回転速度５００００ｒｐｍの条件で実
施し、Ｌ₁₀（１０％累積非損率）寿命で評価した。表２
に上述した試験結果をまとめて示す。表２における芯部
硬さは非浸炭部の硬さ、表面硬さは浸炭した試験片の残
留オーステナイト含有相を除去した表面硬さである。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】表１と表２より、本発明鋼（試料Ｎｏ．１
〜１６）の転動疲労寿命特性はいずれも比較鋼（試料Ｎ
ｏ．１７〜１９）よりも優れている。Ｖが本発明鋼より
も高い比較鋼Ｎｏ．１７は、ほぼ同組成でＶのみ低い本
発明鋼Ｎｏ．１〜４に比べ、硬さがほとんど同じである
にもかかわらず、著しくシャルピー衝撃値が低下してお
り、疲労寿命も短くなっていることがわかる。特に、Ｖ
を１未満とした本発明の試料Ｎｏ．１〜３は、極めてシ
ャルピー衝撃値が高くなっており、浸炭されない軸受部
材の芯部の靭性向上に極めて有効であることがわかる。

【００２９】また本発明鋼よりもＣの高い比較鋼Ｎｏ．
１８は内部硬さが高くなり、ＶＣが面積率で１％以上存
在するため破壊靭性値が低下し、疲労寿命が極めて短く
なったことがわかる。また、本発明鋼よりもＶの低い試
料Ｎｏ．１９は、シャルピー衝撃値および破壊靭性値が
本発明と同等以上であるにもかかわらず、疲労寿命が低
下している。これは表面硬さの低下と、Ｖ量が少ないた
めに耐熱性が得られなかったためと考えられる。

【００３０】本発明の試料において、Ｃを高めた試料Ｎ
ｏ．５および６は、内部硬さが高くなり、疲労寿命が短
くなることがわかる。また、表面硬さを高めるためにて
Ｗ当量を高めた試料Ｎｏ．７および８は、窒化された表
面硬さが高くなることによって、疲労寿命が長くなるこ
とがわかる。

【００３１】（実施例２）表１に示した本発明の軸受鋼
の試料Ｎｏ．２の典型的な組織写真を図１に示す。図１
は、焼きもどしした組織であり、組織中にＶＣ炭化物は
確認されず、δフェライトも確認されないものである。
この試料Ｎｏ．２の組成を基準として、δフェライトの
生成を抑制する作用のあるＮｉ量を少なくした試料を作
製し、δフェライト量と破壊靭性値および疲労寿命の関
係を調査した。結果を図２に示す。

【００３２】図２に示すようにδフェライトの生成によ
る靭性特性の劣化は著しく、靭性特性の低下に伴って、
疲労寿命も低下していることがわかる。図２に示すよう
に、δフェライトの生成は、軸受部材としては非常に好
ましくなく、δフェライトは面積率で３％以下とすべき
ことがわかる。

【００３３】

【発明の効果】本発明の軸受鋼によれば、浸炭されて軸
受部材となったとき、極めて優れた靭性特性と、芯部と
して十分な強度を保つことができるため、従来の軸受部
材の転動疲労寿命特性を飛躍的に向上することが可能と
なる。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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の軸受鋼の金属ミクロ組織を示す写真で
ある。

【図２】δフェライトの面積率と靭性特性および転動寿
命特性の関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 C21D 6/00 C21D 9/40 C23C 8/22

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ０．１〜０．４％，Ｓｉ２
％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ２〜７％、ＷまたはＭｏの
１種または２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として８〜１８
％、Ｖ０．５％以上で１．１％未満含有し、残部実質的
にＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト
化温度におけるδフェライトがミクロ組織の面積率で３
％以下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】請求項１に記載の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３】請求項１ないし２のいずれかに記載のＦ
ｅの一部を５％以下のＮｉ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Ｆ
ｅ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５】１μｍ以上のＭＣ型炭化物がミクロ組織
の面積率で１％以下であることを特徴とする請求項１な
いし４に記載の軸受鋼。
【請求項６】請求項１ないし５のいずれかに記載の軸
受鋼の表面の一部または全部に浸炭層が形成され、浸炭
層が形成された表面の硬さはＨＲＣ６４以上、浸炭部以
外の芯部は、ＨＲＣ６０以下であることを特徴とする軸
受部材。
【請求項７】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６に記載の軸受部材。