JP4274177B2

JP4274177B2 - 軸受要素部品用鋼管、その製造方法および切削方法

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Publication number: JP4274177B2
Application number: JP2005504734A
Authority: JP
Inventors: 善弘大藤; 崇中島
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
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Filing date: 2004-01-28
Publication date: 2009-06-03
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Description

本発明は、被削性に優れた軸受要素部品用鋼管、その製造方法および切削方法に関する。より詳しくは、レース、シャフトおよびコロなどの軸受要素部品の用途に好適な被削性に優れた鋼管およびその製造方法、並びに、前記鋼管の切削方法に関する。

レース、シャフト、コロ、ニードルおよびボールなどの軸受要素部品の素材鋼として、一般に、ＪＩＳＧ４８０５で規格化されたＳＵＪ２鋼などの高炭素クロム軸受鋼が多用されている。

上記のいわゆる「軸受用鋼」は、熱間圧延などの手段で加工された後、軟化を目的とした球状化焼鈍を受け、次いで冷間圧延、冷間抽伸、冷間鍛造や切削などの加工を施され、さらに焼入れと低温での焼戻しによる熱処理を受けて所望の機械的性質が付与される。

上記の各工程のうちで、切削加工はコストが嵩むので、切削能率の向上や工具寿命の延長が可能となる被削性に優れた軸受用鋼に対する要求が極めて大きくなっている。

鋼にＰｂやＳなどの快削元素（被削性改善元素）を単独または複合させて添加すれば、被削性が向上することはよく知られている。しかし、各種の産業機械や自動車などに使用される軸受には高い面圧が繰り返し作用する。このため、軸受用鋼に前記快削元素を添加すれば、軸受（要素部品）の転動疲労寿命が大幅に低下することになる。

さらに、前記快削元素は一般に熱間加工性を低下させるので、軸受用鋼の熱間圧延などの熱間加工時に、表面割れや疵が発生しやすくなるという問題もある。

例えば、特開平１−２５５６５１号公報に、鋼中にＲＥＭ（希土類元素）を含有させた「被削性に優れた高Ｓｉ−低Ｃｒ軸受鋼」が開示されている。しかし、ＲＥＭは極めて酸化されやすいため、鋼中での歩留まりが不安定であるし、鋼中に生成しやすいＲＥＭ酸化物の粒径や分散状態を制御することは、工業的には難しく、粗大なＲＥＭ酸化物が生成したり、ＲＥＭ酸化物が多量に生成すると、転動疲労寿命が大幅に低下してしまう。

特開平３−５６６４１号公報に、鋼中にＢＮ化合物を生成させることで、転動疲労寿命を低下させることなく被削性を向上させる「被削性に優れた軸受鋼」が開示されている。しかし、Ｂは鋼中への溶解度が小さいため、鋼中での歩留まりが不安定であり偏析も生じやすい。さらに、Ｂは高炭素鋼の凝固開始温度を著しく低下させるので、Ｂの偏析と相まって、凝固偏析が助長されることになる。加えて、凝固開始温度の低下が熱間加工性の低下につながり、熱間加工時に表面割れや疵が生成しやすくなる。

したがって、軸受用鋼のＢ含有量をたとえ前記特開平３−５６６４１号公報で規定された値、つまり、重量％で、０．００４〜０．０２０％にしても、必ずしも工業的規模で安定して軸受要素部品が製造できなかった。

特許第３２４５０４５号公報には、特定の条件で熱処理して組織中の炭化物数と硬さを調整する「被削性および冷間加工性に優れる軸受鋼およびその製造方法」が開示されている。しかし、この特許公報で提案された焼鈍条件では、加熱工程の途中で徐熱または等温保持を行う必要がある。このため、焼鈍時間が長くなり生産性の低下をきたす。

さらに、工業的規模で用いられる連続熱処理炉は、一般に各ゾーンの温度が決まっており、ゾーンの数も限られているため、前記特許第３２４５０４５号公報で規定された条件で焼鈍を実施することは難しく、規定条件で焼鈍するためには連続熱処理炉の改造や更新が必要となりコストが嵩んでしまう。

上記各公報で提案された技術によれば、一応は被削性に優れた軸受要素部品用鋼管を得ることができる。しかし、既に述べたように、生産性、品質の点で大きな問題があった。

本発明は上記現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、快削元素を特別に含有させることなく、且つ、熱処理における焼鈍時間も従来と同様の１０〜２０時間程度として生産性の低下をきたすこともなく、レース、コロおよびシャフトなどの軸受要素部品の用途に好適な被削性に優れた鋼管を提供することである。さらに、前記鋼管の製造方法およびその切削方法を提供することも本発明の目的とする。

本発明者らは、上記の目的を達成するため、切削加工に用いる軸受要素部品用鋼管のミクロ組織、特に集合組織と被削性について調査・研究を重ね、その結果、下記の（ａ）〜（ｆ）の知見を得ることができた。

（ａ）切削工程において、軸受鋼は一般的にマトリックス（素地）であるフェライト中に球状のセメンタイトが分散したミクロ組織となっており、切削での切り粉の断面を詳細に観察すると、フェライトは剪断変形しているが、セメンタイトはほとんど変形することなく、球状を保っている。

（ｂ）上記（ａ）から、フェライトの変形を容易にすることで、被削性が向上することが予測され、そのためにはフェライトの主なすべり面として知られている｛１１０｝面、｛２１１｝面および｛３１１｝面のいずれかの面を切削面、つまり鋼管の円周方向に平行となる面に集積させればよい。

（ｃ）集合組織を制御するためには、鋼管を冷間加工する際の条件、すなわち冷間加工における鋼管の断面および肉厚の変化量を調整するとともに、冷間加工後に転位密度を減少させ、且つフェライト粒があまり成長しない条件で熱処理を施せばよい。

（ｄ）冷間加工の条件および冷間加工後の熱処理条件を制御することで、鋼管の円周方向に平行な面で｛２１１｝集合組織が発達し、切削の主分力の方向が鋼管の円周方向に平行な面となる溝入れ加工、旋削加工、ねじ切り加工や突っ切り加工などにおいて工具寿命が著しく向上する。

（ｅ）切削性を確保するには、鋼管の円周方向に平行な面で｛２１１｝面の集合組織が発達するのに加え、鋼管の脆さが有利に作用することから、脆さの指標である衝撃値を規定するのが有効である。

（ｆ）上記（ｄ）および（ｅ）に示した集合組織を有する鋼管の切削に用いる工具のコーティング層の硬さがある値以上にすると、工具寿命が一段と向上することになる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記（１）〜（３）に示す軸受要素部品用鋼管、（４）に示す軸受要素部品用鋼管の製造方法および（５）に示す軸受要素部品用鋼管の切削方法を要旨としている。

（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％およびＭｏ：０〜０．５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００３％以下、Ｐは０．０２％以下、Ｎは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％以下の鋼管であって、その円周方向に平行な面において、｛２１１｝面の集積度が１．５以上であることを特徴とする軸受要素部品用鋼管である（以下、「第１の鋼管」という）。

（２）Ｍｏの含有量が０．０３〜０．５％である上記（１）に記載の軸受要素部品用鋼管である（以下、「第２の鋼管」という）。

（３）鋼管長手方向の常温衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下である上記（１）または（２）に記載の軸受要素部品用鋼管である（以下、「第３の鋼管」という）。

（４）熱間圧延後に球状化焼鈍を施し、その後さらに鋼管横断面の減面率が５０〜８０％で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０〜７０％の冷間加工を施し、その後、６８０℃〜Ａ₁点の温度域に加熱して５〜４０分保持することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の軸受要素部品用鋼管の製造方法である。
ここで、Ａ₁点は、式中の各元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として下記式で表される値をいう。
Ａ₁点（℃）＝７２３＋２９Ｓｉ−１１Ｍｎ＋１７Ｃｒ

（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の軸受要素部品用鋼管の切削方法であって、コーティング層のビッカース硬さが３０００以上である超硬チップを用いて切削することを特徴とする軸受要素部品用鋼管の切削方法である。

図１は「鋼管の円周方向に平行な面」を説明する図である。同図に示すように、本発明における「鋼管の円周方向に平行な面」とは、「輪切りにした鋼管を長手方向に平行な面で半割りした鋼管１を、さらに矯正して平らにした試料２において、鋼管の外面を構成していた面に平行な面で、且つ鋼管の外面および内面を構成していた面から０．３ｍｍ以上離れている面」と定義する。

ここで、鋼管の外面および内面を構成していた面から０．３ｍｍ未満を除外するのは、その領域には脱炭層などの異常層が含まれる場合があることによる。

また、本発明で「｛２１１｝面の集積度」とは、上記のように定義した鋼管の円周方向に平行な面について、下記（ｉ）〜（ｖｉ）条件のＸ線回折法（以下、「本Ｘ線回折法」という）によって測定した｛２１１｝面の反射積分強度を１７００（ｃｐｓ）で除した値を指す。

（ｉ）装置：リガク電機製ＲＵ２００、
（ｉｉ）線源：Ｍｏ、
（ｉｉｉ）電圧：３０ｋＶ、
（ｉｖ）電流：１００ｍＡ、
（ｖ）スキャンスピード：１°／分、
（ｖｉ）測定範囲：２０ｍｍ。

上記で規定する１７００（ｃｐｓ）は、後述の表１に示す鋼Ｄの直径６０ｍｍの熱間鍛造材を１２００℃で３０分加熱して室温まで大気中放冷した後、さらに、７８０℃で４時間加熱して１０℃／時の冷却速度で６６０℃まで冷却し、その後、室温まで大気中で放冷した後、丸棒の横断面が測定面となるように切断、研磨した試料（以下、これを「標準試料」という）について、上記した「本Ｘ線回折法」によって測定した｛２１１｝面の反射積分強度である。

図１は、「鋼管の円周方向に平行な面」を説明する図である。
図２は、「鋼管の円周方向に平行な面」における｛２１１｝面の集積度と工具寿命との関係の一例を示す図である。
図３は、「鋼管の円周方向に平行な面」における｛１１１｝面の集積度と工具寿命との関係を示す図である。
図４は、鋼管横断面の減面率および鋼管の肉厚減少率が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を示す図である。図中「○」は｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を、「×」は上記以外（つまり、｛２１１｝面の集積度が１．５未満）であった場合を示す。
図５は、熱処理温度（加熱温度）および保持時間が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を示す図である。図中「○」は｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を、「×」は上記以外（つまり、｛２１１｝面の集積度が１．５未満）であった場合を示す。
図６は、超硬チップのコーティング層のビッカース硬さと工具寿命との関係を示す図である。

以下、本発明の内容を鋼管の化学組成、集合組織、常温衝撃値、製造方法および切削チップに区分して説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼管の化学組成
Ｃ：０．６〜１．１％
焼入れと低温での焼戻しによる熱処理を行って軸受用鋼材（軸受要素部品）に所望の機械的性質を付与するが、Ｃの含有量が０．６％未満では前記焼入れ・焼戻し後の硬さが低くなり、軸受要素部品に要求されるロックウェルＣ硬さで５８以上という所望の硬さが得られない。一方、Ｃの含有量が１．１％を超えると、鋼の溶融開始温度が低下して、熱間製管時に割れや疵が多発する。したがって、Ｃの含有量を０．６〜１．１％とした。

Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、転動疲労寿命を高めるのに有効な元素であり、さらに脱酸剤として必要な元素でもある。Ｓｉには鋼の焼入れ性を高める作用もある。しかし、その含有量が０．１％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、熱間圧延後や球状化焼鈍後に脱スケールするために長時間を要するので生産性の大幅な低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜１．５％とした。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させると同時に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｍｎを０．２％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えるとＭｎだけではなくＣの中心偏析が生じるようになり、特に、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、ＭｎおよびＣの中心偏析が顕著になって鋼の溶融開始温度が低下し、熱間製管時に割れや疵が多発する。したがって、Ｍｎ含有量を０．２〜１．５％とした。さらに、Ｍｎの含有量は０．２〜１．０％とするのが望ましい。

Ｃｒ：０．２〜２．０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。また、Ｃｒはセメンタイト中に濃化しやすい元素であり、濃化してセメンタイトを硬化するので被削性を高める作用も有する。しかし、Ｃｒの含有量が０．２％未満では前記の効果が得難い。一方、その含有量が１．６％を超えると、ＣｒだけではなくＣの中心偏析が生じるようになり、特に２．０％を超えると、ＣｒおよびＣの中心偏析が顕著になって鋼の溶融開始温度が低下し、熱間製管時に割れや疵が多発する。したがって、Ｃｒ含有量を０．２〜２．０％とした。

Ｓ：０．００３〜０．０２０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削時にＭｎＳが潤滑作用を発揮して工具寿命を向上させる。この効果を発揮させるためには、Ｓを０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｓの含有量が０．０２０％を超えると、鋼の溶融開始温度が低下して、熱間製管時に割れや疵が多発する。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０２０％とした。

Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、強力な脱酸作用を有するため、鋼中の酸素量を低減するのに有効な元素である。この効果を得るには、Ａｌの含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ａｌは非金属系介在物を形成し、転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．０５％を超えると、粗大な非金属系介在物を形成しやすくなるので転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５％とした。

Ｍｏ：０〜０．５％
Ｍｏは添加しなくてもよい。添加すれば、焼入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させる作用がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０３％以上の含有量とするのが望ましい。しかし、その含有量が０．５％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎて熱間圧延後、つまり熱間での製管後にマルテンサイトが生成しやすくなり、割れの発生要因となる。
したがって、本発明の「第１の鋼管」ではＭｏの含有量を０〜０．５％とし、本発明の「第２の鋼管」ではＭｏの含有量を０．０３〜０．５％とした。

本発明においては、不純物元素としてのＴｉ、Ｐ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．００３％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくすることが望ましく、０．００２％以下とすることがより望ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、粒界に偏析し、粒界近傍の融点を低下させる。特に、その含有量が０．０２％を超えると、粒界近傍の融点の低下が大きくなり、熱間製管時に割れや疵が多発する。したがって、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。より望ましいＰの含有量は０．０１％以下である。

Ｎ：０．０１２％以下
Ｎは、ＴｉやＡｌと結合してＴｉＮやＡｌＮを形成しやすく、Ｎ含有量が多くなり粗大なＴｉＮやＡｌＮが形成されると、転動疲労寿命が低下する。特に、その含有量が０．０１２％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１２％以下とした。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、転動疲労寿命を低下させる。特に、その含有量が０．００１５％を超えると、転動疲労寿命の低下が著しくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。不純物元素としてのＯの含有量は、できる限り少なくすることが好適であり、０．００１０％以下とするのが望ましい。

本発明が対象とする軸受要素部品用鋼管は、上記以外の化学成分に関し、最終製品において要求される特性の確保が可能であり、優れた被削性を有する鋼管を得ることができる成分範囲として、例えば、前記以外の元素として、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％、Ｃａ：０．００３％以下およびＭｇ：０．００３％以下を含有するものであってもよい。

（Ｂ）集合組織
鋼管の円周方向に平行な面における｛２１１｝面の集積度と切削工具の寿命は相関し、前記の円周方向に平行な面における｛２１１｝面の集積度が１．５以上になると、良好な切削工具寿命が得られる。

後述の実施例で詳しく述べるように、本発明者らは、種々の化学組成を有する鋼管を長さ２０ｍｍに輪切りにし、次いで、長手方向に平行な面で半割りし、さらに矯正して平らとした試料を作製した。そして、その試料の面のうち鋼管の外面を構成していた面を表面から約０．５ｍｍ研磨して鏡面仕上げし、得られた面、つまり、「鋼管の円周方向に平行な面」を通常のＸ線回折法によって測定し、（２００）極点図および（１１０）極点図を作成して、集合組織の面方位を測定した。

その結果、集合組織としては、｛２１１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜２１１＞、およびランダムなものがあった。そこで、｛２１１｝面または｛１１１｝面に対して、前記「本Ｘ線回折法」により反射積分強度を測定し、前記の標準試料におけるそれぞれの面の反射積分強度を１として、反射積分強度比を求めた。この反射積分強度比がその面の集積度である。

また、鋼管を下記（ｉ）のチップを用いて、（ｉｉ）の切削条件で外径に角溝入れを施す切削試験を行い、工具寿命を測定した。このとき、チップの逃げ面摩耗量が１００μｍ以上になったり、チップの刃先に欠けが生じた場合のパス回数を「工具寿命」と判定した。

（ｉ）チップ：母材材質は超硬Ｋ１０種グレードとし、逃げ面のみにＴｉＮコーティング（コーティング層のビッカース硬さは２２００）を実施し、１０°のすくい角、２．０ｍｍの溝入れ幅および０．１ｍｍのコーナーＲを設けた。

（ｉｉ）切削条件：周速１２０ｍ／分、送り０．０５０ｍｍ／回転、溝入れ深さ１．２ｍｍで、この切削を１パスとする繰返し切削を行った。

図２は、「鋼管の円周方向に平行な面」における｛２１１｝面の集積度と工具寿命との関係の一例を示す図である。図２に示す関係から、本発明の「第１の鋼管」では、鋼管の円周方向に平行な面において｛２１１｝面の集積度を１．５以上とした。さらに、上記｛２１１｝面の集積度は２．０以上にするのが望ましい。

上記｛２１１｝面の集積度の上限は特に規定しないが、工業的な量産を前提とする場合には、４．０以上にするにはコストが嵩む。このため、上記｛２１１｝面の集積度は４．０未満とするのが望ましい。
また、本発明の「第１の鋼管」では、｛２１１｝集合組織における軸方位は特に規定しないが、｛２１１｝＜１１０＞方位が発達していることが望ましい。

（Ｃ）常温衝撃値
切削は一種の破壊であることから、本発明の「第１の鋼管」のように、結晶面の集合組織を発達させ、結晶面の方位をある一定の方位に揃えることが切削性を確保するのに有効である。すなわち、結晶面の方位を揃えることにより、その方位がランダムな場合に比べ、特定方位の結晶面の切断だけとなり、切削性が改善される。

この場合に、鋼管の脆さが切削性にさらに有利に作用することから、脆さの指標である衝撃値を規定するのが望ましい。そこで、本発明の「第３の鋼管」では、さらに切削性を確保するため、鋼管の円周方向に平行な面で｛２１１｝面の集合組織を発達させるのに加え、鋼管長手方向の常温衝撃値を１０Ｊ／ｃｍ２以下と規定した。

（Ｄ）製造方法
被削性に優れた軸受要素部品用鋼管を得るためには、前記（Ｂ）で述べたように、鋼管の円周方向に平行な面において、｛２１１｝面の集積度を１．５以上にする必要がある。

鋼管の円周方向に平行な面において、｛２１１｝面の集積度を１．５以上とするには、例えば、熱間圧延後に球状化焼鈍を施し、その後さらに鋼管横断面の減面率が５０〜８０％で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０〜７０％の冷間加工を施し、その後、６８０℃〜Ａ１点の温度域に加熱して５〜４０分保持すればよい。

ここで、Ａ₁点は、式中の各元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として、Ａ₁点（℃）＝７２３＋２９Ｓｉ−１１Ｍｎ＋１７Ｃｒの式で表される値をいうことは既に述べたとおりである。

熱間圧延後に軟化を目的とする球状化焼鈍を施すが、この球状化焼鈍は通常の方法で行えばよい。後述の実施例で詳しく述べるように、本発明者らは、熱間圧延した後、通常の方法で球状化焼鈍し、さらに種々の条件で冷間加工と熱処理を施した種々の化学組成を有する鋼管を用いて、前記（Ｂ）に記載の方法で集合組織について調査した。

図４および図５は、その調査結果の一例を整理したものである。
図４は、鋼管横断面の減面率および鋼管の肉厚減少率が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を示す図である。具体的には、化学組成が前記（Ａ）で述べた規定を満たす鋼管を熱間圧延した後、通常の方法で球状化焼鈍し、さらに種々の条件で冷間加工し、上記６８０℃〜Ａ₁点の温度域に加熱し５〜４０分保持した場合における、冷間加工条件として鋼管横断面の減面率および鋼管の肉厚減少率が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を整理している。

同図中の「○」は｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を、「×」は上記以外（つまり、｛２１１｝面の集積度が１．５未満）であった場合を示す。なお、同図中では、｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を｛２１１｝１．５以上と記載した。

上記図４から、｛２１１｝面の集積度を１．５以上とするには、球状化焼鈍後の冷間加工の条件として、鋼管横断面の減面率（断面積減少率）が５０％以上で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０％以上とすればよいことが明らかである。

しかし、冷間加工前に対する鋼管横断面の減面率が８０％を超える場合や、冷間加工による鋼管の肉厚減少率が７０％を超える場合には、冷間加工の生産性が低下するため、鋼管横断面の減面率および鋼管の肉厚減少率の上限をそれぞれ８０％と７０％とするのが望ましい。

図５は、熱処理温度（加熱温度）および保持時間が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を示す図である。具体的には、化学組成が前記（Ａ）で述べた規定を満たす鋼管を熱間圧延した後、通常の方法で球状化焼鈍し、その後前記の鋼管横断面の減面率が５０〜８０％で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０〜７０％の冷間加工を施し、さらに種々の条件で熱処理した場合の熱処理条件、つまり、熱処理温度（加熱温度）および保持時間が｛２１１｝集合組織の発達に及ぼす影響を整理している。

同図中の「○」は｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を、「×」は上記以外（つまり、｛２１１｝面の集積度が１．５未満）であった場合を示す。ここで、熱処理温度が７４０〜７８０℃で保持時間が１０〜２０分の場合の「○」および「×」の上に記載した数字はＡ１点（℃）である。なお、同図中でも、｛２１１｝面の集積度として１．５以上が得られた場合を｛２１１｝１．５以上と記載した。

上記図５から、｛２１１｝面の集積度を１．５以上とするには、前記条件で冷間加工した後で、６８０℃〜Ａ１点の温度域に加熱して５〜４０分保持すればよいことが分かる。

したがって、本発明の製造方法では、熱間圧延後に球状化焼鈍を施し、さらに鋼管横断面の減面率が５０〜８０％で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０〜７０％の冷間加工を施し、その後、６８０℃〜Ａ１点の温度域に加熱して５〜４０分保持することとした。

（Ｅ）切削チップ
後述の実施例で詳しく述べるように、本発明者らは、化学組成が前記（Ａ）の規定を満たす鋼を熱間圧延し、その後、通常の方法で球状化焼鈍、並びに前記（Ｄ）で述べた条件を満たす冷間加工および熱処理を施して得た鋼管について、前記（Ｂ）で記載した方法で集合組織について調査した。

さらに、このようにして得られた鋼管について、前記（Ｂ）で述べた「チップ」のコーティング層のみを変えて、前記（Ｂ）と同じ「切削条件」で外径に角溝入れを施す切削試験を行い、工具寿命を測定した。

上記「チップ」の逃げ面のみに施したコーティング層の種類は、「ＴｉＮ」、「ＴｉＡｌＮ」および「ＴｉＮとＡｌＮを２．５ｎｍ周期で多層に積層したもの」の３種類とし、コーティング層のビッカース硬さはそれぞれ２２００、３１００および３９００である。

図６は、超硬チップのコーティング層のビッカース硬さと工具寿命との関係を示す図である。図６から、工具寿命を延長するには、コーティング層のビッカース硬さが３０００以上である超硬チップを用いて切削すればよいことが分かる。

したがって、本発明の切削方法では、コーティング層のビッカース硬さが３０００以上である超硬チップを用いて切削することとした。さらに、コーティング層のビッカース硬さが３８００以上の場合には、工具寿命が一層大きく改善される。このため、コーティング層のビッカース硬さが３８００以上の超硬チップを用いて切削するのがより望ましい。
一方、コーティング層のビッカース硬さの上限については特に規定しないが、ビッカース硬さ４５００以上のコーティング層を形成するにはコストが嵩む。このため、コーティング層のビッカース硬さは４５００未満であることが望ましい。

以下、本発明の効果を実施例１〜３に基づいて、具体的に説明する。

表１および表２に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｃおよび鋼Ｅ〜Ｔを１８０ｋｇ真空炉を用いて溶製した。また、表１に示す化学組成を有する鋼Ｄを７０トン転炉で溶製した。

上記表１および表２における鋼Ｂ〜Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｈ、鋼Ｋおよび鋼Ｍは、化学組成が本発明で規定する含有量の範囲内にある本発明例の鋼である。一方、鋼Ａ、鋼Ｅ、鋼Ｇ、鋼Ｉ、鋼Ｊ、鋼Ｌおよび鋼Ｎ〜Ｔは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。

次いで、１８０ｋｇ溶製した上記の鋼Ａ〜Ｃおよび鋼Ｅ〜Ｔの各鋼塊を、通常の方法で熱間鍛造し、直径が６０ｍｍの丸棒を得た。一方、７０トン転炉で溶製した鋼Ｄは、その鋼塊を通常の方法で分塊圧延と熱間鍛造を施して直径１７８ｍｍのビレットにし、さらにそのビレットを、通常の方法で熱間鍛造して直径が６０ｍｍの丸棒を得た。

各鋼について、得られた直径６０ｍｍの丸棒から長さが３００ｍｍの試験材を切り出し、各条件で球状化焼鈍を施した。球状化焼鈍の条件として、Ｃｒの含有量が０．８％以上の鋼については７８０℃で４時間加熱し、一方、Ｃｒの含有量が０．８％未満の鋼については７６０℃で４時間加熱し、いずれも４時間加熱後、１０℃／時の冷却速度で６６０℃まで冷却し、その後は大気中放冷した。

上記の球状化焼鈍を施した丸棒から、直径が５８ｍｍで厚さが５．２ｍｍの試験片を機械加工により切り出し、８２０℃に加熱して３０分保持した後、油焼入れ、さらに、１６０℃で１時間の焼戻し処理を施した。

上記の焼入れ−焼戻し処理を施した試験片（直径５８ｍｍ、厚さ５．２ｍｍ）を鏡面研磨した後、軸受鋼の性能として最も重要な特性の１つである転動疲労試験を行った。転動疲労試験の条件は次の（ｉ）〜（ｖ）とした。

（ｉ）試験機：森式スラスト型転動疲労試験機
（ｉｉ）最大面圧：５０００ＭＰａ
（ｉｉｉ）試験片回転数：１８００回／分
（ｉｖ）潤滑油：＃６８タービン油
（ｖ）試験片数：各１０個
１０個の各試験片の転動疲労試験結果を、縦軸に累積破損確率、横軸に転動疲労寿命をとったワイブル確率紙にプロットし、それに対する線形近似直線を引いて、累積頻度破損確率が１０％になる転動疲労寿命（Ｌ₁₀寿命）を求めた。Ｌ₁₀寿命の目標は１×１０⁷以上とし、Ｌ₁₀寿命が１×１０⁷未満の鋼は転動疲労寿命が不十分と判断して、後述の各試験は行わなかった。

表３に、転動疲労試験結果を示す。

表３の結果から、Ｃ含有量が本発明で規定する値を下回る鋼Ａを用いた試験番号１、並びに、Ａｌ、Ｔｉ、ＮおよびＯの各含有量がそれぞれ本発明で規定する値を超える鋼Ｎ、鋼Ｏ、鋼Ｓおよび鋼Ｔを用いた試験番号１４、試験番号１５、試験番号１９および試験番号２０は、いずれもＬ₁₀寿命が１×１０⁷に達しておらず、転動疲労特性に劣ることが明らかである。

次に、上記の転動疲労試験で目標とする１×１０⁷以上のＬ₁₀寿命が得られた鋼について、熱間鍛造したままの直径６０ｍｍの丸棒を１２００℃で２０分加熱した後、仕上げ温度を８５０〜９５０℃として、外径が３９．１ｍｍで肉厚が５．９０ｍｍに熱間製管した。なお、熱間製管後は大気中で放冷した。

鋼管の内面は、熱間製管時の加工発熱により温度が上昇し部分的に融点を超え、それが原因で疵が発生しやすくなる。このため、上記のようにして得た直径が３９．１ｍｍで肉厚が５．９０ｍｍの鋼管の内面を目視によって疵検査した。さらに、鋼管の内外面における割れ発生の有無も目視で観察した。

表４に鋼管の内面における疵および鋼管の内外面における割れ発生の有無の調査結果を示す。

次頁に示す表４の結果から、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＰおよびＳの各含有量がそれぞれ本発明で規定する値を上回る鋼Ｅ、鋼Ｉ、鋼Ｊ、鋼Ｐおよび鋼Ｒを用いた試験番号２４、試験番号２８、試験番号２９、試験番号３３および試験番号３５は、いずれも鋼管の内面に部分的な溶融に起因すると思われる疵が存在し、表面性状に劣ることが分かる。疵が存在すると、手入れにコストが嵩み量産への適用は難しく、したがって、上記の各鋼については、以後の試験は行わなかった。

また、Ｍｏ含有量が本発明で規定する値を上回る鋼Ｌを用いた試験番号３１は、マルテンサイトが生成したために延性が極めて低下し、割れの発生が認められた。このため、鋼Ｌについても、以後の試験を中止した。

次いで、鋼管の内面における疵および鋼管の内外面における割れの発生が認められなかった鋼Ｂ〜Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｇ、鋼Ｈ、鋼Ｋ、鋼Ｍおよび鋼Ｑを素材とする鋼管に通常の方法で酸洗による脱スケール処理を施し、スケール残存の状況を調査した。前記の表４には、スケール残存の状況も併記した。

表４に示すように、Ｓｉ含有量が本発明で規定する値を上回る鋼Ｇを用いた試験番号２６の場合に、酸洗処理でスケールが完全には除去されずに残存していた。

スケールが残存していると、冷間加工後の表面肌が不良となると同時に、冷間加工用工具の寿命も短くなる。このため、鋼Ｇについても、以後の試験は行わなかった。

次に、１×１０⁷以上のＬ₁₀寿命が得られ、鋼管の内面における疵および鋼管の内外面における割れの発生も認められず、しかも、通常の酸洗による脱スケール処理でスケールの残存がなかった鋼Ｂ〜Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｈ、鋼Ｋ、鋼Ｍおよび鋼Ｑについて、熱間鍛造したままの直径６０ｍｍの丸棒を１２００℃で２０分加熱した後、仕上げ温度を８５０〜９５０℃として、外径が３７．０〜５２．０ｍｍで肉厚が３．８０〜７．４０ｍｍに熱間製管した。熱間製管後は、鋼管は大気中で放冷した。

上記のようにして得た各鋼管に球状化焼鈍を施した後、通常の方法で酸洗による脱スケール処理を行い、次いで、冷間抽伸又はコールドピルガーによる冷間圧延を行って、外径が３０．０ｍｍで肉厚が３．０ｍｍの鋼管とした。

上記の球状化焼鈍は、Ｃｒの含有量が０．８％以上の鋼については７８０℃で４時間加熱し、Ｃｒの含有量が０．８％未満の鋼については７６０℃で４時間加熱し、いずれも加熱後１０℃／時の冷却速度で６６０℃まで冷却し、大気中放冷した。

冷間抽伸またはコールドピルガーによる冷間圧延を行った鋼管に、通常の方法で６５０〜７８０℃で３〜５０分保持する熱処理を施して、集合組織を測定するとともに切削試験を行った。

表５〜７に上記の熱間製管した鋼管の寸法、冷間加工の条件および熱処理条件の詳細を示す。なお、同表中において、｛２１１｝面の集積度を｛２１１｝集積度、｛１１１｝面の集積度を｛１１１｝集積度と記載した。

鋼管の集合組織は、以下の要領で測定した。すなわち、熱処理後の鋼管を長さ２０ｍｍに輪切りにし、次いで、長手方向に平行な面で半割りし、さらに矯正して平らとした試料（図１参照）を用い、その試料の面のうち鋼管の外面を構成する面を表面から約０．５ｍｍ研磨して鏡面仕上げし、その面、つまり、「鋼管の円周方向に平行な面」を通常のＸ線回折法によって測定し、（２００）極点図および（１１０）極点図を作成して、集合組織の面方位を決定した。

決定した面方位について、前記「本Ｘ線回折法」により反射積分強度を測定し、「標準試料」の同じ面方位の反射積分強度で除したものを、対象とする面の集積度とした。

前述の通り、「標準試料」とは、表１に示す鋼Ｄの直径６０ｍｍの熱間鍛造材を１２００℃で３０分加熱し室温まで大気中放冷した後、さらに、７８０℃で４時間加熱して１０℃／時の冷却速度で６６０℃まで冷却し、その後室温まで大気中で放冷した後、丸棒の横断面が測定面となるように切断、研磨した試料を指す。

また、熱処理後の鋼管を下記（ｉ）のチップを用いて、（ｉｉ）の切削条件で外径に角溝入れを施す切削試験を行い、工具寿命を測定した。このとき、チップの逃げ面摩耗量が１００μｍ以上になったり、チップの刃先に欠けが生じた場合を「工具寿命」と判定した。なお、工具寿命の目標はパス回数で２０００回以上とした。

前記表５〜７に、上記の集合組織と工具寿命を併せて示す。また、図２および図３に集積度と工具寿命との関係をそれぞれ示す。

図２は、前述の通り、「鋼管の円周方向に平行な面」における｛２１１｝面の集積度と工具寿命との関係の一例を示す図である。さらに、図３は「鋼管の円周方向に平行な面」における｛１１１｝面の集積度と工具寿命との関係を示す図である。

前記表５〜７の結果から、本発明で規定する条件を満たす試験番号の場合には、切削試験における工具寿命が２０００パス以上で、被削性が良好なことが分かる。これに対し、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合には、切削試験における工具寿命は２０００パス未満で、被削性に劣っている。

実施例１の試験番号４７および試験番号５９と同様にして、熱処理後の鋼管を得た。すなわち、外径が４５．０ｍｍで肉厚が４．５１ｍｍに熱間製管した鋼管に前記の球状化焼鈍、酸洗による脱スケール処理し、コールドピルガーによる冷間圧延で、外径が３０．０ｍｍで肉厚が３．０ｍｍに加工した後、７００℃で３０分保持する熱処理を施した鋼Ｄの鋼管および鋼Ｈの鋼管を得た。これらの鋼管に前記実施例１で述べた「チップ」のコーティング層のみを変えて、実施例１と同じ「切削条件」で外径に角溝入れを施す切削試験を行い、工具寿命を測定した。

上記「チップ」の逃げ面のみに施したコーティング層の種類は、「ＴｉＡｌＮ」および「ＴｉＮとＡｌＮを２．５ｎｍ周期で多層に積層したもの」の２種類であり、コーティング層のビッカース硬さは３１００および３９００である。

表８および図６に、被削性試験における工具寿命を示す。なお、表８および図６には、前記実施例１における試験番号４７および試験番号５９の結果、すなわち、逃げ面のみにＴｉＮコーティングを施したチップで切削した場合の工具寿命も併せて示した。前述の通り、表８における｛２１１｝集積度および｛１１１｝集積度とは、｛２１１｝面の集積度および｛１１１｝面の集積度を指す。

次頁の表８および前記図６に示す結果から、コーティング層のビッカース硬さが３０００以上の場合、工具寿命が大きく改善できることが分かる。

表９に示す化学組成を有する鋼を溶製し、これを用いた継目無鋼管をマンネスマン法により冷間加工用の素管を製造し、球状化焼鈍を施した後、冷間加工を行った。冷間加工後、熱処理を施さずに曲がり矯正を実施し、または熱処理を施して曲がり矯正を実施した鋼管を製造した。得られた鋼管を用いて切削試験を行い、工具寿命を測定した。

熱間製管ではマンネスマンマンドレルミルを用いて、外径が６０ｍｍで肉厚が７．０ｍｍの鋼管を製管し、熱間製管後は大気中で放冷した。得られた各鋼管に球状化焼鈍を施した後、通常の方法で酸洗による脱スケール処理および表面処理を行い、次いで減面率２９％で冷間抽伸を行い、外径が５０ｍｍで肉厚が６．０ｍｍの鋼管とした。

冷間加工後には、熱処理を施さずに曲がり矯正を実施し、または熱処理を施して曲がり矯正を実施した。熱処理を施す場合には、軟化焼鈍の条件は加熱温度が６４０℃で保持時間を１０分とした。また、曲がり矯正は２−２−２−１対向型ロール矯正機を用いた。

実施例１と同様に、矯正後の鋼管を下記（ｉ）のチップを用いて、（ｉｉ）の切削条件で外径に角溝入れを施す切削試験を行い、工具寿命を測定した。このとき、チップの逃げ面摩耗量が１００μｍ以上になったり、チップの刃先に欠けが生じた場合を「工具寿命」と判定した。なお、工具寿命の目標はパス回数で２０００回以上とした。

さらに、矯正後の各鋼管からシャルピー衝撃試験片（１０ｍｍ×２．５ｍｍ）を採取し、Ｌ方向（鋼管長手方向）の２ｍｍＶノッチを加工して、常温衝撃値を測定した。同時に、実施例１の条件で集合組織を測定し、表１０にこれらの測定結果を示す。

表１０に示す結果から、Ｌ方向（鋼管長手方向）の常温衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下と低い場合（試験番号７７）には、工具寿命が大きく改善でき、一層、切削性が向上することが分かる。

本発明の軸受要素部品用鋼管によれば、特定成分を限定するとともに｛２１１｝面の集積度、さらに鋼管長手方向の常温衝撃値を規定することによって、快削元素を特別に含有させることなく、且つ球状化処理での焼鈍時間も従来と同様とし生産性の低下をきたすこともなく、被削性に優れ、さらに、転動疲労寿命も長い軸受要素部品の素材を提供することができる。したがって、本発明の製造方法や切削方法を適用することによって、レース、コロおよびシャフトなどの軸受要素部品を低廉な製造コストで、かつ効率的に製造できる。これにより、本発明は、各種の産業機械や自動車などに使用される軸受用として、広い分野で適用することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％およびＭｏ：０〜０．５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００３％以下、Ｐは０．０２％以下、Ｎは０．０１２％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％以下の鋼管であって、その円周方向に平行な面において、｛２１１｝面の集積度が１．５以上であることを特徴とする軸受要素部品用鋼管。
Ｍｏの含有量が０．０３〜０．５％である請求項１に記載の軸受要素部品用鋼管。
鋼管長手方向の常温衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下である請求項１または２に記載の軸受要素部品用鋼管。
熱間圧延後に球状化焼鈍を施し、その後さらに鋼管横断面の減面率が５０〜８０％で、且つ鋼管の肉厚減少率が３０〜７０％の冷間加工を施し、その後、６８０℃〜Ａ₁点の温度域に加熱して５〜４０分保持することを特徴とする請求項１または３に記載の軸受要素部品用鋼管の製造方法。
ここで、Ａ₁点は、式中の各元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として下記式で表される値をいう。
Ａ₁点（℃）＝７２３＋２９Ｓｉ−１１Ｍｎ＋１７Ｃｒ
請求項１〜３のいずれかに記載の軸受要素部品用鋼管の切削方法であって、コーティング層のビッカース硬さが３０００以上である超硬チップを用いて切削することを特徴とする軸受要素部品用鋼管の切削方法。