JP4283643B2 - 耐食性に優れた軸受鋼及び軸受部品 - Google Patents
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Description
この発明は軸受鋼及び軸受部品に関し、特に圧延機用，火力及び水力発電機用等の大型軸受部品用として好適な耐食性及び面疲労強度，転動疲労寿命に優れた軸受鋼及び軸受部品に関する。
これまで大型軸受部品用の軸受鋼としてJIS SCr，JIS SCM，JIS SNCMに代表される肌焼鋼の浸炭処理材が用いられて来た。
しかしながら近年、軸受部品の長寿命化の要求がますます高まって来ており、そのような事情の下でSi，Ni，Mo等の合金元素の添加による転動疲労強度の向上が図られて来た。
しかしながら近年、軸受部品の長寿命化の要求がますます高まって来ており、そのような事情の下でSi，Ni，Mo等の合金元素の添加による転動疲労強度の向上が図られて来た。
例えば下記特許文献１にJIS SNCM 815ベースでSi，Niを適正添加した大型軸受部品用の軸受鋼が開示されている。
ところで例えば圧延機に用いる軸受部品の場合、圧延機によっては圧延水の浸入による置き錆が発生する場合があり、この置き錆起因により転動疲労寿命が低下する問題がある。
このため、大型軸受部品に適用可能なより耐食性に優れた軸受鋼の開発が新たに求められている。
このため、大型軸受部品に適用可能なより耐食性に優れた軸受鋼の開発が新たに求められている。
他方、通常の浸炭処理に対して浸炭窒化処理が、窒化により耐熱性が向上し、また残留オーステナイトの安定性により耐異物転動疲労強度（ゴミ混入環境下での転動疲労強度）が向上するなど、その有効性が明らかとなっており、従って浸炭窒化性に優れた軸受鋼の開発も求められている。
本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、耐食性に優れるとともに面疲労強度及び転動疲労寿命に優れ、浸炭窒化性にも優れた、特に大型軸受部品として好適な軸受鋼及び軸受部品を提供することを目的とする。
而して請求項１の軸受鋼は、質量％で、C ：0.10〜0.35％，Si：0.31％以下，Mn：0.2〜1.5％，P ：≦0.03％，S ：≦0.03％，Ni：1.0〜3.5％，Cr：1.0〜1.96％，Mo：0.03〜2.5％，Al：0.005〜0.050％，Ti：≦0.003％，O ：≦0.0015％，N ：≦0.025％残部Fe及び不可避的不純物から成り、浸炭窒化処理後において表面C濃度が0.7％以上，炭化物が15面積％以下であり且つ長径と短径との比で表されるアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物が0.1面積％以下であることを特徴とする。
請求項２の軸受鋼は、質量％で、C ：0.10〜0.35％，Si：0.31％以下，Mn：0.2〜1.5％，P ：≦0.03％，S ：≦0.03％，Ni：1.0〜3.5％，Cr：1.0〜1.96％，Mo：0.03〜2.5％，Al：0.005〜0.050％，Ti：≦0.003％，O ：≦0.0015％，N ：≦0.025％残部Fe及び不可避的不純物から成り、浸炭処理後において表面C濃度が0.7％以上，炭化物が15面積％以下であり且つ長径と短径との比で表されるアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物が0.1面積％以下であることを特徴とする。
請求項３の軸受鋼は、請求項１または２に記載の軸受鋼において、浸炭又は浸炭窒化処理する前における鋼中に存在する酸化物系介在物の最大径が５０μｍ以下であることを特徴とする。
請求項４は軸受部品に関するもので、この軸受部品は、請求項１ないし３の何れかに記載の軸受鋼を用いた圧延機用の軸受部品であることを特徴とする。
本発明者等は種々の合金元素について検討した結果、耐食性の向上にはSi添加量を低減すること、及びNi及びCrの適正添加が有効であることを見出した。
また耐食性及び転動疲労寿命に関し、浸炭又は浸炭窒化処理後における表面C濃度，炭化物面積率及び棒状炭化物の影響が大きいことが明らかになった。
即ち転動疲労寿命の向上にはある程度以上の表面C濃度が必要であるが、一方においてC濃度が高くなると炭化物面積率が増加することにより耐食性が劣化するのみならず、棒状炭化物の生成によって転動疲労寿命及び衝撃特性が著しく低下することが明らかとなった。
即ち転動疲労寿命の向上にはある程度以上の表面C濃度が必要であるが、一方においてC濃度が高くなると炭化物面積率が増加することにより耐食性が劣化するのみならず、棒状炭化物の生成によって転動疲労寿命及び衝撃特性が著しく低下することが明らかとなった。
ここで棒状炭化物の存在によって転動疲労寿命及び衝撃特性が低下するのは、介在物である棒状炭化物の界面に沿って亀裂が進み或いはその棒状炭化物が亀裂の起点となり易いことによるものと考えられる。
更にはまたこの棒状炭化物の界面に沿って腐食が進行し易く、耐腐食性も低下するものと考えられる。
本発明においては、特にアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の棒状炭化物が生成したときにそれらの特性が劣化することを見出した。
更にはまたこの棒状炭化物の界面に沿って腐食が進行し易く、耐腐食性も低下するものと考えられる。
本発明においては、特にアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の棒状炭化物が生成したときにそれらの特性が劣化することを見出した。
本発明者等はまた、浸炭窒化処理により耐食性，転動疲労寿命ともに向上すること、またその転動疲労寿命の向上にはNi及びMoの適正添加が有効であることを見出した。
本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
本発明においては、浸炭又は浸炭窒化処理する前において、鋼中の酸化物系介在物の大きさを最大径で50μｍ以下としておくことが望ましい。即ち本発明者等は鋼中に存在する酸化物系介在物の大きさを50μｍ以下に低減することにより耐食性が改善することを見出した。
この酸化物系介在物の大きさ保証に、酸溶解抽出したものの細孔電気抵抗法による評価が有効であることも併せて明らかにした。
この酸化物系介在物の大きさ保証に、酸溶解抽出したものの細孔電気抵抗法による評価が有効であることも併せて明らかにした。
また浸炭又は浸炭窒化処理した後、中間焼鈍を行い、その後２次焼入れ・焼戻しすることにより、耐食性と転動疲労寿命を併せて向上させることができることも明らかにした。
即ち本発明においては、酸化物系介在物の最大径が50μｍ以下である鋼を浸炭又は浸炭窒化処理した後、中間焼鈍を行い、その後２次焼入れ・焼戻しした後において、表面C濃度が0.7％以上，炭化物の面積率が15％以下，アスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物が0.1％以下となすようにすることが望ましい。
次に本発明における各化学成分等の限定理由について以下に詳述する。
C ：0.10〜0.35％
Cは軸受として必要な強度を得るとともに、浸炭又は浸炭窒化処理後に十分な表面硬さを確保する上で0.10％以上必要である。但し0.35％より多く含有させると靭性及び被削性が低下するので0.10〜0.35％の範囲とする。
C ：0.10〜0.35％
Cは軸受として必要な強度を得るとともに、浸炭又は浸炭窒化処理後に十分な表面硬さを確保する上で0.10％以上必要である。但し0.35％より多く含有させると靭性及び被削性が低下するので0.10〜0.35％の範囲とする。
Si：0.31％以下
Siは焼入れマルテンサイト組織を緻密なものとし、鋼の靭性や耐疲労特性を向上させる上で有効である。この意味においてSiは本発明において重要な成分であるが、その添加量が過剰になると鋼の耐食性を劣化させる。また靭性及び加工性が劣化する。本発明ではその含有量については0.31％以下とする。
Siは焼入れマルテンサイト組織を緻密なものとし、鋼の靭性や耐疲労特性を向上させる上で有効である。この意味においてSiは本発明において重要な成分であるが、その添加量が過剰になると鋼の耐食性を劣化させる。また靭性及び加工性が劣化する。本発明ではその含有量については0.31％以下とする。
Mn：0.2〜1.5％
Mnは鋼の溶製時における脱酸並びに脱硫元素として作用するとともに、鋼の焼入性を高める上で有効な元素であり、そのために本発明では0.2％以上含有させる。但し1.5％より多く含有させると加工性及び被削性が劣化するので上限を1.5％とする。
Mnは鋼の溶製時における脱酸並びに脱硫元素として作用するとともに、鋼の焼入性を高める上で有効な元素であり、そのために本発明では0.2％以上含有させる。但し1.5％より多く含有させると加工性及び被削性が劣化するので上限を1.5％とする。
P ：≦0.03％
S ：≦0.03％
P，Sは軸受の強度劣化の原因となる。そこで本発明ではP，Sをそれぞれ0.03％以下に規制する。
S ：≦0.03％
P，Sは軸受の強度劣化の原因となる。そこで本発明ではP，Sをそれぞれ0.03％以下に規制する。
Ni：1.0〜3.5％
Niは本発明において重要な成分であって鋼の耐食性を向上する効果が大きい。またNiは鋼の焼入性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であり、そのために本発明では1.0％以上含有させる。但し3.5％より多く含有させると鋼の靭性及び加工性を低下させるので上限を3.5％とする。
Niは本発明において重要な成分であって鋼の耐食性を向上する効果が大きい。またNiは鋼の焼入性及び焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させるのに有効な元素であり、そのために本発明では1.0％以上含有させる。但し3.5％より多く含有させると鋼の靭性及び加工性を低下させるので上限を3.5％とする。
Cr：1.0〜1.96％
Crもまた本発明において重要な成分であって鋼の耐食性を向上する効果が大きい。またCrは鋼の焼入性及び焼入れ・焼戻し後の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素で、そのために本発明では1.0％以上含有させる。但し過剰に含有させると耐食性の向上効果は飽和する一方で、焼入性及び被削性を害するので本発明では上限を1.96％とする。
Crもまた本発明において重要な成分であって鋼の耐食性を向上する効果が大きい。またCrは鋼の焼入性及び焼入れ・焼戻し後の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素で、そのために本発明では1.0％以上含有させる。但し過剰に含有させると耐食性の向上効果は飽和する一方で、焼入性及び被削性を害するので本発明では上限を1.96％とする。
Mo：0.03〜2.5％
Moは鋼の強度を向上させる上で有用な元素であり、そこで本発明では0.03％以上含有させる。但し2.5％より多く含有させると焼入性が低下すると同時に被削性も劣化するので上限を2.5％とする。
Moは鋼の強度を向上させる上で有用な元素であり、そこで本発明では0.03％以上含有させる。但し2.5％より多く含有させると焼入性が低下すると同時に被削性も劣化するので上限を2.5％とする。
Al：0.005〜0.050％
AlはAlNとなって結晶粒を微細化する効果があり、そのため本発明ではAlを0.005％以上含有させる。但し0.050％より多く含有させると鋼の清浄度が低下するとともに、結晶粒の粗大化防止効果が却って低下するため、上限を0.050％とする。
AlはAlNとなって結晶粒を微細化する効果があり、そのため本発明ではAlを0.005％以上含有させる。但し0.050％より多く含有させると鋼の清浄度が低下するとともに、結晶粒の粗大化防止効果が却って低下するため、上限を0.050％とする。
Ti：≦0.003％
Tiは硬質析出物TiNを生成して転動疲労破壊の破壊起点となり、転動疲労寿命低下の原因となる。そこで本発明ではTiの含有量を0.003％以下に規制する。
Tiは硬質析出物TiNを生成して転動疲労破壊の破壊起点となり、転動疲労寿命低下の原因となる。そこで本発明ではTiの含有量を0.003％以下に規制する。
O ：≦0.0015％
Oは鋼の清浄度を低下させ、転動疲労寿命を劣化させる原因となる。そこで本発明ではOの含有量を0.0015％以下に規制する。
Oは鋼の清浄度を低下させ、転動疲労寿命を劣化させる原因となる。そこで本発明ではOの含有量を0.0015％以下に規制する。
N ：≦0.025％
NはAlと結合してAlNを生成し、結晶粒を微細化する働きをする。但し多量に含有させると却って鋼の強度を劣化させる。そこで本発明ではNの含有量の上限を0.025％とする。より望ましい範囲は0.01〜0.02％である。
NはAlと結合してAlNを生成し、結晶粒を微細化する働きをする。但し多量に含有させると却って鋼の強度を劣化させる。そこで本発明ではNの含有量の上限を0.025％とする。より望ましい範囲は0.01〜0.02％である。
表面C濃度
熱処理後の表面C濃度は鋼の強度を確保する上で重要であって、所定の硬さ及び転動疲労寿命を得るためには、0.7％以上の表面C濃度が必要である。
ここで熱処理後の表面C濃度は、熱処理が浸炭窒化処理の場合は0.7〜0.9％未満、浸炭処理の場合は0.9〜1.2％であるのが望ましい。
特に浸炭窒化の場合は、表面C濃度が高くなると炭化物面積率が増加することにより耐食性が劣化するのみならず、棒状炭化物の生成によって転動疲労寿命及び衝撃特性が低下するため、表面C濃度は0.9％未満とするのが望ましい。
熱処理後の表面C濃度は鋼の強度を確保する上で重要であって、所定の硬さ及び転動疲労寿命を得るためには、0.7％以上の表面C濃度が必要である。
ここで熱処理後の表面C濃度は、熱処理が浸炭窒化処理の場合は0.7〜0.9％未満、浸炭処理の場合は0.9〜1.2％であるのが望ましい。
特に浸炭窒化の場合は、表面C濃度が高くなると炭化物面積率が増加することにより耐食性が劣化するのみならず、棒状炭化物の生成によって転動疲労寿命及び衝撃特性が低下するため、表面C濃度は0.9％未満とするのが望ましい。
炭化物
微細炭化物は転動疲労寿命を確保するために必要であるが、炭化物面積率が15％を超えると逆に鋼の強度を低下させる。
特に、合金元素及び熱処理条件が不適切であると、図１に示しているように炭化物の長径と短径との比（アスペクト比）が３以上且つ短径２μｍ以上の棒状炭化物１０が生成するが、このような棒状炭化物１０が0.1％を超えて生成すると、転動疲労寿命及び衝撃特性ともに著しく低下する。
微細炭化物は転動疲労寿命を確保するために必要であるが、炭化物面積率が15％を超えると逆に鋼の強度を低下させる。
特に、合金元素及び熱処理条件が不適切であると、図１に示しているように炭化物の長径と短径との比（アスペクト比）が３以上且つ短径２μｍ以上の棒状炭化物１０が生成するが、このような棒状炭化物１０が0.1％を超えて生成すると、転動疲労寿命及び衝撃特性ともに著しく低下する。
酸化物系介在物
酸化物系介在物は転動疲労の破壊起点となって転動疲労寿命を低下させるとともに、腐食環境下においてはマトリックスとの界面が優先的に腐食するため、大型介在物の存在により耐食性も低下する。
耐食性及び転動疲労寿命に優れた軸受鋼を得るためには酸化物系介在物の最大径を50μｍ以下に制御するのが望ましい。
酸化物系介在物は転動疲労の破壊起点となって転動疲労寿命を低下させるとともに、腐食環境下においてはマトリックスとの界面が優先的に腐食するため、大型介在物の存在により耐食性も低下する。
耐食性及び転動疲労寿命に優れた軸受鋼を得るためには酸化物系介在物の最大径を50μｍ以下に制御するのが望ましい。
熱処理
浸炭或いは浸炭窒化ままでは合金元素添加量が多い場合、鋼のマルテンサイト変態点（Ms点）が低下し、残留オーステナイトが大量に生成し、所定の表面硬さが得られないことがあるため、２次焼入れ・焼戻しを行うのが望ましい。
この際、２次焼入れの前に中間焼鈍を行い、炭化物形態を適正化し、マトリックスの焼入性を高めておくのが良い。また窒素添加は耐食性改善に有効である。
浸炭或いは浸炭窒化ままでは合金元素添加量が多い場合、鋼のマルテンサイト変態点（Ms点）が低下し、残留オーステナイトが大量に生成し、所定の表面硬さが得られないことがあるため、２次焼入れ・焼戻しを行うのが望ましい。
この際、２次焼入れの前に中間焼鈍を行い、炭化物形態を適正化し、マトリックスの焼入性を高めておくのが良い。また窒素添加は耐食性改善に有効である。
以上のような本発明に従って合金成分の添加及び各成分のバランスを図るとともに、浸炭処理又は浸炭窒化処理後における表面C濃度，炭化物面積率及び棒状炭化物を適正化することにより、圧延機や火力及び水力発電機用等の軸受部品に用いた場合においても優れた耐食性を示し、また面疲労強度及び転動疲労寿命に優れ、浸炭窒化性にも優れた軸受鋼及び軸受部品を提供することができる。
次に本発明の実施形態を以下に詳述する。
＜素材＞
表１に示す化学組成の鋼を150kg真空誘導溶解炉で溶製し、1200℃での熱間鍛造で直径32mm及び65mmの丸棒を作製し、900℃で焼ならし処理の後、軟化処理として760℃で球状化焼なまし処理を行い試験用の素材とした。
素材の清浄度評価として酸溶解抽出―細孔電気抵抗法（粒子が細孔を通過する際の電気抵抗の変化により粒子体積を測定する方法）による酸化物系介在物の粒度分布を測定した。
＜素材＞
表１に示す化学組成の鋼を150kg真空誘導溶解炉で溶製し、1200℃での熱間鍛造で直径32mm及び65mmの丸棒を作製し、900℃で焼ならし処理の後、軟化処理として760℃で球状化焼なまし処理を行い試験用の素材とした。
素材の清浄度評価として酸溶解抽出―細孔電気抵抗法（粒子が細孔を通過する際の電気抵抗の変化により粒子体積を測定する方法）による酸化物系介在物の粒度分布を測定した。
素材R/2部よりφ20mmの丸棒を削り出し、これを850℃から焼入れ後、厚さ１mmの薄板を約30ｇ切り出し、酸溶解に供した。
酸溶解による酸化物系介在物抽出は硫酸及び過マンガン酸溶液で行った。
抽出した酸化物系介在物を200ccの電解溶液に分散し、ベックマンコールター社のマルチサイザーを用いて分散溶液500μl中の粒度分布をアパチャー径（孔径）100μｍで測定した。
酸溶解による酸化物系介在物抽出は硫酸及び過マンガン酸溶液で行った。
抽出した酸化物系介在物を200ccの電解溶液に分散し、ベックマンコールター社のマルチサイザーを用いて分散溶液500μl中の粒度分布をアパチャー径（孔径）100μｍで測定した。
表１にこれより求めた酸化物系介在物の最大径を示す。
本発明鋼では何れの鋼でも最大介在物径は50μｍ以下である。
本発明鋼では何れの鋼でも最大介在物径は50μｍ以下である。
＜腐食試験＞
耐食性を評価するため湿潤条件及び隙間腐食での腐食試験を行った。
詳しくは上記素材より直径20mm、長さ36mmの粗加工試験片を削り出した後、浸炭条件としてカーボンポテンシャル1.2％の雰囲気炉内で、960℃で22時間の浸炭処理を行い、860℃から焼入れを行った後、660℃で４時間の中間焼鈍を行い、790℃で２次焼入れ、180℃で焼戻しを行い、円筒表面を研削仕上げし腐食試験に供した。
耐食性を評価するため湿潤条件及び隙間腐食での腐食試験を行った。
詳しくは上記素材より直径20mm、長さ36mmの粗加工試験片を削り出した後、浸炭条件としてカーボンポテンシャル1.2％の雰囲気炉内で、960℃で22時間の浸炭処理を行い、860℃から焼入れを行った後、660℃で４時間の中間焼鈍を行い、790℃で２次焼入れ、180℃で焼戻しを行い、円筒表面を研削仕上げし腐食試験に供した。
また、同様の粗加工試験片を浸炭窒化条件として前述の浸炭処理の後カーボンポテンシャル1.2％、５％アンモニア添加の雰囲気炉内で、850℃で７時間の浸炭窒化処理を行い、同様に中間焼鈍、２次焼入れ後、同上の仕上げを行い試験片とした。
腐食試験は複合サイクル試験機を用い、試験温度49℃±１℃で、相対湿度95％以上で、24時間保持した後、腐食状態を調査した。
また、隙間腐食についてはＶブロック上に試験片を静置し、Ｖブロックと試験片の接点部を隙間腐食条件とした。
腐食試験は複合サイクル試験機を用い、試験温度49℃±１℃で、相対湿度95％以上で、24時間保持した後、腐食状態を調査した。
また、隙間腐食についてはＶブロック上に試験片を静置し、Ｖブロックと試験片の接点部を隙間腐食条件とした。
＜C濃度測定＞
また、同試験片の中央部をミクロカッターで切断し、研磨仕上げ後、EPMAを用いて表層からのC濃度分布を測定し、表面C濃度を求めた。
また、同試験片の中央部をミクロカッターで切断し、研磨仕上げ後、EPMAを用いて表層からのC濃度分布を測定し、表面C濃度を求めた。
＜炭化物測定＞
炭化物測定は同上試験片の中央部をミクロカッターで切断し、研磨仕上げ後、ピクラルにより腐食して炭化物を現出し、SEMを用いて5000倍で、５視野の観察を行い、画像解析により炭化物面積率及び全炭化物について図１に示した長径、短径の測定を行った。
炭化物測定は同上試験片の中央部をミクロカッターで切断し、研磨仕上げ後、ピクラルにより腐食して炭化物を現出し、SEMを用いて5000倍で、５視野の観察を行い、画像解析により炭化物面積率及び全炭化物について図１に示した長径、短径の測定を行った。
＜転動疲労試験＞
軸受部品での転動疲労強度を調査するためにスラスト型転動疲労試験を行った。
素材より外径63mm、内径28.7mm、厚さ９mmのリング状試験片を削り出し粗加工試験片とした。
軸受部品での転動疲労強度を調査するためにスラスト型転動疲労試験を行った。
素材より外径63mm、内径28.7mm、厚さ９mmのリング状試験片を削り出し粗加工試験片とした。
この試験片を熱処理として、浸炭，焼入れ・焼戻し処理を行った。
浸炭条件は腐食試験片と同じである。
熱処理後、片側は0.15mm研磨仕上げを、もう一方の試験面はラッピング仕上げを行い、スラスト型転動疲労試験用の試験片とした。
浸炭条件は腐食試験片と同じである。
熱処理後、片側は0.15mm研磨仕上げを、もう一方の試験面はラッピング仕上げを行い、スラスト型転動疲労試験用の試験片とした。
また、同様の粗加工試験片を浸炭窒化，焼入れ・焼戻し処理を行った。
浸炭窒化条件も腐食試験片と同じである。
熱処理後、同上の研磨仕上げを行い試験片とした。
浸炭窒化条件も腐食試験片と同じである。
熱処理後、同上の研磨仕上げを行い試験片とした。
試験はスラスト型転動疲労試験機を用い、表２に示した試験条件で行った。
異物混入環境下での試験には粒径100〜180μｍに分級された硬度750Hvの高速度鋼ガスアトマイズ粉を用いた。
転動疲労寿命は同一試験条件で16回の繰返し試験を行い、ワイブル確率における累積破損確率が10％となる繰返し数（Ｌ１０）及び同50％となる繰返し数（Ｌ５０）により評価した。
異物混入環境下での試験には粒径100〜180μｍに分級された硬度750Hvの高速度鋼ガスアトマイズ粉を用いた。
転動疲労寿命は同一試験条件で16回の繰返し試験を行い、ワイブル確率における累積破損確率が10％となる繰返し数（Ｌ１０）及び同50％となる繰返し数（Ｌ５０）により評価した。
＜シャルピー衝撃試験＞
軸受部品での靭性を調査するためにシャルピー衝撃試験を行った。
上記素材から削り出しで巾12mm、高さ14mm、長さ55mmで、長さ中央部に深さ1.8mmで曲率半径10mmのノッチを有する粗加工試験片を作製した。
軸受部品での靭性を調査するためにシャルピー衝撃試験を行った。
上記素材から削り出しで巾12mm、高さ14mm、長さ55mmで、長さ中央部に深さ1.8mmで曲率半径10mmのノッチを有する粗加工試験片を作製した。
この試験片を熱処理として、浸炭，焼入れ・焼戻し処理を行った。
浸炭条件はカーボンポテンシャル1.2％の雰囲気炉内で、930℃で４時間の浸炭処理を行い、850℃から焼入れた後、660℃で４時間の中間焼鈍を行い、790℃より２次焼入れ、180℃で焼戻しを行った。
熱処理後、研削加工で巾10mm、高さ10mmでノッチ曲率半径10mm、深さ２mmに仕上げ、シャルピー試験に供した。
浸炭条件はカーボンポテンシャル1.2％の雰囲気炉内で、930℃で４時間の浸炭処理を行い、850℃から焼入れた後、660℃で４時間の中間焼鈍を行い、790℃より２次焼入れ、180℃で焼戻しを行った。
熱処理後、研削加工で巾10mm、高さ10mmでノッチ曲率半径10mm、深さ２mmに仕上げ、シャルピー試験に供した。
また、同様の粗加工試験片を浸炭窒化，焼入れ・焼戻し処理を行った。
浸炭窒化条件は同上の浸炭処理後、カーボンポテンシャル1.2％、５％アンモニア添加の雰囲気炉内で、850℃で５時間の浸炭窒化処理を行った後、同上の中間焼鈍、２次焼入れ・焼戻しを行った。
熱処理後、同上の研削仕上げを行い試験片とした。
試験はシャルピー試験機を用い、常温での試験片破断時の吸収エネルギーを測定した。
浸炭窒化条件は同上の浸炭処理後、カーボンポテンシャル1.2％、５％アンモニア添加の雰囲気炉内で、850℃で５時間の浸炭窒化処理を行った後、同上の中間焼鈍、２次焼入れ・焼戻しを行った。
熱処理後、同上の研削仕上げを行い試験片とした。
試験はシャルピー試験機を用い、常温での試験片破断時の吸収エネルギーを測定した。
＜結果＞
表３に浸炭処理材の試験結果を示す。
表３に浸炭処理材の試験結果を示す。
浸炭処理を施した本発明鋼では表面C濃度は0.9％以上であり、炭化物面積率は15％以下であり、棒状炭化物は0.1％以下である。ここで棒状炭化物とは炭化物の長径と短径の比（アスペクト比）が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物である。
同試験結果から明らかなように、耐食性は湿潤及び隙間腐食ともに本発明鋼が成分組成範囲を満たしていない比較例鋼に比べて優れている。
転動疲労試験結果では、清浄油で本発明鋼は比較例鋼に比べて長寿命となることが分った。また、異物混入条件下では清浄油に比べて１オーダー以上転動疲労寿命が低下するが、本発明鋼は比較例鋼に比べて長寿命である。
シャルピー衝撃値も本発明鋼は比較例鋼に対して同等以上であり、軸受部品としての圧壊強度にも優れることが分った。
次に表４に浸炭窒化処理材の試験結果を示す。
浸炭窒化処理を施した本発明鋼は表面C濃度が0.7％以上であり、炭化物面積率が15％以下であり、且つ棒状炭化物が0.1％以下であることにより、成分組成範囲を満たしていない比較例鋼に比べて耐食性，転動疲労寿命，衝撃値の何れも優れていることが分った。
また、浸炭窒化処理材は浸炭処理材に比べて耐食性が優れること、異物混入条件下での転動疲労寿命が向上することが分った。
また、浸炭窒化処理材は浸炭処理材に比べて耐食性が優れること、異物混入条件下での転動疲労寿命が向上することが分った。
１０ 棒状炭化物
Claims (4)
- 質量％で、
C ：0.10〜0.35％
Si：0.31％以下
Mn：0.2〜1.5％
P ：≦0.03％
S ：≦0.03％
Ni：1.0〜3.5％
Cr：1.0〜1.96％
Mo：0.03〜2.5％
Al：0.005〜0.050％
Ti：≦0.003％
O ：≦0.0015％
N ：≦0.025％
残部Fe及び不可避的不純物から成り、浸炭窒化処理後において表面C濃度が0.7％以上，炭化物が15面積％以下であり且つ長径と短径との比で表されるアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物が0.1面積％以下であることを特徴とする耐食性に優れた軸受鋼。 - 質量％で、
C ：0.10〜0.35％
Si：0.31％以下
Mn：0.2〜1.5％
P ：≦0.03％
S ：≦0.03％
Ni：1.0〜3.5％
Cr：1.0〜1.96％
Mo：0.03〜2.5％
Al：0.005〜0.050％
Ti：≦0.003％
O ：≦0.0015％
N ：≦0.025％
残部Fe及び不可避的不純物から成り、浸炭処理後において表面C濃度が0.7％以上，炭化物が15面積％以下であり且つ長径と短径との比で表されるアスペクト比が３以上且つ短径が２μｍ以上の炭化物が0.1面積％以下であることを特徴とする耐食性に優れた軸受鋼。 - 請求項１または２に記載の軸受鋼において、
浸炭又は浸炭窒化処理する前における鋼中に存在する酸化物系介在物の最大径が５０μｍ以下であることを特徴とする耐食性に優れた軸受鋼。 - 請求項１ないし３の何れかに記載の軸受鋼を用いた圧延機用の軸受部品。
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