JP4781847B2

JP4781847B2 - 転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法

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Publication number: JP4781847B2
Application number: JP2006052688A
Authority: JP
Inventors: 隆岩本; 邦和冨田; 秀途木村; 高明豊岡; 寿人西坂; 将夫後藤; 久原田
Original assignee: JFE Steel Corp; JTEKT Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JTEKT Corp
Priority date: 2006-02-28
Filing date: 2006-02-28
Publication date: 2011-09-28
Anticipated expiration: 2026-02-28
Also published as: US20070199632A1; EP1826286B1; JP2007231332A; EP1826286A2; US20100139819A1; EP1826286A3; US8118953B2

Description

本発明は、例えば、ころ軸受あるいは玉軸受といった転がり軸受や、トロイダル式無段変速機の要素となる、転動疲労寿命の優れた鋼部材、特に軸受使用環境の過酷化に伴って生ずる特有の劣化、すなわち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）に対する遅延特性の優れた鋼部材の製造方法に関する。

自動車並びに産業機械等に用いられる転がり軸受を構成する鋼部材の素材には、従来、ＪＩＳ−ＳＵＪ２に規定されている高炭素クロム軸受鋼が最も多く使用されている。一般に、軸受鋼は、その転動疲労寿命の長いことが重要な性質の１つであり、該転動疲労寿命に影響を与える因子として、鋼中非金属介在物が主と考えられていた。そのため、上記高炭素クロム軸受鋼に対して鋼中酸素量の低減を図り、非金属介在物の量、形状及び大きさを調整することによって、軸受寿命を向上させる方策が一般に採られてきた（例えば特許文献１及び特許文献２参照）。
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。

そこで、本出願人は、上記問題点を解消すべく種々の研究を行ったところ、単に非金属介在物を低減させても、軸受の転動寿命、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対しては大きな効果が得られないケースが多いことから、転動寿命を決めている要因としては、従来一般に論じられてきた「非金属介在物」の存在以外の要因があることを知見するに到った。具体的には、軸受の使用環境が激化するに伴って、軸受の内外輪と転動体との接触時に発生するせん断応力で、接触面の下層部分（表層部）に白色生成物からなるミクロ組織変化層が発生すること、加えて、このミクロ組織変化層は転動回数を増すに連れて次第に成長し、最終的にはこのミクロ組織変化部から疲労剥離が生じ、軸受の寿命を決定することを明らかにした。また、軸受使用環境の過酷化、すなわち高面圧下（小型化）および使用温度の上昇は、これらミクロ組織の変化が発生するまでの転動回数を短縮し、著しい軸受寿命の低下につながることも突き止めた。このように、使用環境の過酷化に伴う軸受寿命の低下を抑制するには、従来技術のような非金属介在物の量等を調整するだけでは不十分であり、ミクロ組織の変化を遅延させる必要があると考えた。

そして、その対策として、Ｃ：0.5〜1.5mass％、Cr：2.5超〜8.0 mass％、Sb：0.001〜0.015 mass％、Ｏ：0.002 mass％以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる軸受鋼を提案すると共に、この軸受鋼に、さらにSi：0.5超〜2.5 mass％、Mn：0.05〜2.0 mass％、Mo：0.05〜0.5 mass％、Al：0.005〜0.07 mass％等を含有させた軸受鋼を開発した（特許文献３参照）。

その結果、高負荷転動疲労時の繰り返し応力負荷に伴うミクロ組織変化の遅延がもたらされ、所謂「Ｂ₅₀高負荷転動疲労寿命（転動疲労寿命試験での累積破損確率50％におけるミクロ組織変化層の白色部が剥離するまでの総負荷回数）」の向上が達成された。

しかしながら、近年の軸受の使用環境は、上記特許文献３の出願当時より厳しくなっているために、さらに転動疲労寿命に優れた鋼材の開発が熱望されている。
そこで、本出願人は、過酷な使用条件の下でも、軸受寿命を一層延長可能な鋼材として、Ｃ：0.7〜1.1mass％、Si：0.5〜2.0mass％、Mn：0.4〜2.5mass％、Cr：1.6〜4.0mass％、Mo：0.1〜0.5mass％未満およびAl：0.010〜0.050mass％を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる成分組成になる焼入れ焼戻しが施された鋼材であって、残留セメンタイトの粒子径が0.05〜1.5μm、旧オーステナイト粒径が30μm以下のミクロ組織を有することを特徴とする転動疲労寿命の優れた鋼材を開発した（特許文献４参照）。

この鋼材によれば、残留セメンタイトの平均粒子径を適性に制御することにより、ミクロ組織変化の遅延およびミクロ組織の剥離に達するまでの応力付加回数の増大を図り、さらに焼入れ焼戻し後のミクロ組織における旧オーステナイト粒径を微細にすることによって、疲労亀裂の進展を抑制して、一層の転動疲労特性の向上を図っている。
しかしながら、この鋼材を実際の軸受の構成部材に適用すると、十分な転動疲労特性を示さない場合があり、さらなる改良を施す必要があった。

特開平１−３０６５４２号公報特開平３−１２６８３９号公報特開平６−２８７６９１号公報特開２００４−３１５８９０号公報

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであり、従来よりも過酷な使用条件の下でも軸受としての寿命を一層延長可能とする、転動疲労寿命の優れた鋼部材の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するため、“ミクロ組織変化の遅延”に着目した研究を重ね、その際に得られた知見に基いて本発明を完成するに到った。
すなわち、本発明の要旨は、次の通りである。

（１）Ｃ：0.7 mass％以上1.1mass％以下、
Si：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Mn：0.4 mass％以上2.5mass％以下、
Cr：1.6 mass％以上5.0mass％以下、
Mo：0.1 mass％以上0.5mass％未満および
Al：0.010 mass％以上0.050mass％以下
を含有し、不純物としてのSbの混入を0.0015mass％未満に抑え、残部Fe及び不可避不純物の成分組成を有する鋼材に熱間加工を行った後、800〜850℃に５時間以上保持し、その後に0.01℃／s以下の速度で700℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、引き続き焼入れ時の加熱温度を800〜950℃として焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。

（２）Ｃ：0.7 mass％以上1.1mass％以下、
Si：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Mn：0.4 mass％以上2.5mass％以下、
Cr：1.6 mass％以上5.0mass％以下、
Mo：0.1 mass％以上0.5mass％未満および
Al：0.010 mass％以上0.050mass％以下
を含有し、不純物としてのSbの混入を0.0015mass％未満に抑え、残部Fe及び不可避不純物の成分組成を有する鋼材に900℃以上で熱間加工を行った後、200℃までの冷却速度を0.5℃／s以下として冷却し、次いで750〜850℃に７時間以上保持した後、0.015℃／s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、その後に焼入れ時の加熱温度を800〜950℃として焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。

（３）前記鋼材が、さらに、
Ni：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Ｖ：0.05 mass％以上1.00mass％以下および
Nb：0.005 mass％以上0.50mass％以下
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。

本発明によれば、高負荷転動環境下におけるミクロ組織の変化遅延がもたらされる結果、所謂Ｂ₅₀に代表される高負荷転動疲労寿命に優れた鋼部材を提供できる。従って、例えば転がり軸受等の構成部材として耐転動疲労が要求される鋼部材の小型化が達成できるばかりでなく、従来に比し高速かつ高負荷の環境で使用可能な鋼部材の提供も可能となる。

以下、発明を導くに到った経緯をまじえ、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
まず、発明者らは、軸受に採用した鋼材の、前記した過酷な転動環境下におけるミクロ組織の劣化について検討したところ、その劣化は、鋼材の硬質な部分への応力集中と、その周辺における炭素（記号：Ｃ）の拡散が主な原因となっていることを知見した。言い換えるならば、使用環境下での鋼材中のＣ拡散を抑制すると、該鋼材のミクロ組織の変化は遅延できるのである。

そこで、この知見を具体化するための方途について引き続き研究を行い、鋼中Ｃの拡散を抑制する方法として、焼入れ時の加熱段階において、鋼素材の金属組織に存在するオーステナイト（以下、記号γで表す）粒を微細化すると共に、焼入れ焼戻し後に残留するセメンタイトの粒子径を0.05〜1.5μmに調整すれば良いことを見出し、本発明を完成させた。

なお、前記したＪＩＳ−ＳＵＪ２に代表される高炭素軸受鋼においては、溶鋼を鋳造して凝固させる際に晶出した粗大な炭化物の影響で、焼入れ焼戻しを施した後の鋼材中に、粒径が５μm以上の「共晶炭化物」と呼ばれる粗大な炭化物が残留することもある。本発明では、こうした粗大炭化物の除去は勿論のことであるが、球状化焼なまし時に生成する球状炭化物もそのサイズの粗大化に伴って応力集中源として作用し、ミクロ組繊の変化を早めることから、その対策を考え、上述した特許文献４に記載した鋼材を既に開発した。

すなわち、特許文献４に記載の技術では、残留セメンタイトの平均粒子径を、基地へのＣの溶出を促進しつつ、残留セメンタイトと基地との界面への応力集中を抑制できる適性範囲、具体的には0.05〜1.5μmに制御することによりミクロ組織変化の遅延を図っている。また、残留セメンタイトの平均粒子径をこの適性範囲にする手法として、球状化焼きなましを750〜850℃に保持した後、0.015℃／s以下の速度で700℃以下まで冷却するという手法を採用している。

そして、本発明者らは、この鋼材を実際の部材へ適用することを試み、熱間鍛造等の熱間加工により部材の形状に加工した後に前記条件にて球状化焼きなましを施し、所望するミクロ組織を得ようとした。その際、表層部については残留セメンタイト平均粒子径が必ずしも0.05〜1.5μmの範囲とはならずに、期待したほどの転動疲労特性が得られないという問題が生じた。さらに、球状化焼きなまし後（焼入れ焼戻し処理前）に切削加工を施して仕上げ加工を施そうとした際に、表層部が硬質で切削性が非常に悪いという問題も発生した。

この原因につき、鋭意検討を行った結果、CrやMoを多量に含有している場合には、熱間加工後に表層部のミクロ組織がベイナイトまたはマルテンサイトとなり、セメンタイトを持たない組織となるため、続く球状化焼きなましを行ってもセメンタイトの成長が十分に進んでいないことがわかった。また、球状化焼きなまし後のセメンタイトの成長が不十分であるため、焼入れ加熱時に母相であるオーステナイト相へのＣの固溶が進行しすぎて、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が多くなりすぎて、転動疲労寿命に悪影響を及ぼしていることがわかった。さらに、熱間加工後に表層部のミクロ組織がベイナイトまたはマルテンサイトとなるため、球状化焼きなまし後に軟化が不十分となり、切削を困難にしていることがわかった。

そして、さらに検討を加えたところ、熱間加工条件を適性化するか、あるいは、球状化焼きなまし条件を適性化することにより、鋼部材表層部のミクロ組織を最適化でき、球状化焼きなまし後の切削性を確保しつつ、焼入れ焼戻し後には優れた転動疲労特性を有する鋼部材を得ることができるという知見を得て、本発明を完成するに到ったのである。

ここで、本発明が対象とする鋼部材とは、転がり軸受を構成する内輪、外輪等の軌道部材や転動体およびトロイダル式無段変速機を構成するディスク、ローラ等があり、一例として、トロイダル式無段変速機の構造を図１に示す。

図１は、トロイダル式無段変速機の一種であるフルトロイダル型無段変速機のバリエータ１部分を示す概略図である。このバリエータ１には、エンジンの出力軸２により回転駆動される入力軸３が設けられており、その両端近傍にはそれぞれ入力ディスク５が支持されている。

各入力ディスク５の一側面には、凹湾曲状の軌道面5bが形成されており、その内周には複数条の溝を切ったスプライン穴5aが形成されている。入力ディスク５は、そのスプライン5aを入力軸３に設けられたスプライン軸3aに結合させることによって、入力軸３に一体回転可能に組み付けられている。さらに、各入力ディスク５は、入力軸３に固定された係止リング５１によって互いに離反する方向への移動が規制されている。

上記入力軸３の軸方向中央部には、出力部材6aと、この出力部材6aにそれぞれ一体回転可能に支持された出力ディスク6bとを備える出力部６が、当該入力軸３に対して相対回転自在に設けられている。入力ディスク５の軌道面5bに対向する出力ディスク6ｂの一側面には、凹湾曲状の軌道面6cが形成されている。また、上記出力部材6aの外周にはチェーン6dと噛み合うスプロケットギヤ6eが形成されており、チェーン6dを介して外部へ動力が取り出されるようになっている。

上記出力ディスク6bは、出力部材6aに対して軸方向への微動が許容された状態で組み込まれており、その背面には隙間6gを設けてバックアップ板6hが配置されている。上記隙間6gはケージング6fおよび図示しないシールによって密封されており、この隙間6gに油圧動力源９から油圧を供給することにより、出力ディスク6bを、対向する入力ディスク５方向へ付勢して、所定の端末負荷が加えられている。

互いに対向する入力ディスク５の軌道面5bと出力ディスク6bの軌道面6cとの間には、トロイド状隙間として構成されており、このトロイド状隙間には、潤滑液（トラクションオイル）が供給され、油膜を介して各軌道面5b，6cと接触して回転する３個の円盤状のローラ７が円周等分に配置されている。なお、軌道面5b，6cとの接触部は、ローラ７の該周面7bである。各ローラ７は、キャリッジ８によって回転自在に、かつ、その回転軸7aが傾動可能に支持されている。キャリッジ８には、図１の紙面と交差する方向に、油圧による駆動力が付与される。

上記バリエータ１において、一対の入力ディスク５が回転すると、油膜のせん断力により、左右各３個のローラ７を介して入力ディスク５から出力ディスク6bへトルクが伝達される。キャリッジ８に支持されたローラ７は、トルクを伝達することによりキャリッジ８に生じるリアクション力と、出力ディスク6bを駆動するのに必要なトルクとのアンバランスを解消すべく、回転軸7aを傾斜させる。これによりローラ７の位置が図の二点鎖線に示すように変化し、両ディスク５および6b間での変速比が連続的に変化する。

このようなトロイダル型無段変速機において、入出力ディスクとローラの転がり接触部は高温（百℃以上）かつ高面圧（最大接触面圧４〜4.5ＧPa以上）に晒され、また入出力ディスクの軌道面は、例えば３個のローラが配置されているときは３点から大きな垂直応力が繰り返し作用するとともに、動力伝達の際に前記トラクションによる大きなせん断応力が繰り返し作用する。よって、入出力ディスクの軌道面は、表面に垂直応力のみが主に作用する通常の転がり軸受の転動面などと比較すると、特有の過酷な接触条件といえる。このため、各ディスクの軌道面には、このような特有の過酷な接触条件下で使用されても、金属接触などに起因する表面起点剥離や組織変化に起因する剥離などが生じない高い疲労強度が必要とされる。

次に、本発明の鋼部材について、その素材の成分組成範囲の限定理由から順に説明する。
Ｃ：0.7 mass％以上1.1mass％以下
Ｃは、鋼の金属組織において基地に固溶するが、マルテンサイト粒を強化し、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬度確保と転動疲労寿命の向上に有効な働きをもたらすには、0.7mass％以上の含有が必要である。しかし、多過ぎると、共晶炭化物に代表される粗大な炭化物の形成を促すと同時に、鋼中のＣ拡散によるミクロ組織変化を助長し、転動疲労寿命を劣化させるため、1.1mass％を上限とする。

Si：0.5 mass％以上2.0mass％以下
Siは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する他、基地に固溶して焼入れ後の焼戻し時に鋼材の強度が低下するのを抑制する。また、転動負荷環境下におけるミクロ組織の変化を遅延するのにも有効な元素である。かような効果を十分に得るためには、0.5mass％以上含有させる。一方、2.0mass％を超える含有は、鋼材の鍛造性および被削性等を大幅に劣化させるため、上限を2.0mass％とする。

Mn：0.4 mass％以上2.5mass％以下
Mnは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、鋼材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て、基地であるマルテンサイトの靭性及び強度を向上させ、転動疲労寿命の向上に有効に作用する。さらに、セメンタイト相を安定化させ、ミクロ組織の変化を遅延させる効果も有する。このような効果を十分に発揮させるには、0.4mass％以上を必要とする。一方、2.5mass％を超える含有は、鋼材の鍛造性、被削性等を大幅に劣化させるので、上限を2.5mass％とする。

Cr：1.6 mass％以上5.0mass％以下
Crは、鋼中のセメンタイト相を安定化させて、Ｃの拡散を抑制すると共に、セメンタイト粒の粗大化を抑制して応力集中を防ぐ作用を有し、転動疲労寿命の向上に有効に作用する元素である。そして、十分な効果を得るには1.6mass％以上の添加を必要とする。一方、５mass％を超える含有は、マルテンサイトヘのＣの固溶量を低下させて焼入れ焼戻し後の硬さを低下させ、転動疲労寿命をかえって劣化させるため、上限を５mass％とする。

Mo：0.1 mass％以上0.5mass％未満
Moは、基地に固溶し、焼入れ後の焼戻し時における鋼材強度の低下を抑制する働きを有する。また、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さ及び転動疲労寿命を向上させる。さらに、炭化物の安定化によりミクロ組織の変化を遅延する作用も有する。しかし、0.1mass％未満の含有では十分な効果が得られず、一方0.5mass％以上添加しても効果が飽和し、コストを上昇するだけになるため、0.1 mass％以上0.5mass％未満の含有とする。

Al：0.010 mass％以上0.050mass％以下
Alは、鋼の溶製時に脱酸剤として必要であると共に、鋼中のＮと結合して焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径を微細化して転動疲労寿命の向上に有効に作用する元素として、積極的に添加する。その際、十分な効果を得るためには、0.010mass％以上の含有が必要であり、一方、0.050mass％を超えて多量に含有すると、鋼中に多数析出するAlＮが却って転動疲労寿命を劣化させるために、0.010〜0.050mass％の含有とする。

Sb：0.0015mass％未満
Sbは、スクラップなどの鉄源から混入しうる元素であるが、熱間でオーステナイト粒界に偏析してその混入により鋼材の熱間加工性、靭性、さらには転動疲労寿命を劣化させる。そのため、鉄源の選択などにより、その混入量を低位に制御する必要がある。通常、0.0010mass％以上の混入で上記の問題が顕著となるが、本発明における焼入れ後の旧オーステナイト粒径が達成されれば、粒界面積の増大により、Sb混入量の許容上限を高めることが可能となる。それでも鋼中への混入は0.0015mass％未満に制御する必要がある。

以上の基本成分に加えて、さらに、Ni：0.5 mass％以上2.0mass％以下、Ｖ：0.05 mass％以上1.00mass％以下およびNb：0.005 mass％以上0.50mass％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することができる。

Ni：0.5 mass％以上2.0mass％以下
Niは、基地に固溶し、焼戻し後の鋼材強度の低下を抑制させるため、必要に応じて添加する。十分な効果を得るには、0.5mass％以上の含有を要する。一方で2.0mass％を超えると、多量の残留オーステナイトが生成する原因となり、焼入れ焼戻し後の強度を低下させるために、2.0mass％を含有量の上限とする。

Ｖ：0.05 mass％以上1.00mass％以下
Ｖは、安定な炭化物を形成し、鋼の硬さを上昇させると共に、ミクロ組織の変化を抑制して転動疲労寿命を向上させる作用を有するので、必要に応じて添加する。その場合、0.05mass％未満では十分な効果を得られず、一方多量の含有は固溶Ｃを低下し、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さを低下するため、1.00mass％の含有を上限とする。

Nb：0.005 mass％以上0.50mass％以下
Nbは、Ｖと同様に安定な炭化物を形成し、鋼材の硬さを上昇させると共に、ミクロ組織の変化を抑制して転動疲労寿命を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有させる。その場合、0.005mass％未満では、十分な効果を得られず、また0.50mass％を超えても効果が飽和するため、0.005〜0.50mass％の含有とする。

次に、鋼部材のミクロ組織について説明する。
さて、転動疲労寿命が要求される鋼部材では、特に表面から５mm深さまでの表層部のミクロ組織が重要となることがわかった。したがって、本発明では、焼入れ焼戻し後の鋼部材の表面から深さ５mmまでの部分について、以下のミクロ組織を満足している必要がある。

まず、焼入れ焼戻し後の鋼部材の表面から深さ５mmまでの部分の鋼組織の、残留セメンタイトの粒子径を0.05〜1.5μmとしたのは、以下の理由である。
前記したＣ量の鋼素材に焼入れ焼戻しを施すと、該鋼素材のミクロ組織中には、一般に焼入れ前に存在するセメンタイトが残留する。そこで、本発明者らは、この残留セメンタイトの分布形態がミクロ組織の変化特性に強く影響を与えることに着目して研究を重ね、残留セメンタイトの平均粒子径が0.05μmを下回ると、セメンタイトの体積に対する表面積の割合が大きくなり、基地へのＣの溶出を促進することを見出した。一方、1.5μmを超える粗大な残留セメンタイトが存在すると、該残留セメンタイトと基地との界面への応力集中が促進され、ミクロ組織の変化及び前記ミクロ組織の剥離に達するまでの応力負荷回数は短縮する。以上の観点から、焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトの粒子径を0.05〜1.5μmに規定すればよいことがわかった。

また、表面から深さ５mmまでの部分の鋼組織の、旧オーステナイト粒径を30μm以下に規定する。その理由は、焼入れ焼戻し後の鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒径を30μm以下とすると、疲労亀裂の結晶粒内の伝播を粒界で止め、それ以上の進展を遅延させることが可能だからである。

さらに、表面から深さ５mmまでの部分の鋼組織の、残留オーステナイト量を体積比で25％未満に規定する。すなわち、残留オーステナイト量が25％以上の残留オーステナイト相は、使用環境下において、体積膨張を伴ってマルテンサイトヘと変態し、部材の寸法を変化させる。この寸法変化により応力集中部が発生し、転動疲労に対しては悪影響を及ばすためである。

本発明に係る転動疲労性に優れた鋼部材は、次の工程を経て製造する。
まず、製鋼工程において前記した化学組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造等で鋼鋳片とする。その鋼鋳片を熱間圧延工程において鋼材（例えば、棒鋼）とする。そして、この鋼材を、熱間鍛造等の熱間加工により軸受レース等の鋼部材の形状に加工する。そして、球状化焼なましを施した後、必要に応じて切削加工を施し、焼入れ焼戻しを施して各種の鋼部材とする。

ここで、本発明の鋼部材の製造方法では、下記（Ｉ）または（II）のいずれかの条件を適用する必要がある。
（Ｉ）熱間加工を行った後、800〜850℃に５時間以上保持し、その後に0.01℃／s以下の速度で700℃以下まで冷却する、球状化焼なましを施し、引き続き焼入れ焼戻しする。
（II）900℃以上で熱間加工を行った後、200℃までの冷却速度を0.5℃／s以下として冷却し、次いで750〜850℃に保持した後、0.015℃／s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却する、球状化焼なましを施し、その後に焼入れ焼戻しを施す。

上記（Ｉ）の方法では、球状化焼なまし条件を適性化することにより、鋼部材の表層部のセメンタイトの平均粒子径の制御を行う。通常の熱間加工およびその後の冷却条件に特段の制約を設けない場合は、上述した本願発明の鋼組成の場合には、熱間加工・冷却後に表層部組織がベイナイトまたはマルテンサイト組織となる場合がある。ベイナイトまたはマルテンサイト組織の鋼について、続く球状化焼きなましで前述した最終組織を得るためのセメンタイトを生成させる必要がある。そのための条件として、800〜850℃に５時間以上保持し、その後に0.01℃／s以下の速度で700℃以下まで冷却するという球状化焼きなまし条件が必要である。

すなわち、保持温度が800℃未満であったり、保持時間が５時間未満では、表層部のセメンタイトの成長が十分に見込めず、最終表層組織のセメンタイト粒径を上述の範囲とすることができなくなり、また、焼入れ加熱時の母相であるオーステナイト相へのＣの固溶が進行しすぎて、最終表層組織中への残留オーステナイト量が多くなりすぎる。また、保持温度が850℃を超えると、球状化後のセメンタイトが粗大となり、ひいては焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトも粗大となる。また、保持後の冷却について、700℃までの冷却速度が0.01℃／sを超えると、冷却中のセメンタイト析出が球状化セメンタイトの成長でなく、再生パーライトの形態をなす。そのため、球状化焼なまし後の軟化が十分に行われずに加工性を害するとともに、焼入れ加熱時の固溶を促進しすぎて、焼入れ後に多量の残留オーステナイトを形成させることとなる。

以上の球状化焼なましを行った後は、焼入れ焼戻しを施す。焼入れ焼戻し後に所望の残留セメンタイト分布及び旧オーステナイト粒径を得るには、焼入れ時の加熱温度を800〜950℃とすることが望ましい。この温度範囲において最も好ましいミクロ組織が得られるからである。なお、焼入れ焼戻し後のセメンタイトの組織分率は、主にＣ量に応じて変化するが、本発明の組成範囲では、体積率で３〜25％となる。また、焼入れ焼戻しの前に、切削加工を行ってもよい。上述した球状化焼なまし条件を適用すると、表層部についても十分軟質化されるので、切削加工性が良好になるという効果もある。

次に、上記（II）の方法について説明する。
上記（II）の方法においては、まず、熱間加工条件およびその後の冷却条件を規制することにより、熱間加工・冷却後の表層部組織を制御する。熱間加工温度が900℃未満では、鋼材の変形抵抗が高く金型寿命が低下するとともに、変形能が低く、鍛造時に割れなどを発生させるため、900℃以上で行う。さらに、その後の冷却時に、表層部に前述した最終組織を得ることができる組織としておく。

冷却速度を0.5℃／s超とすると、後の球状化焼なましで、表層部のセメンタイトの成長が十分に見込めず、最終表層組織のセメンタイト粒径を上述の範囲とすることができなくなり、また焼入れ加熱時の母相であるオーステナイト相へのＣの固溶が進行しすぎて、最終表層組織中への残留オーステナイト量が多くなりすぎる。

引き続き、球状化焼なましを、750〜850℃に保持した後、0.015℃／s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却するという条件で行う。保持温度が850℃を超えると、球状化後のセメンタイトが粗大となり、ひいては焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトも粗大となるので注意が必要である。同時に、保持後の冷却時に新たに層状のセメンタイトが形成され、所望の球状化セメンタイトを得ることが困難となる。
一方、保持温度が750℃未満では、球状化焼きなまし前にパーライトとして存在するセメンタイトの分解が十分に進まないため、所望の残留セメンタイト分布が得られない。

保持後の冷却については、700℃以下までの冷却速度が0.015℃／s以下である必要がある。0.015℃／s超では、冷却中のセメンタイト析出が球状化セメンタイトの成長でなく、再生パーライトの形態をなす。そのため、球状化焼なまし後の軟化が十分に行われずに加工性を害するとともに、焼入れ加熱時の固溶を促進しすぎて、焼入れ後に多量の残留オーステナイトを形成させることとなる。

球状化焼なましを行った後は、焼入れ焼戻しを施す。焼入れ焼戻し後に所望の残留セメンタイト分布及び旧オーステナイト粒径を得るには、焼入れ時の加熱温度を800〜950℃とすることが望ましい。この温度範囲において最も好ましいミクロ組織が得られるからである。なお、焼入れ焼戻し後のセメンタイトの組織分率は、主にＣ量に応じて変化するが、本発明の組成範囲では、体積率で３〜25％となる。また、焼入れ焼戻しの前に、切削加工を行ってもよい。上述した球状化焼なまし条件を適用すると、表層部についても十分軟質化されるので、切削加工性が良好になるという効果もある。

表１に示す化学組成を有する溶鋼を転炉にて溶製した後、連続鋳造して鋼鋳片とした。得られた鋼鋳片を1200℃で30時間の拡散焼鈍を行い、その後に65mmφおよび90mmφの棒鋼に圧延した。
この鋼材を用いて、表２中に示す温度以上で65mmφの棒鋼から円盤状のローラ形状へ、90mmφの棒鋼からディスク形状への熱間鍛造を行い、種々の冷却速度で冷却した。これらのディスクおよびローラについて焼ならし、そして球状化焼なましを行った。球状化焼なましは、表２に示す種々の保持温度から種々の冷却速度で650℃まで冷却し、その後放冷とした。次いで、脱炭層除去を目的とする切削加工によりそれぞれ最終形状とし、これを試験片とした。

さらに、表２に示す加熱温度から焼入れ後、各鋼に応じて焼もどし温度を変化させて、焼もどし後に硬さをHRc ：60〜62に揃え、その後研磨およびラッピング仕上げを行った。

次に、得られた試験片を円柱の高さ方向で切断し、その切断面をピクリン酸アルコール溶液にて腐食後、引き続き硝酸アルコール溶液にて腐食し、ミクロ組織を観察後、画像解析により残留セメンタイトの平均粒子径及び平均旧オーステナイト粒径を測定した。

転動疲労試験は、図２に示すトラクション伝達部材の耐久試験機10を用いて行った。図２の耐久試験機は、架台Ａ上にディスク11と、このディスク11を支持するディスク支持部12と、ディスク11の一側面に転がり接触させる第１のローラ13と、ディスク11の他側面に転がり接触させる第２のローラ14と、第１のローラ13を回転駆動させる駆動部15と、第１のローラ13に対して第２のローラ14に周速差を与える差速機構16と、第１のローラ13及び第２のローラ14をディスク11に押し付ける加圧部17とを配置したものである。

上記構成の耐久試験機は、ディスク11をディスク支持部12に支持し、当該ディスク11の外周側を第１のローラ13と第２のローラ14との間に介在させた状態で、加圧部17によって各ローラ13，14に対してディスクを従動させて、当該各ローラ13，14とディスク11とを転がり接触させることができる。この際、差速機構16によって、第１のローラ13に対して第２のローラ14に周速差を与えることができるので、ディスク11と第２のローラ14との間ですべりを発生させることができる。

以上により、トラクション伝達部材の実機での使用を再現した状態で、その耐久試験を行うことができる。この耐久試験機を用いて、前述の試験片をディスク11，第１のローラ13，第２のローラ14に用い、ローラ14との転がり摺動による破損が生じるまでの時間を耐久寿命として測定し、その耐久寿命に基いてディスク11の耐久性を評価した。

なお、耐久試験機10の試験条件は以下のように設定した。
（１）ローラの回転速度：3000rpm
（２）ローラとディスクとのすべり率：14％
（３）最大接触面圧：4.2ＧPa
（４）潤滑油：トロイダル型無段変速機用トランクションオイル
（５）油膜パラメータ（Λ）：1.8
上記耐久試験の結果を表２に示す。

ここで、表１中の鋼１はＪＩＳ−ＳＵＪ２に相当する従来鋼、鋼２はＣが、鋼３はSiが、鋼４はMnが、鋼５はCrが、鋼６はMoが、鋼７はAlが、鋼８はSbが、それぞれ本発明の範囲外となる比較鋼である。

本発明で必須とする元素が本発明の範囲から外れる鋼部材No.２〜８（比較鋼）は、いずれも鋼部材１（従来鋼）に比較してＢ₅₀は劣るか、ほぼ同等の値を示している。特に、Ｃ量の低い鋼２およびAl量の低い鋼７からなる鋼部材No.２および７は、ミクロ組織を本発明の規定内とすることができず、Ｂ₅₀の値も著しく低いものとなっている。また、鋼材の化学組成が本発明規定内にあっても、ミクロ組織が本発明における規定と異なる鋼部材No.９，11及び20，21には、鋼部材１（従来鋼）よりはＢ₅₀は優れるものの、その優れる程度はまだ軽微である。

これに対して、化学組成及びミクロ組織が全て本発明に従う鋼部材No.10，12〜19及び21においては、いずれも鋼部材１（従来鋼）の10倍以上の優れたＢ₅₀を示している。この試験結果は、ローラとディスクの転がり接触部のスピン成分が大きく、接触条件が厳しいフルトロイダル型無段変速機において、特に損傷防止効果が高いことを意味する。

本発明の適用実施形態の一例を示すトロイダル式無段変速機を示す部分断面図である。転動疲労試験に用いた耐久試験機の概要図である。

符号の説明

５入力ディスク
5b 軌道面
6b 出力ディスク
6c 軌道面
７ローラ
7b 外周面
10 耐久試験機
11 ディスク
13 第１のローラ
14 第２のローラ
15 駆動部

Claims

Ｃ：0.7 mass％以上1.1mass％以下、
Si：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Mn：0.4 mass％以上2.5mass％以下、
Cr：1.6 mass％以上5.0mass％以下、
Mo：0.1 mass％以上0.5mass％未満および
Al：0.010 mass％以上0.050mass％以下
を含有し、不純物としてのSbの混入を0.0015mass％未満に抑え、残部Fe及び不可避不純物の成分組成を有する鋼材に熱間加工を行った後、800〜850℃に５時間以上保持し、その後に0.01℃／s以下の速度で700℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、引き続き焼入れ時の加熱温度を800〜950℃として焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。
Ｃ：0.7 mass％以上1.1mass％以下、
Si：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Mn：0.4 mass％以上2.5mass％以下、
Cr：1.6 mass％以上5.0mass％以下、
Mo：0.1 mass％以上0.5mass％未満および
Al：0.010 mass％以上0.050mass％以下
を含有し、不純物としてのSbの混入を0.0015mass％未満に抑え、残部Fe及び不可避不純物の成分組成を有する鋼材に900℃以上で熱間加工を行った後、200℃までの冷却速度を0.5℃／s以下として冷却し、次いで750〜850℃に７時間以上保持した後、0.015℃／s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、その後に焼入れ時の加熱温度を800〜950℃として焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。
前記鋼材が、さらに、
Ni：0.5 mass％以上2.0mass％以下、
Ｖ：0.05 mass％以上1.00mass％以下および
Nb：0.005 mass％以上0.50mass％以下
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の転動疲労性の優れた鋼部材の製造方法。