JP7460884B2 - 軸受用鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、浸炭処理により表層が硬化される軸受に用いられる、軸受用鋼に関する。
一般的に、自動車・建機・産機の軸受、歯車、シャフト、プーリー等に使用される鋼は、切削加工を施されて部品形状に加工されるため、優れた被削性が求められる。また、これらの部品に使用される鋼は、衝撃および摩擦等に対して優れた特性を有する必要があるため、優れた硬度、靭性、転動疲労強度および耐摩耗性が求められる。一般的に、表面硬度が高ければ高いほど転動疲労強度は向上するため、優れた転動疲労強度が求められる比較的大型の機械部品は、浸炭処理を施されてから使用される。
近年では、自動車の燃費向上を目的として、上記のような機械部品同士の間の潤滑液（油等）の量を減らす、あるいは粘度を下げる傾向がある。潤滑液の量を少なくすると、冷却効果の低下により表面温度が上昇し、より過酷な環境下で機械部品が使用されることになる。また、潤滑液の粘度を下げると液膜が薄くなることで冷却効果が低下するだけでなく、摩擦の増加により機械部品の表面温度が上昇する。機械部品の表面温度が上昇すると、使用されるうちに機械部品内部の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。そのため、高温環境下で使用される機械部品は、表面温度が上昇した場合であっても組織が変化し難い特性を有する必要がある。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６５％、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．２００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、さらに、該鋼は上記組成のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量から算出される４×Ｓｉ＋３Ｃｒ－Ｍｎの値が６．００％以上を満足し、かつ、旧オーステナイト粒径を８．０μｍ以下としたことを特徴とする靭性および耐磨耗性に優れた鋼が開示されている。
特許文献２には、所定の化学組成を有し、鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、前記パーライトの面積率が８５％以上であり、鋼中において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、前記複合介在物の個数の比率は、２０％以上であり、前記複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である、高周波焼入れ用鋼が開示されている。
特許文献３には、所定の化学組成を有し、該鋼を浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻した際の鋼材最表面から１００～３００μｍ位置の母相中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計が３．０％以上で、残留ローステナイト量が２５～５０ｖｏｌ％で残部はマルテンサイトを主とする組織の軸受用鋼が開示されている。
しかし、特許文献１および２では、鋼の表面温度が上昇することで生じる組織変化について何ら考慮されておらず、特許文献１および２に開示された鋼を高温環境下で使用される機械部品に適用した場合、鋼中に含まれるＭｎの作用により、潤滑液等に含まれる水素が鋼中に侵入し、拡散する事で組織変化が生じ、破壊が生じる場合がある。特許文献３では、残留オーステナイトを水素トラップとして活用することで耐組織変化特性を向上させると開示されているが、製造上、軟質な残留オーステナイトを安定して得ることができず、強度が不足して、破壊が生じる場合がある。
本発明は、焼ならし後の被削性に優れ、且つ浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する軸受用鋼を提供することを目的とする。
本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］ 本発明の一態様に係る軸受用鋼は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１５～０．３０％、
Ｓｉ：０．２０～０．８０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：１．６０～２．００％、
Ｖ ：０．０２～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ ：０．００２０～０．００８０％、
Ｃａ：０．００１～０．００５％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、および
Ｏ ：０．００１５％以下
を含有し、更に、
Ｂ ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［１］ 本発明の一態様に係る軸受用鋼は、化学組成が、質量％で、
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Ｎｂ：０．０５０％以下、および
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からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
本発明によれば、焼ならし後の被削性に優れ、且つ浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する軸受用鋼を提供することができる。
高温環境下で使用される機械部品は、すべりを伴う接触面圧を繰り返し負荷されるうちに部品表層の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で使用される機械部品の組織変化について以下のように推察している。
機械部品が高温環境下で、すべりを伴いながら繰り返し面圧を負荷されると、部品表層に局所変形が生じ、その箇所には大きなひずみが導入されることにより白色組織が生じる。鋼内部に白色組織が生じると、この組織が起点となり微小亀裂が生じ、最終的には破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で潤滑液（油等）が分解されることにより生じた水素が鋼内部に侵入することが、高温環境下で局所破壊が生じる原因の一つであると推察している。
そこで本発明者らは、耐組織変化特性に優れた鋼の化学組成について鋭意研究した。なお、耐組織変化特性に優れるとは、高温環境下で使用されても白色組織への組織変化が生じ難いことを意味する。その結果、本発明者らは、Ｍｎ、ＣｒおよびＶのそれぞれの含有量を所定の範囲内に制御し、且つこれらの元素の含有量が所定の関係を満たすように制御することで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。より具体的には、本発明者らは、Ｖを含有させて結晶粒を微細化することで、降伏強度を向上させて局所変形の発生を抑制し、Ｍｎ含有量を低減させて結晶粒界を強化することで亀裂の発生を抑制し、更に、Ｃｒを含有させることで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。
以上の知見に基づいてなされた本実施形態に係る軸受用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．２０～０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、Ｃｒ：１．６０～２．００％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｎ：０．００２０～０．００８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＯ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
Ｃ：０．１５～０．３０％
炭素（Ｃ）は、軸受用鋼の浸炭時の焼入れ性を高める。Ｃ含有量が少ない場合は浸炭焼入れ時の焼入れ性が低下し、それに伴う硬さの低下を招く。従ってＣ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ含有量が多い場合は浸炭時の焼入れ性は確保できるが、靭性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２６％以下である。
炭素（Ｃ）は、軸受用鋼の浸炭時の焼入れ性を高める。Ｃ含有量が少ない場合は浸炭焼入れ時の焼入れ性が低下し、それに伴う硬さの低下を招く。従ってＣ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ含有量が多い場合は浸炭時の焼入れ性は確保できるが、靭性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２６％以下である。
Ｓｉ：０．２０～０．８０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼に焼入性を付与して転動疲労強度を高める。更に、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を向上させる。すなわち、Ｓｉは、焼戻し処理および使用時の高温環境において軟化を抑制する。Ｓｉ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２２％以上、０．３０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多い場合は、鋼の硬度が上昇して、被削性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下、０．７０％以下、０．６５％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は鋼に焼入性を付与して転動疲労強度を高める。更に、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を向上させる。すなわち、Ｓｉは、焼戻し処理および使用時の高温環境において軟化を抑制する。Ｓｉ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２２％以上、０．３０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多い場合は、鋼の硬度が上昇して、被削性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下、０．７０％以下、０．６５％以下である。
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満
マンガン（Ｍｎ）は浸炭処理時の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が多い場合は、結晶粒界にＭｎが偏析することで、鋼の耐組織変化特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％未満とする。好ましくは０．３５％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は浸炭処理時の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が多い場合は、結晶粒界にＭｎが偏析することで、鋼の耐組織変化特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％未満とする。好ましくは０．３５％以下である。
Ｃｒ：１．６０～２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼に焼入性を付与して強度を高める。また、Ｃｒは焼戻し軟化抵抗を向上させ、焼戻し処理および使用時の高温環境における軟化を抑制する。更に、Ｃｒは鋼の水素感受性を抑制することで、耐組織変化特性を向上させる。Ｃｒ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｃｒ含有量は１．６０％以上とする。好ましくは１．６５％以上、１．７０％以上、１．８０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多い場合は、靭性が低下するとともに鋼の硬さが上昇して被削性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。好ましくは１．９５％以下である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼に焼入性を付与して強度を高める。また、Ｃｒは焼戻し軟化抵抗を向上させ、焼戻し処理および使用時の高温環境における軟化を抑制する。更に、Ｃｒは鋼の水素感受性を抑制することで、耐組織変化特性を向上させる。Ｃｒ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｃｒ含有量は１．６０％以上とする。好ましくは１．６５％以上、１．７０％以上、１．８０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多い場合は、靭性が低下するとともに鋼の硬さが上昇して被削性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。好ましくは１．９５％以下である。
Ｖ：０．０２～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、微細なＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物を形成して浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで鋼の降伏強度を向上させ、圧力のかかる部品表層で局所変形が生じることを抑制する。また、Ｖは鋼の転動疲労強度および耐組織変化特性を向上させる。これは、鋼内部に侵入した水素をＶ析出物がトラップすることで、水素侵入による脆化を抑制することが原因の一つと考えられる。Ｖ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上である。一方、Ｖ含有量が多い場合は、鋼中に粗大なＶ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２５％以下、０．２１％以下である。
バナジウム（Ｖ）は、微細なＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物を形成して浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで鋼の降伏強度を向上させ、圧力のかかる部品表層で局所変形が生じることを抑制する。また、Ｖは鋼の転動疲労強度および耐組織変化特性を向上させる。これは、鋼内部に侵入した水素をＶ析出物がトラップすることで、水素侵入による脆化を抑制することが原因の一つと考えられる。Ｖ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上である。一方、Ｖ含有量が多い場合は、鋼中に粗大なＶ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２５％以下、０．２１％以下である。
Ａｌ：０．００５～０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。また、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上、０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＡｌ２Ｏ３介在物、および／または複数のＡｌ２Ｏ３介在物が凝集したＡｌ２Ｏ３クラスタが多量に生成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、０．０４５％以下である。
なお、本実施形態におけるＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。また、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上、０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＡｌ２Ｏ３介在物、および／または複数のＡｌ２Ｏ３介在物が凝集したＡｌ２Ｏ３クラスタが多量に生成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、０．０４５％以下である。
なお、本実施形態におけるＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。
Ｎ：０．００２０～０．００８０％
窒素（Ｎ）はＡｌと結合して鋼中にＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を高める。Ｎ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする。好ましくは０．００２５％以上、０．００２８％以上である。一方、Ｎ含有量が多い場合、Ｎが過剰にフェライトに固溶してひずみ時効が生じ、鋼の冷間加工性が低下する。さらに、Ｎ含有量が多い場合、鋼中に粗大な窒化物が生成されて、鋼の被削性および転動疲労強度が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。好ましくは０．００７０％以下、０．００６０％以下である。
窒素（Ｎ）はＡｌと結合して鋼中にＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を高める。Ｎ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする。好ましくは０．００２５％以上、０．００２８％以上である。一方、Ｎ含有量が多い場合、Ｎが過剰にフェライトに固溶してひずみ時効が生じ、鋼の冷間加工性が低下する。さらに、Ｎ含有量が多い場合、鋼中に粗大な窒化物が生成されて、鋼の被削性および転動疲労強度が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。好ましくは０．００７０％以下、０．００６０％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
リン（Ｐ）は不純物元素である。Ｐは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させるため、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０１５％以下、０．０１１％以下が好ましい。Ｐ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増加に見合う効果が得られないため、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
リン（Ｐ）は不純物元素である。Ｐは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させるため、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０１５％以下、０．０１１％以下が好ましい。Ｐ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増加に見合う効果が得られないため、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物元素である。Ｓは鋼中に粗大な介在物（ＭｎＳ）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は０．０１６％以下、０．０１３％以下、０．０１０％以下が好ましい。Ｓ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｓ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
硫黄（Ｓ）は不純物元素である。Ｓは鋼中に粗大な介在物（ＭｎＳ）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は０．０１６％以下、０．０１３％以下、０．０１０％以下が好ましい。Ｓ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｓ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物元素である。ＯはＡｌ、Ｓｉ及びＣａと結合して酸化物（又は酸化物系介在物）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００１４％以下、０．００１１％以下が好ましい。Ｏ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｏ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｏ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上としてもよい。
酸素（Ｏ）は不純物元素である。ＯはＡｌ、Ｓｉ及びＣａと結合して酸化物（又は酸化物系介在物）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００１４％以下、０．００１１％以下が好ましい。Ｏ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｏ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｏ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上としてもよい。
本実施形態に係る軸受用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。本実施形態において、不純物とは、軸受用鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る軸受用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る軸受用鋼には、残部のＦｅに代えて以下の任意元素の１種以上を含有させてもよい。下記任意元素を含有させない場合の含有量は０％である。
Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は、腐食起点となる鋼中のＭｎＳを球状化し、微細分散させることで、鋼の耐食性を向上させる。更に、Ｃａは、Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して、複合介在物（Ａｌ２Ｏ３－ＣａＯ－ＳｉＯ２）を形成する。Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して複合介在物を生成することにより、浸炭処理後の転動疲労強度を向上させる。これらの効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が多い場合、鋼中に粗大な介在物が増加して、浸炭処理後の転動疲労強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下、０．００３％以下である。
カルシウム（Ｃａ）は、腐食起点となる鋼中のＭｎＳを球状化し、微細分散させることで、鋼の耐食性を向上させる。更に、Ｃａは、Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して、複合介在物（Ａｌ２Ｏ３－ＣａＯ－ＳｉＯ２）を形成する。Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して複合介在物を生成することにより、浸炭処理後の転動疲労強度を向上させる。これらの効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が多い場合、鋼中に粗大な介在物が増加して、浸炭処理後の転動疲労強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下、０．００３％以下である。
Ｂ：０．００４０％以下
ボロン（Ｂ）は鋼中に固溶して鋼の焼入れ性を高めることで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
ボロン（Ｂ）は鋼中に固溶して鋼の焼入れ性を高めることで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｍｏ：０．８０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以上、０．１２％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多い場合、焼きならし後の硬さが高くなり、被削性が低下する場合があるため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．６０％以下、０．５０％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以上、０．１２％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多い場合、焼きならし後の硬さが高くなり、被削性が低下する場合があるため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．６０％以下、０．５０％以下である。
Ｔｉ：０．０５０％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中にＴｉ窒化物又はＴｉ炭化物を形成して、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以上、０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＴｉ窒化物および／またはＴｉ炭化物が生成して、鋼の被削性が低下する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４５％以下、０．０４０％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中にＴｉ窒化物又はＴｉ炭化物を形成して、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以上、０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＴｉ窒化物および／またはＴｉ炭化物が生成して、鋼の被削性が低下する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４５％以下、０．０４０％以下である。
Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は鋼中にＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物又はＮｂ炭窒化物を形成し、ピニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上、０．０２５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＮｂ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は鋼中にＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物又はＮｂ炭窒化物を形成し、ピニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上、０．０２５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＮｂ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｎｉ：０．３０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下がより好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下がより好ましい。
本実施形態に係る軸受用鋼は、上記化学組成を有し、且つ下記（１）式および下記（２）式を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。以下に上記（１）式および上記（２）式について説明する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。以下に上記（１）式および上記（２）式について説明する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
上記（１）式の左辺は、焼入れ性の指標（Ｃｅｑ）を示す。Ｃｅｑが０．８００を超えると、鋼の焼入れ性が過度に高くなり、圧延後の軸受用鋼の金属組織の一部に、硬質なベイナイトが生成する。これにより、鋼の被削性が劣化する。そのため、Ｃｅｑ（上記（１）式の左辺）は０．８００以下とする。Ｃｅｑは０．７００以下、０．６５０以下、０．６００以下が好ましい。
上述した本実施形態に係る化学組成を有する鋼であれば、軸受用鋼として所望される焼入れ性ならびに浸炭処理後の硬度を得ることができるため、Ｃｅｑの下限は特に限定しない。しかし、鋼の焼入れ性を確実に得るために、Ｃｅｑは０．４５０以上、０．５００以上としてもよい。
上記（１）式の左辺は、焼入れ性の指標（Ｃｅｑ）を示す。Ｃｅｑが０．８００を超えると、鋼の焼入れ性が過度に高くなり、圧延後の軸受用鋼の金属組織の一部に、硬質なベイナイトが生成する。これにより、鋼の被削性が劣化する。そのため、Ｃｅｑ（上記（１）式の左辺）は０．８００以下とする。Ｃｅｑは０．７００以下、０．６５０以下、０．６００以下が好ましい。
上述した本実施形態に係る化学組成を有する鋼であれば、軸受用鋼として所望される焼入れ性ならびに浸炭処理後の硬度を得ることができるため、Ｃｅｑの下限は特に限定しない。しかし、鋼の焼入れ性を確実に得るために、Ｃｅｑは０．４５０以上、０．５００以上としてもよい。
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼の耐組織変化特性の指標を示す。上記（２）式の左辺が５．００未満であると、鋼の耐組織変化特性が劣化し、高温環境下で使用された際に白色組織が生じ、破壊が生じ易くなる。そのため、上記（２）式の左辺は５．００以上とする。上記（２）式の左辺は、５．５０以上、６．００以上が好ましい。上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼のＣｒ含有量、Ｍｎ含有量、Ｖ含有量が取り得る値から、１０．３０以下としてもよい。
上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼の耐組織変化特性の指標を示す。上記（２）式の左辺が５．００未満であると、鋼の耐組織変化特性が劣化し、高温環境下で使用された際に白色組織が生じ、破壊が生じ易くなる。そのため、上記（２）式の左辺は５．００以上とする。上記（２）式の左辺は、５．５０以上、６．００以上が好ましい。上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼のＣｒ含有量、Ｍｎ含有量、Ｖ含有量が取り得る値から、１０．３０以下としてもよい。
上述した軸受用鋼の化学組成は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
本実施形態に係る鋼は軸受用鋼であり、制御されるべき金属組織は浸炭処理後の金属組織であるため、本実施形態に係る軸受用鋼（浸炭処理前）の金属組織は特に限定されない。本実施形態に係る鋼の金属組織は、フェライト（初析フェライト）、パーライト及びセメンタイトの合計面積率を９０％以上とし、残部組織の面積率を１０％以下としてもよい。また、残部組織を０％とし、フェライト及びセメンタイトの合計面積率を１００％としてもよく、フェライト、パーライト及びセメンタイトの合計面積率を１００％としてもよい。金属組織中の残部組織とは、例えばベイナイトである。ただし、本実施形態に係る軸受用鋼は上述の金属組織を有さなくても、本実施形態に係る軸受用鋼の特性を得ることができる。
本実施形態に係る軸受用鋼は、適用する機械部品等に応じて適宜選択すればよく、棒鋼または線材であっても構わない。
次に、本実施形態に係る軸受用鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態では、軸受用鋼の一例として、浸炭処理用の棒鋼又は線材の製造方法について説明する。しかしながら、本実施形態に係る軸受用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。
本実施形態では、軸受用鋼の一例として、浸炭処理用の棒鋼又は線材の製造方法について説明する。しかしながら、本実施形態に係る軸受用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。
製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して軸受用鋼を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。
［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、上述した化学組成を満たす溶鋼を製造する。
上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する（鋳造工程）。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する、又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
［熱間加工工程］
製造された素材を熱間加工して、軸受用鋼（棒鋼又は線材）を製造する。熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程では例えば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。
製造された素材を熱間加工して、軸受用鋼（棒鋼又は線材）を製造する。熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程では例えば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。
粗圧延工程において分塊圧延を実施する際、加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１５０～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：１．５～４０．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０～１３００℃での保持時間（時間）である。
加熱温度：１１５０～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：１．５～４０．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０～１３００℃での保持時間（時間）である。
加熱温度が１１５０℃未満、又は、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５時間未満であれば、素材中のＶ炭化物及びＶ複合炭化物が十分に固溶しない。そのため、Ｖ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が粗大化し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することができない。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１５０～１３００℃での保持時間が４０．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
粗圧延工程の加熱温度が１１５０～１３００℃であり、かつ、１１５０～１３００℃での保持時間が１．５～４０．０時間であれば、素材中のＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が十分に固溶する。
仕上げ圧延工程では、始めに加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、軸受部品用鋼材である棒鋼又は線材を製造する。
仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１００～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１００～１３００℃での保持時間（時間）である。
仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１００～１３００℃
上記加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１００～１３００℃での保持時間（時間）である。
仕上げ圧延工程では、なるべく、仕上げ圧延工程中にＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が析出するのを抑制する。仕上げ圧延工程の加熱炉での加熱温度が１１００℃未満であったり、１１００～１３００℃での保持時間が０．５時間未満であれば、仕上げ圧延時において圧延機に掛かる負荷が過剰に大きくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１００～１３００℃での保持時間が５．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。
仕上げ圧延工程での加熱温度が１１００～１３００℃であり、かつ、１１００～１３００℃での保持時間が０．５～５．０時間であれば、素材中のＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。
仕上げ圧延後の軸受用鋼は、室温になるまで冷却する。このとき、軸受用鋼の表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度を１．０℃／秒以下として、フェライト、パーライト及びセメンタイトを主体（面積分率の合計で９０％以上）とする金属組織とすることが好ましい。
製造された軸受用鋼に対して、必要に応じて焼準処理（ノルマ処理）や球状化焼鈍処理を実施してもよい。以上説明した一例の製造方法により、本実施形態に係る軸受用鋼を製造することができる。
本実施形態に係る軸受用鋼は、浸炭処理部品に加工され、軸受、歯車、シャフト、プーリー等の自動車部品に好適に使用される。これらの自動車部品として使用される浸炭処理部品は一般的に、以下の方法により製造される。
まず、軸受用鋼に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造する。中間品に対して、必要に応じて、応力除去焼きなまし処理を実施する。熱間鍛造後又は応力除去焼きなまし処理後の中間品に対して切削加工を実施して、部品形状に加工することで、粗製品を得る。その後、粗製品に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理の条件は、温度を８３０℃～１０００℃、カーボンポテンシャルを０．７％～１．１％、浸炭時間を３０分以上とすればよい。浸炭処理後、必要に応じて焼戻しまたは焼きなましを実施し、更に研削加工を実施することで、浸炭処理部品を製造することができる。
本実施形態に係る軸受用鋼を用いて製造された浸炭処理部品は、軸受、歯車、シャフト、プーリー等の自動車部品として好適に使用することができる。
本実施形態に係る軸受用鋼を用いて製造された浸炭処理部品は、軸受、歯車、シャフト、プーリー等の自動車部品として好適に使用することができる。
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
以下の方法により、軸受用棒鋼を製造した。
まず、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉で一次精錬を実施した。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施した。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、化学組成を調整した。二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。この鋳片を１２５０℃に加熱し、１．５～４０．０時間保持した後、分塊圧延にて１６２ｍｍ×１６２ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで空冷した後、再び加熱温度：１１００～１３００℃、当該加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間の条件で加熱した。加熱された鋼片に対して連続圧延機を用いて熱間圧延（仕上げ圧延）を行い、その後常温（２５℃）まで冷却することで、直径７０ｍｍの軸受用棒鋼を得た。なお、仕上げ圧延後、常温までの冷却において、軸受用棒鋼の表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度は１．０℃／秒以下とした。この軸受用棒鋼を更に球状化焼鈍を実施した。８４０℃で６時間保持した後、６９０℃まで－１０℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、その後、放冷した。
まず、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉で一次精錬を実施した。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施した。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、化学組成を調整した。二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。この鋳片を１２５０℃に加熱し、１．５～４０．０時間保持した後、分塊圧延にて１６２ｍｍ×１６２ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで空冷した後、再び加熱温度：１１００～１３００℃、当該加熱温度での保持時間：０．５～５．０時間の条件で加熱した。加熱された鋼片に対して連続圧延機を用いて熱間圧延（仕上げ圧延）を行い、その後常温（２５℃）まで冷却することで、直径７０ｍｍの軸受用棒鋼を得た。なお、仕上げ圧延後、常温までの冷却において、軸受用棒鋼の表面温度が８００～５００℃になるまでの平均冷却速度は１．０℃／秒以下とした。この軸受用棒鋼を更に球状化焼鈍を実施した。８４０℃で６時間保持した後、６９０℃まで－１０℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、その後、放冷した。
得られた軸受用棒鋼の化学組成を表１に示す。なお、軸受用棒鋼の化学組成は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定した。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定した。
なお、表１のＣｅｑは、下記（１）式の左辺である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
なお、表１のＣｅｑは、下記（１）式の左辺である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
［ロックウェル硬さ試験］
得られた軸受用棒鋼を用いて、機械部品（浸炭処理部品）を模擬した試験片を以下の方法で作製した。なお、試験片の化学組成は、軸受用棒鋼の化学組成と同一である。
まず、得られた軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径７０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径７０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの中間品を複数個作製した。なお、中間品の厚さ方向を丸棒の長手方向とした。
得られた軸受用棒鋼を用いて、機械部品（浸炭処理部品）を模擬した試験片を以下の方法で作製した。なお、試験片の化学組成は、軸受用棒鋼の化学組成と同一である。
まず、得られた軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径７０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径７０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの中間品を複数個作製した。なお、中間品の厚さ方向を丸棒の長手方向とした。
作製された中間品に対して、浸炭処理を実施した。具体的には、作成された中間品に対して、カーボンポテンシャルが０．８％～１．０％、温度が９３０℃で浸炭時間が５時間である処理を施した後、８７０℃で１時間保持し、６０℃の油で焼入れる浸炭処理を実施した。その後、通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った。浸炭処理後の中間品に対して研削加工及びラッピング加工を実施して、図１に示す直径５８ｍｍ、厚さ５．０ｍｍの森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。以上の方法により、森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。
得られた森式スラスト型転動疲労試験片の円筒上面のロックウェル硬さを測定した。具体的には、森式スラスト型転動疲労試験片の上面の任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４５：２０１６に準拠したロックウェル硬さＨＲＣ試験を実施した。このときの試験力は１４７１Ｎとした。得られたロックウェル硬さの３点の平均値を、表面のロックウェル硬さ（ＨＲＣ１）と定義した。表面のロックウェル硬さが５８ＨＲＣ１超、６５ＨＲＣ１以下の場合を硬度に優れるとして合格と判定し、表面のロックウェル硬さが５８ＨＲＣ１以下、あるいは６５ＨＲＣ１超の場合を硬度に劣るとして不合格と判定した。測定結果を表２に示す。
［切削試験］
鋼の被削性は、ドリル加工による切削試験により評価した。具体的には、まずＳＵＪ２の鋼において、合計１０００ｍｍの穴開けが可能な最大切削速度を求め、各鋼番号の鋼を用いてこの最大切削速度で加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できるか否かにより評価した。より具体的には、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定された直径３５ｍｍのＳＵＪ２の鋼を温度８２０℃、時間１０時間加熱した後に温度６９０℃まで１．０℃／ｍｉｎ以下で徐冷後、大気中で放冷を行った。この丸棒を長さ１３０ｍｍに切断したものを素材とし、直径１０ｍｍ、長さ３００ｍｍのＴｉＣコーティングの超硬ドリルを用い、水溶性切削油で潤滑しながら送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖにて深さ１００ｍｍまで穿孔を行い、加工穴深さ１０００ｍｍの穿孔が可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。
鋼の被削性は、ドリル加工による切削試験により評価した。具体的には、まずＳＵＪ２の鋼において、合計１０００ｍｍの穴開けが可能な最大切削速度を求め、各鋼番号の鋼を用いてこの最大切削速度で加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できるか否かにより評価した。より具体的には、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定された直径３５ｍｍのＳＵＪ２の鋼を温度８２０℃、時間１０時間加熱した後に温度６９０℃まで１．０℃／ｍｉｎ以下で徐冷後、大気中で放冷を行った。この丸棒を長さ１３０ｍｍに切断したものを素材とし、直径１０ｍｍ、長さ３００ｍｍのＴｉＣコーティングの超硬ドリルを用い、水溶性切削油で潤滑しながら送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖにて深さ１００ｍｍまで穿孔を行い、加工穴深さ１０００ｍｍの穿孔が可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。
最大切削速度ＶＬ１０００は、通常、工具寿命の評価指標として用いられており、最大切削速度ＶＬ１０００が大きいほど工具寿命が良好であると判断できる。各鋼番号の鋼を上述のＳＵＪ２と同じ焼ならしを行い、ＳＵＪ２にて求めた最大切削速度ＶＬ１０００でドリル加工を実施し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できた場合を被削性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できなかった場合を被削性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できなかった比較例は後述する評価試験（転動疲労評価試験、耐摩耗性評価試験および耐組織変化特性評価試験）を行わなかった。
［転動疲労評価試験］
ロックウェル硬さ試験のときと同様の方法により、森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。得られた森式スラスト型転動疲労試験片および森式スラスト型転動疲労試験機を用いて、転動疲労評価試験を行った。森式スラスト型転動疲労試験は次の方法で実施した。図２は、森式スラスト型転動疲労試験を説明する図である。森式スラスト型転動疲労試験片１と上レース２としての呼び番号＃５１３０５のスラスト軸受レースと、直径９．５２５ｍｍの鋼球３とを組み合わせて、森式スラスト型転動疲労試験を実施した。なお、鋼球３は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２の規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、球状化焼なまし、試験片加工、油焼入れ、低温焼戻し及び研磨、の製造工程によって作製した。焼入れは８４０℃３０分の条件で行い、焼入れは６０℃の油焼入れとした。焼戻しは通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間とした。焼戻し処理後の鋼球を研削加工及びラッピング加工を実施して直径９．５２５ｍｍの鋼球３を製造した。
ロックウェル硬さ試験のときと同様の方法により、森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。得られた森式スラスト型転動疲労試験片および森式スラスト型転動疲労試験機を用いて、転動疲労評価試験を行った。森式スラスト型転動疲労試験は次の方法で実施した。図２は、森式スラスト型転動疲労試験を説明する図である。森式スラスト型転動疲労試験片１と上レース２としての呼び番号＃５１３０５のスラスト軸受レースと、直径９．５２５ｍｍの鋼球３とを組み合わせて、森式スラスト型転動疲労試験を実施した。なお、鋼球３は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２の規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、球状化焼なまし、試験片加工、油焼入れ、低温焼戻し及び研磨、の製造工程によって作製した。焼入れは８４０℃３０分の条件で行い、焼入れは６０℃の油焼入れとした。焼戻しは通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間とした。焼戻し処理後の鋼球を研削加工及びラッピング加工を実施して直径９．５２５ｍｍの鋼球３を製造した。
森式スラスト型転動疲労試験では、試験荷重を４００ｋｇｆ、最大面圧を５．２３ＧＰａ、回転数を１２００ｒｐｍ、潤滑油をクリセフＨ８に浸漬した状態で、耐久回数を２００×１０６とした試験を１０回繰返した。試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、５０％破損確率を示すＬ５０寿命を「転動疲労寿命」とみなした。また、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２鋼を用いて同様の試験を行い、ＳＵＪ２鋼の「転動疲労寿命」を求め、これを「従来鋼の転動疲労寿命」とみなした。
得られた「転動疲労寿命」と「従来鋼の転動疲労寿命」とから、転動疲労強度（＝「転動疲労寿命」／「従来鋼の転動疲労寿命」×１００）を算出した。転動疲労強度が１２０％以上の場合を、転動疲労強度に優れるとして合格と判定した。転動疲労強度が１２０％未満の場合を、転動疲労強度に劣るとして不合格と判定した。
得られた「転動疲労寿命」と「従来鋼の転動疲労寿命」とから、転動疲労強度（＝「転動疲労寿命」／「従来鋼の転動疲労寿命」×１００）を算出した。転動疲労強度が１２０％以上の場合を、転動疲労強度に優れるとして合格と判定した。転動疲労強度が１２０％未満の場合を、転動疲労強度に劣るとして不合格と判定した。
［靭性評価］
まず、軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径６０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径４０ｍｍの中間品を複数個作製した。
得られた中間品に対して、浸炭処理を実施した。具体的には、９３０℃で浸炭時間が５時間である処理を施した後、８７０℃で１時間保持し、６０℃の油で焼入れる浸炭処理を実施した。上記処理を施した中間品から、Ｕノッチを有するシャルピー試験片を作製した。シャルピー試験片は、試験片長手方向が丸棒の長手方向と平行になるように作製した。
まず、軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径６０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径４０ｍｍの中間品を複数個作製した。
得られた中間品に対して、浸炭処理を実施した。具体的には、９３０℃で浸炭時間が５時間である処理を施した後、８７０℃で１時間保持し、６０℃の油で焼入れる浸炭処理を実施した。上記処理を施した中間品から、Ｕノッチを有するシャルピー試験片を作製した。シャルピー試験片は、試験片長手方向が丸棒の長手方向と平行になるように作製した。
上記シャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、室温にてシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験により得られた吸収エネルギーを、切欠き部の原断面積（シャルピー衝撃試験前のシャルピー衝撃片の切欠き部の断面積）で除することで、衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）を算出した。衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）が３０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を、靭性に優れるとして合格と判定し、３０Ｊ／ｃｍ２未満の場合を、靭性に劣るとして不合格と判定した。
［耐摩耗性評価試験］
耐摩耗性は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、この森式スラスト型転動疲労試験片を用いて森式スラスト型転動疲労試験を行うことにより評価した。試験片形状は図１の通りである。試験条件は、潤滑環境下で最大接触面圧５．２３ＧＰａ、回転数１２００ｒｐｍ、繰り返し数１×１０６回で試験を実施した。その他の条件は、転動疲労評価試験と同様の条件とした。森式スラスト型転動疲労試験を行った後、試験片の接触部の粗さを測定した。試験後の試験片の接触部の粗さは、円周方向に対して９０°ピッチにて４カ所で測定した。粗さプロファイルから摩耗深さを求め、測定４カ所の摩耗深さの平均値（以降、平均摩耗深さ）を耐摩耗性の評価指標とした。平均摩耗深さが５μｍ以下の場合を耐摩耗性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、平均摩耗深さ５μｍ超の場合を耐摩耗性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。
耐摩耗性は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、この森式スラスト型転動疲労試験片を用いて森式スラスト型転動疲労試験を行うことにより評価した。試験片形状は図１の通りである。試験条件は、潤滑環境下で最大接触面圧５．２３ＧＰａ、回転数１２００ｒｐｍ、繰り返し数１×１０６回で試験を実施した。その他の条件は、転動疲労評価試験と同様の条件とした。森式スラスト型転動疲労試験を行った後、試験片の接触部の粗さを測定した。試験後の試験片の接触部の粗さは、円周方向に対して９０°ピッチにて４カ所で測定した。粗さプロファイルから摩耗深さを求め、測定４カ所の摩耗深さの平均値（以降、平均摩耗深さ）を耐摩耗性の評価指標とした。平均摩耗深さが５μｍ以下の場合を耐摩耗性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、平均摩耗深さ５μｍ超の場合を耐摩耗性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。
［耐組織変化特性評価試験］
耐組織変化特性評価試験は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、下記の条件で陰極電解チャージ法により水素を導入した後、森式スラスト型転動疲労試験を実施することにより評価した。鋼中への水素導入は陰極電解法を用いて実施した。具体的には森式スラスト型転動疲労試験片を濃度３ｇ／ｌのＮＨ４ＳＣＮを添加した３％ＮａＣｌ水溶液中で電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２、４８時間の陰極電解チャージを実施した後、鋼中の水素濃度が均一になるように室温で２４時間放置した。その後、鋼中からの水素放出を防止するため、森式スラスト型転動疲労試験開始まで液体窒素中で保管した。
耐組織変化特性評価試験は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、下記の条件で陰極電解チャージ法により水素を導入した後、森式スラスト型転動疲労試験を実施することにより評価した。鋼中への水素導入は陰極電解法を用いて実施した。具体的には森式スラスト型転動疲労試験片を濃度３ｇ／ｌのＮＨ４ＳＣＮを添加した３％ＮａＣｌ水溶液中で電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２、４８時間の陰極電解チャージを実施した後、鋼中の水素濃度が均一になるように室温で２４時間放置した。その後、鋼中からの水素放出を防止するため、森式スラスト型転動疲労試験開始まで液体窒素中で保管した。
水素導入後、液体窒素中で保存した森式スラスト型転動疲労試験片を流水で室温に戻した後、直ちに下記の条件で森式スラスト型転動疲労試験を実施した後、森式スラスト型転動疲労試験片の接触部表層断面の組織を、光学顕微鏡にて観察し、組織変化を評価した。森式スラスト型転動疲労試験は、試験数を５個とし、繰り返し数を１×１０６回とした点以外の条件は、転動疲労評価試験のときと同様の条件とした。繰り返し数が１×１０６回に到達せずに破壊した試験片については、途中で試験を中止して、後述の方法により白色組織の有無を観察した。
白色組織発生の有無は、森式スラスト型転動疲労試験片の接触部中央部を試験片厚さ方向に切断した断面上で判定した。観察断面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングした。エッチングされた観察面上の摺動面から深さ０～５００μｍ位置において周方向全周を５００倍の光学顕微鏡にて観察した。観察面内において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察されなかった場合、耐組織変化特性に優れるとして合格と判定し、表２に「無」と記載し、最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合、耐組織変化特性に劣るとして不合格と判定し、表２に「有」と記載した。なお、繰り返し数が１×１０６回に到達せずに破壊した全ての試験片は、最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された。
鋼１～９を使用した試験番号１～９は、化学組成が本発明の範囲内であるため、被削性、表面のロックウェル硬さ、靭性、転動疲労特性、耐摩耗性および耐組織変化特性のいずれも合格基準を満足している。一方、鋼１０～２３を使用した試験番号１０～２３は、いずれか１つ以上の特性が合格基準を満足しないものとなった。
鋼１０を使用した試験番号１０はＣ含有量、Ｐ含有量およびＳ含有量が高かったため、靭性、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１１を使用した試験番号１１はＣｅｑが高かったため、被削性が劣った例である。
鋼１２を使用した試験番号１２はＭｎ含有量が高かったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼１１を使用した試験番号１１はＣｅｑが高かったため、被削性が劣った例である。
鋼１２を使用した試験番号１２はＭｎ含有量が高かったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼１３を使用した試験番号１３は式（２）の左辺が低かったため、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼１４を使用した試験番号１４はＣ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１４を使用した試験番号１４はＣ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１５を使用した試験番号１５はＣ含有量が高かったため、靭性が劣った例である。
鋼１６を使用した試験番号１６はＳｉ含有量が低かったため、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１６を使用した試験番号１６はＳｉ含有量が低かったため、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１７を使用した試験番号１７はＳｉ含有量が高かったため、被削性が劣った例である。
鋼１８を使用した試験番号１８はＭｎ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１８を使用した試験番号１８はＭｎ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１９を使用した試験番号１９はＣｒ含有量が低かったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼２０を使用した試験番号２０はＣｒ含有量が高かったため、被削性が劣った例である。
鋼２０を使用した試験番号２０はＣｒ含有量が高かったため、被削性が劣った例である。
鋼２１を使用した試験番号２１はＶを含まなかったため、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼２２を使用した試験番号２２はＶ含有量が高かったため、靭性が劣った例である。
鋼２３を使用した試験番号２３はＭｎ含有量が高く、Ｃｒ含有量が低く、またＶを含まなかったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼２２を使用した試験番号２２はＶ含有量が高かったため、靭性が劣った例である。
鋼２３を使用した試験番号２３はＭｎ含有量が高く、Ｃｒ含有量が低く、またＶを含まなかったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
本発明によれば、焼ならし後の被削性に優れ、浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する浸炭軸受用鋼を提供することができる。
１ 森式スラスト型転動疲労試験片
２ 上レース
３ 鋼球
２ 上レース
３ 鋼球
Claims (1)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１５～０．３０％、
Ｓｉ：０．２０～０．８０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：１．６０～２．００％、
Ｖ ：０．０２～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ ：０．００２０～０．００８０％、
Ｃａ：０．００１～０．００５％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、および
Ｏ ：０．００１５％以下
を含有し、更に、
Ｂ ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足することを特徴とする軸受用鋼。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
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