JPH02294453A - 軸受用ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、冷間加工性に優れた軸受用ステンレス鋼およ
びその製造方法に関する。

（従来の技術） 高炭素Ｃｒ軸受鋼としては、従来より、ＪＩＳ　Ｇ　４
８０５に規定されるＳＵＪ２（１％Ｃ−１．４％Ｃｒ含
有鋼）が最もよく使用されている。

しかし、このＳＵＪ　２を高温・食品産業・マンドボン
プ・高精度シャフト（コンピュータ一部品）等の、水・
湿潤環境下における使用の際の発錆・腐食が問題とされ
る部品に適用すると、耐食性が不足して、早期に発錆し
てしまうために使用することができなかった． そこで、高炭素Ｃｒ軸受鋼よりも、さらに優れた耐食性
を有するステンレス軸受鋼が強く要求されている。この
ようなステンレス軸受鋼としては、ＪＩＳ　４４０Ｃが
従来より最も広く使用されていた．ところが、このステ
ンレス軸受鋼として用いられるＪＩＳ４４０Ｃには、以
下に列記するような問題点があった。

■鋼中のＣ，Ｃｒの含有量がともに高いことに起因して
、鋳造のままでは２０ｐａ以上の粒径の巨大初析炭化物
が生成するため、冷間加工を実質的に不可能とし、さら
に疲労強度、耐食性（基地中の有効Ｃｒ量が低下するた
め）、靭性、切削性等を劣化させていた。

この巨大初析炭化物をその後の熱処理により鋼中に固溶
させることは不可能であって、凝固法の如何にかかわら
ず、その生成を回避することはできなかった． ■一般的に、鋼材に冷間加工を行うには、その前工程で
ある焼鈍により少なくともＩＩＲＣ≦２０とすることが
できれば可能であり、さらにＩＩＲｃ≦１０とすること
ができれば極めて容易に実施することができる。しかし
、ＪＩ５４４０Ｃでは如何に条件を変えて焼鈍を行って
も高々ＨＲＣ：２２程度にしかならず、ＨＲＣ≦２０と
することはできなかった。

■さらに、近年ＪＩＳ４４０Ｃの改良がなされているが
、その改良の殆どは、ＪＩＳ４４０Ｃの耐食性または焼
入れ硬度の改善を主たる目的とするものであって、例え
ば耐食性改善策としてＣｒ≧１２．５重景％、焼入れ硬
度確保策としてＣ≧０．７重量％と組成を限定する手段
である． たとえば、「電気製鋼、第５３巻、第４号（Ｐ２５６〜
Ｐ２６４）　Ｉには、高Ｃ一高Ｃｒ系冷間工具鋼（１％
Ｍｏ−０．３％■添加鋼）の焼入れ特性に及ぼすＣ　−
Ｃｒの影響を調査している．その結果、 ［オーステナイト結晶粒はＣ，Ｃｒの増加に伴って小さ
くなるが、その成長挙動は 式　Ｌ＝（重量％Ｃｒ）　＋１５．５Ｘ　（重量％Ｃ〕
により影響され、 （ｉ）オーステナイト結晶粒はＬ＝２５〜２８の時が最
も小さい （ｉｉ）Ｌが２５より大きくなると、ｌ〇一以上の巨大
炭化物が急増する」 ことが報告されている． （発明が解決しようとする課題） しかし、この公知手段では、巨大初析炭化物をなくし、
冷間加工性・焼入れ硬度・耐食性を確保することはでき
ない。

すなわち、前述した「電気製鋼、第５３巻、第４号（Ｐ
２５６〜Ｐ２６４）　Ｊにより提案された手段では、そ
の第１０図においても示されているように、Ｃ：０．６
重量％−Ｃｒ：１０重量％含有鋼でも巨大初析炭化物が
生成し、冷間加工を実質的に不可能としていることがわ
かる．そこでこの冷間加工性を改善するため焼鈍を行っ
ても、本発明者らの確認によればＨＲＣ：２２程度にし
か低減できなかった．また、巨大初析炭化物が生成しな
いとして報告されているＣ：０．６重量％−Ｃｒ：６重
量％含有鋼では、耐食性が著しく劣化することとなって
しまう． また、焼入れ硬度は、軸受鋼として用いるためには、Ｈ
ＲＣ≧５６が必要であるが、巨大初析炭化物をなくし、
冷間加工性を改善するためにｃｌを低下させると、この
焼入れ硬度を確保することができない。

さらに耐食性を高めるためにはＣ『含有量を増加させる
ことが望ましいが、Ｃｒ含有量を増加させると、巨大炭
化物が生成し、冷間加工性を劣化させてしまう。

したがって、このような手段では、前記巨大初析炭化物
の析出を防止すること、および冷間加工時の加工性を改
善することは不可能であった。

ここに、本発明の目的は、巨大初析炭化物をなくし、冷
間加工性・焼入れ硬度および耐食性を確保する軸受用ス
テンレス鋼を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明者は、上記の課題を解決するため種々検討を重ね
た結果、次に示すような新規知見を得た．すなわち、 ■巨大初析炭化物の生成を抑制するには、用いる鋼片の
組成を、Ｃｒ＋ｌＯＣ≦１８重量％と限定することが有
効であること、 ■冷間加工性を確保するには、上記■に示した手段とと
もに鋼材に組成の限定とある特定した条件の軟化焼鈍方
法を用いることにより、少なくともＨＲＣ≦２０、好ま
しくはＨＲＣ≦１０とすることができること、 ■耐食性については、巨大初析炭化物の生成がなければ
、事実上Ｃｒ≧７．５重量％で耐食性の劣化は殆ど発生
しないこと、および ■焼入れ硬度は、巨大初折炭化物がなければ、Ｃ≧０．
５０重量％とすることで所望の焼入れ硬度を得ることが
できるが、Ｃｒ：ｌ２．５重１％超では困難であること を知見した。

さらに本発明者は検討を重ねた結果、本発明を完成する
に至った。ここに本発明の要旨とするところは、重量％
で、 Ｃ　：　０．５０〜０．９０％、　　Ｓｉ：　０．１０
〜１．００％、Ｍｎ：　０．２〜１．５％、　　Ｐ：０
．０２５％以下、Ｓ：　０．０２０％以下、　　Ｃｒ：
　７．５　〜１２．５％、ただし、Ｃｒ＋１０Ｃ≦１８
％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物 からなる鋼組成を有し、焼鈍後の硬度がＩＩＲｃ≦２０
であることを特徴とする、冷間加工性に優れた軸受用ス
テンレス鋼である。

また、上記の本発明の好適態様として、さらに重量％で
、Ｍｏ：　０．０１〜２．００％を含んでいてもよい。

また、別の面からは、本発明は、重量％で、Ｃ　：　０
．５０　〜０．９０％、　　Ｓｉ：　０．１（１〜ｌ．
ｏｏ％、Ｍｎ：　０．２　〜１．５％、　　Ｐ：０．０
２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、　　Ｃｒ：　７．
５　〜１２．５％、ただし、Ｃｒ＋１０Ｃ≦１８％、 さらに必要により−ｏ；０．０１〜２．００％、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物 からなる鋼組成を有する鋼片を所定の形状に熱間成形後
、９５０〜１ｌ００℃の温度域に１５分〜５時間均熱保
持してから１５０℃／ｈ　　以下の冷却速度で７２０〜
５５０℃の温度域に冷却し、冷却停止後７２０〜５００
℃の温度域に１分〜５時間保持した後６５０〜８００℃
の温度域に０．５〜５時間再加熱保持し、その後冷却す
ることを特徴とする、冷間加工性に優れた軸受用ステン
レス鋼の製造方法である。

さらに、上記の軸受用ステンレス鋼の製造方法において
、前記鋼片は一辺３５０　ｍｍ角あるいはこれと同一断
面積かもしくはそれ以下の断面積を有するモールドに連
続鋳造することによって得られたものであってもよい。

本発明において、［冷間加工性に優れた」とは、例えば
冷間加工が限界圧縮率で２０％以上可能で、焼入れ硬度
がＨＲＣ≧５６であることをいう。

（作用） 以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本明
細書において、「％」は特にことわりがない限りｒ重量
％」を意味するものとする。

まず、本発明において、ステンレス鋼の組成を制限する
理由を説明する。

Ｃ：焼入れ硬度を確保するためには０．５０％以上必要
であるが、０．９０％超では１０７ｍを超える巨大初？
炭化物が生成し、その後の加工・熱処理の条件を如何に
変更してもｌＯｕＩ１以下に小さくならない。しかも、
焼鈍後の軟化を不十分とし、さらには焼入れ時にオース
テナイトが残留し、かえって焼入れ硬度の低下を招く。

したがって、Ｃ含有量は、０．５０％以上０．　９０％
以下と制限する。

Ｓｉ：脱酸に有効な元素であり、０．　１０％未満では
酸化物系介在物が増加し疲労強度が低下する。

方、１．００％超ではＳｉＯ■系の大型介在物が増加し
疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．１
０％以上１．００％以下と制限する。

Ｍｎ：　０．２％未満では、脱酸が困難である。しかも
、粒界にＳが偏析し熱間加工性を劣化させる。

方、１．５％超では特性は急激に低下しない力側ｎＳ系
介在物が増加し疲労強度が低下する．したがって、Ｍｎ
含有量を０．２％以上１．５％以下と制限する． Ｐ，Ｓ：　ともに、鋼中不純物としてなるべく少ない方
が良い．上限を超えると、介在物が増え疲労強度が低下
するからである。また、Ｓは切削性を改善させるため添
加する場合があるが、０．０２０％超では疲労強度が低
下することとなる．そこで、Ｐは０．０２５％以下、Ｓ
は０．０２０％以下と制限する． Ｃｒ：　７．５％未満では、１０ｕｓを超える巨大初析
炭化物は生成しない．しかし、有効Ｃｒが相対的に高い
としても、耐食性は十分でない．一方、１２．５％超で
は１０ｍを超える巨大初析炭化物が生成し各種の特性を
劣化させることとなる．したがって、Ｃ『含有量を７．
５％以上１２．５％以下と制限する。

Ｃｒ＋１０Ｃ：　１０−を超える巨大炭化物は疲労特性
・耐食性・冷間加工性を劣化させる．これを防止するに
はＣｒとＣとの制限が必要である．しかし、不用意に低
下させると焼入れ硬度の低下、耐食性の劣化が生じる．
Ｃｒ＋１０Ｃ＜１８％は巨大初析炭化物が生じない条件
であり、５一以下の炭化物は焼鈍後にも存在する．また
、Ｃｒ＋１０Ｃ≦１３％では鋳造時に生じた１０一以下
の炭化物は焼鈍後、消滅する．さらに、１８％超では２
０，ｌＪＩ以上の巨大初折炭化物が生じてしまうのであ
る．したがって、Ｃｒ＋１０Ｃ≦１８％と制限する．ま
た、本発明において用いるステンレス鋼は、次に示す元
素をさらに含有してもよい。

ｓｏｌ．八Ｑ：必要により鋼の脱酸のために添加される
元素であり、０．００５％未満では、通常の転炉・電気
炉溶製の場合に、０≦４０ｐｐｍと低減することがむず
かしくなることがある。但し、真空溶解・ＥＳＲ再溶解
を実施したものは、ｓｏｌ．ＡＱ，　０が同一レベルで
も他の溶製方法に比較して介在物が少ないか、または微
細になって分散するため疲労特性は良好になる．また、
０．０３０％超では介在物としてのＡＱｚｏｓが増加し
、疲労特性が低下する。したがって、ｓｏｌ．ＡＱＩは
０．００５〜０．０３０％であることが望ましい。

ＭＯ：孔食、低ＰＲ環境での鋼の耐食性を改善させる元
素である．また０．ＯＩ％未満では効果がなく２．００
％超ではその効果は飽和する．しかも、Ｍｏは初析炭化
物が巨大になることを防止する元素でもある．したがっ
て、ＭＯ含有量は０．０１〜２．００％として用いるこ
とが望ましい． 本発明においては、上記組成を有する鋼片に分塊、圧延
、押出し等の熱間加工を施して板、管、条材、線材等の
形状とした後で、加熱・冷却・低温保持・再加熱および
冷却という熱処理を施して前記組成を有する鋼材を得、
その後さらに冷間にて、引き抜き、圧延、鍛造、転勤等
の成形加工を行って所定の形状に仕上げた後、焼入れ焼
戻しにより所要の硬度として用いるのである．したがっ
て、次に熱処理条件を制限する理由を説明する．加熱：
９５０℃未満ではストリンガー状および粒界炭化物が固
溶せず、疲労強度が低下する．一方、１１００℃超では
炭化物の固溶が大きくなり、焼鈍による硬度低下が不足
し、ＨＲＣ≦２０を満足しない。そこで加熱温度を９５
０℃以上１１００℃以下に制限する．一方、加熱時間が
１５分未満では炭化物の固溶・凝集が不十分であり、ま
た５時間以上では炭化物の固溶が過大になり、いずれの
場合も焼鈍後の硬度を上昇させるために好ましくない。

そこで熱間成形後の加熱時間を１５分〜５時間と制限す
る。

冷却：冷却終了時、およびその後の保持終了時までに基
地の組織をオーステナイトからフェライトに変態させる
ことがその後の軟化に極めて重要である．本発明者の知
見によれば、冷却速度を１５０℃／ｈ以下に抑えないと
十分にフエライトに変態しない．変態が十分でないと、
ＩＩＲｃ≧２５となり、冷間加工が不可能である．した
がって、冷却速度を１５０℃／ｈ以下に制限する．また
、フエライトに変態させるためには７２０℃以下に制限
することが必要である。そして冷却停止温度の下限を５
５０℃としたのは、これより低いとマルテンサイト変態
が生じ、その後の熱処理でかえって炭化物が微細に分散
し、十分な軟化が得られないからである． 低温保持：軟化を促進させるためには、なるべく高温で
フエライトに変態させることが重要である．そのため、
冷却停止温度は変態が生じる？２０℃以下とすることが
必要である．また、５００℃未満では、マルテンサイト
になって、焼鈍後の硬度を高くしてしまう。そこで、保
持温度を？２０℃以下５００″Ｃ以上と制限する． さらに、保持時間が１分未満ではフエライト変態が十分
でな《、また、５時間超でその後の軟化を劣化させない
が、硬廣低下は飽和することとなる。したがって本発明
において、加熱後の保持時間を１分〜５時間と制限する
．再加熱：フェライト域でＣの拡散が速く、しかも炭化
物の固熔限が極めて小さい温度範囲で実施し、炭化物を
凝集し、基地中のＣ量を低下させ軟化を促進させること
が重要である．そのため、再加熱温度上限を８００℃と
し、オーステナイトの生成を防止する．一方、６５０℃
未満では、上記反応が十分でない．したがって、再加熱
温度を６５０℃以上８００″Ｃ以下に制限する．また再
加熱温度が０．５時間未満では軟化が不十分であり、５
時間超では特性に劣化はないが、軟化は飽和する．−シ
たがって、再加熱時間を０．５時間以上５時間以下と制
限する． 冷却：冷却手段は特に制限する必要がないが、場合によ
っては炭化物の凝集の過程でオーステナイトが生成する
ことがあるので、放冷（空冷）、またはこれらよりも遅
い冷却速度の冷却を行うことが望ましい．特に鋼片の熱
応力による割れ防止にも効果がある． また、用いる綱片の寸法についても好適な範囲がある．
すなわち、 鋼片：一辺の長さが３５０ｍｓ＋を超えると中心部の凝
固速度が遅くなり、冷却途中において生成した炭化物が
凝集・成長・巨大化し、１０−を超える巨大炭化物とな
ってしまう．しかし、３５０ｌｌＩ１以下であれば中心
部においても十分な冷却速度が得られ、炭化物は生成し
ても、その後の熱処理により固溶・凝集され、ｌ〇一以
下になる．したがって、鋼片は一辺３５０−ＩＩ角以下
か、またはこれと同一断面積以下の寸法であって、特に
偏析抑制、初析炭化物の粗大化防止の観点から、連続鋳
造されたものであることが望ましい．このようにして、
硬度ＨＲＣ≦２０以下であって、冷間加工性に優れ、例
えば冷間加工が限界圧縮率で２０％以上可能であり、さ
らに焼入れ硬度がＨＲＣ≧５６の軸受用ステンレス鋼を
得ることができる。

さらに、本発明を実施例を用いて詳述するが、これは本
発明の例示であり、これにより本発明が限定されるもの
ではない． 実施例 第１表に示す組成を有する鋼種Ａ１ないしＡｌ２、Ｂｌ
−８９およびＣ１ないしＣ３を第２表に示す条件で加熱
、冷却、低温保持、再加熱および放冷を行って、試料阻
１ないし試料Ｎα４５を得た． これらの試料について、焼鈍後硬度（ＩＩＲＣ）　、圧
縮限界（ト）、焼入れ硬度（ＩＩＲＣ）　、炭化物最大
径および耐食性発錆時間（ｈ）について調査を行った．
結果を第２表に示す． また、これらの結果について、焼鈍後の硬度に及ぼすＣ
，Ｃｒｉｌの影響を第１図に、焼入れ後の硬度に及ぼす
Ｃ，Ｃｒ量の影響を第２図にそれぞれグラフで示す．な
お、第１図および第２図における直線は、ともにＣｒ量
（ト）＋１０Ｃ量（１）＝１８〜であることを示す直線
であり、第１図において＊は巨大初析炭化物の生成があ
った試料、第２図において＊は、これらの試料を５０℃
、湿度９０％の環境下で腐食試験を行った際に、２０時
間以内に発生した試料をそれぞれ示す． 第２表および第１図、第２図から明らかなように、本発
明にかかる試料は焼鈍後硬度が低下したため冷間加工性
が向上し、また炭化物最大径が低下し組織が微細化する
ため焼入れ硬度の劣化を防止することができた． （発明の効果） 以上説明したように、本発明によりＩＩＲｃ≦１８とな
り２０％以上の冷間加工と焼入れ後にＩＩＲｃ≧５６の
硬度と優れた耐食性とを有する、軸受用ステンレス鋼を
得ることができた． かかる効果を有する本発明の意義は掻めて著しい．

【図面の簡単な説明】

第１図は、焼鈍後の硬度に及ぼすＣ，Ｃｒ量の影響を表
わすグラフ：および 第２図は、焼入れ後の硬度に及ぼすＣ，Ｃｒ量の影響を
表わすグラフである．

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．５０〜０．９０％、Ｓｉ：０．１０〜１．００
   ％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：７．５〜１２．５％、た
   だし、Ｃｒ＋１０Ｃ≦１８％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物 からなる鋼組成を有し、焼鈍後の硬度がＨＲＣ≦２０で
   あることを特徴とする、冷間加工性に優れた軸受用ステ
   ンレス鋼。
2. （２）さらに重量％で、 Ｍｏ：０．０１〜２．００％ を含むことを特徴とする請求項１記載の軸受用ステンレ
   ス鋼。
3. （３）鋼片を所定の形状に熱間成形後、９５０〜１１０
   ０℃の温度域に１５分〜５時間均熱保持してから１５０
   ℃／れ以下の冷却速度で７２０〜５５０℃の温度域に冷
   却し、冷却停止後７２０〜５００℃の温度域に１分〜５
   時間保持した後６５０〜８００℃の温度域に０．５〜５
   時間再加熱保持し、その後冷却することを特徴とする、
   請求項１または請求項２記載の軸受用ステンレス鋼の製
   造方法。
4. （４）前記鋼片は一辺３５０ｍｍ角あるいはこれと同一
   断面積かもしくはそれ以下の断面積を有するモールドに
   よる連続鋳造で得られたものである、請求項３記載の軸
   受用ステンレス鋼の製造方法。