JPH03100142A - 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 - Google Patents
圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法Info
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- JPH03100142A JPH03100142A JP23851189A JP23851189A JPH03100142A JP H03100142 A JPH03100142 A JP H03100142A JP 23851189 A JP23851189 A JP 23851189A JP 23851189 A JP23851189 A JP 23851189A JP H03100142 A JPH03100142 A JP H03100142A
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Landscapes
- Rolling Contact Bearings (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[a業上の利用分野]
本発明は、転勤疲労特性を低下させることなく、優れた
圧壊特性を示す軸受用肌焼鋼およびその製造方法に関す
るものである。
圧壊特性を示す軸受用肌焼鋼およびその製造方法に関す
るものである。
[従来の技術]
接触面圧が非常に高い玉軸受やころ軸受等の内・外輪や
転勤体には、従前から高炭素クロム軸受鋼が汎用されて
おり、SUJ 1のCr量を増した5UJ2が中・小型
軸受に、MnやSt量を増した5UJ3が大型軸受に夫
々多用されてきた。
転勤体には、従前から高炭素クロム軸受鋼が汎用されて
おり、SUJ 1のCr量を増した5UJ2が中・小型
軸受に、MnやSt量を増した5UJ3が大型軸受に夫
々多用されてきた。
これらの軸受鋼を使用するに当たっては球状化焼鈍を施
した後、切削加工や冷・温間加工によって軸受部品に成
形加工し、その後焼入れ・焼戻し処理をし、数%の球状
炭化物、数%の残留オーステナイトおよび残部がマルテ
ンサイトとなる様に組織を調整し、転勤疲労性、耐摩耗
性1寸法安定性等軸受鋼に要求される特性を確保してき
た。
した後、切削加工や冷・温間加工によって軸受部品に成
形加工し、その後焼入れ・焼戻し処理をし、数%の球状
炭化物、数%の残留オーステナイトおよび残部がマルテ
ンサイトとなる様に組織を調整し、転勤疲労性、耐摩耗
性1寸法安定性等軸受鋼に要求される特性を確保してき
た。
一方転勤疲労性が特に要求される軸受については、肌焼
鋼を浸炭処理したものが使用されている。特に最近では
肌焼鋼の冷間鍛造性を生かして、小型軸受への適用が検
討されており、国内ではS Cr 420やS CM
420等が小型浸炭軸受に多用される様になっている。
鋼を浸炭処理したものが使用されている。特に最近では
肌焼鋼の冷間鍛造性を生かして、小型軸受への適用が検
討されており、国内ではS Cr 420やS CM
420等が小型浸炭軸受に多用される様になっている。
[発明が解決しようとする課題]
自動車や産業機械等においては、パワーアップや小型軽
量化に伴ない軸受部品も小型軽量化への検討が進められ
ている。この場合、従来よりも衝撃強度の高い状態(即
ち圧壊荷重の高い状態)での使用に耐え得る様な特性が
要求される。従って軸受鋼には、転勤疲労性、耐摩耗性
9寸法安定性等の様に軸受鋼が本来有すべき特性は勿論
のこと、より高い衝撃強度に耐え得るだけの特性を具備
することが期待される。
量化に伴ない軸受部品も小型軽量化への検討が進められ
ている。この場合、従来よりも衝撃強度の高い状態(即
ち圧壊荷重の高い状態)での使用に耐え得る様な特性が
要求される。従って軸受鋼には、転勤疲労性、耐摩耗性
9寸法安定性等の様に軸受鋼が本来有すべき特性は勿論
のこと、より高い衝撃強度に耐え得るだけの特性を具備
することが期待される。
本発明の目的は、軸受鋼が本来具有すべき特性は勿論の
こと、圧壊特性にも優れた軸受用肌焼鋼およびその製造
方法を提供することにある。
こと、圧壊特性にも優れた軸受用肌焼鋼およびその製造
方法を提供することにある。
[課題を解決する為の手段]
上記目的を達成し得た本発明とは、C: 0.1〜0.
3%、S i : 0.5%以下、M n : 0.3
〜2%、Cr : OJ 〜2%、A 1 : 0.0
15〜0.06%、N:0.003〜0.02%、T
i : 0.002%以下、0;0.002%以下、P
: 0.02%以下、S : 0.015%以下を含
有すると共に、N i : 0.3〜4%、MO=0.
4〜1%のうちの1 flまたは2種を含有し、残部F
eおよび不可避不純物からなり、残留オーステナイトが
20面積%以上である点に要旨を有する軸受用肌焼鋼で
ある。
3%、S i : 0.5%以下、M n : 0.3
〜2%、Cr : OJ 〜2%、A 1 : 0.0
15〜0.06%、N:0.003〜0.02%、T
i : 0.002%以下、0;0.002%以下、P
: 0.02%以下、S : 0.015%以下を含
有すると共に、N i : 0.3〜4%、MO=0.
4〜1%のうちの1 flまたは2種を含有し、残部F
eおよび不可避不純物からなり、残留オーステナイトが
20面積%以上である点に要旨を有する軸受用肌焼鋼で
ある。
また軸受用肌焼鋼として、上記組成に対し、更にV :
0.03〜0.3 %、N b : 0.01〜0.
3%から選ばれる1 fffiまたは2種を含有させる
ことも有効であり、これによって結晶粒を微細化するこ
とができ、転勤疲労性を更に向上させ、靭性を増大させ
ることができる。更に、これらの肌焼鋼を製造するに当
たっては、上記の組成を有する軸受用鋼を浸炭焼入後、
220℃以下の温度で焼戻しすればよい。
0.03〜0.3 %、N b : 0.01〜0.
3%から選ばれる1 fffiまたは2種を含有させる
ことも有効であり、これによって結晶粒を微細化するこ
とができ、転勤疲労性を更に向上させ、靭性を増大させ
ることができる。更に、これらの肌焼鋼を製造するに当
たっては、上記の組成を有する軸受用鋼を浸炭焼入後、
220℃以下の温度で焼戻しすればよい。
[作用]
本発明者らは、耐衝撃性に及ぼす合金元素や焼戻し温度
等の影響について検討した。
等の影響について検討した。
その結果、まずNiおよびMoの含有量を調整し、Ms
点を下げ残留オーステナイト量を多くし、浸炭層の硬さ
を下げれば耐衝撃性が増すことを確認した。またMOは
粒界強度を向上させる元素であり、浸炭層の靭性向上に
寄与することも分かった。更に、軸受部材にとって最も
重要な特性である転勤疲労性は、浸炭層の硬さが高く、
また残留オーステナイト量を多くするほど向上するので
、浸炭層の硬さが低下した分だけ残留オーステナイト量
を多くすることにより従来の肌焼軸受鋼と同等の転勤疲
労寿命が得られることが分かった。
点を下げ残留オーステナイト量を多くし、浸炭層の硬さ
を下げれば耐衝撃性が増すことを確認した。またMOは
粒界強度を向上させる元素であり、浸炭層の靭性向上に
寄与することも分かった。更に、軸受部材にとって最も
重要な特性である転勤疲労性は、浸炭層の硬さが高く、
また残留オーステナイト量を多くするほど向上するので
、浸炭層の硬さが低下した分だけ残留オーステナイト量
を多くすることにより従来の肌焼軸受鋼と同等の転勤疲
労寿命が得られることが分かった。
一方焼戻し温度の影響については、通常の残留オーステ
ナイト量を確保するという観点から220℃以下とし、
残留オーステナイトの分解が生じても従来のS Cr
420より残留オーステナイトが多い量(20面積%以
上)を確保する必要があることが分かった。尚焼戻し温
度の下限は100℃が好ましく、これより低温となると
焼戻し効果が不十分となる。
ナイト量を確保するという観点から220℃以下とし、
残留オーステナイトの分解が生じても従来のS Cr
420より残留オーステナイトが多い量(20面積%以
上)を確保する必要があることが分かった。尚焼戻し温
度の下限は100℃が好ましく、これより低温となると
焼戻し効果が不十分となる。
以上の研究成果に基づき更に検討した結果、成分組成を
適切に設定した軸受用鋼を浸炭焼入後、220℃以下の
温度で焼戻し処理し、残留オーステナイト量を20%以
上にすれば、本発明の目的が兄事に達成され得ることを
見出すに至り、ここに本発明を完成した。
適切に設定した軸受用鋼を浸炭焼入後、220℃以下の
温度で焼戻し処理し、残留オーステナイト量を20%以
上にすれば、本発明の目的が兄事に達成され得ることを
見出すに至り、ここに本発明を完成した。
本発明の軸受用肌焼鋼における各成分組成の限定理由は
次の通りである。
次の通りである。
C: 0.1〜0.3%
Cは浸炭部品の心部強度を向上させる元素であり、0.
1%未満では必要な強度は得られない。−方0.3%を
超えると、靭性、被削性、加工性が低下する。
1%未満では必要な強度は得られない。−方0.3%を
超えると、靭性、被削性、加工性が低下する。
Si:0.5%以下
Stは脱酸剤として添加されるが、余り多くなると冷間
加工性が悪くなる。従って上限は0.5%とした。
加工性が悪くなる。従って上限は0.5%とした。
Mn:OJ〜2%
Mnは焼入性向上元素として使用され、また調質処理後
の強度を高くする為に必須の元素であり、その効果を発
揮させる為には0.3%以上の添加が必要である。しか
し多過ぎると靭性や被剛性が悪くなるので、添加量は2
%以下にする必要がある。
の強度を高くする為に必須の元素であり、その効果を発
揮させる為には0.3%以上の添加が必要である。しか
し多過ぎると靭性や被剛性が悪くなるので、添加量は2
%以下にする必要がある。
Cr : 0.3〜2%
CrはMnと同様に焼入性を増し、また調質処理後の強
度を確保する為に必須の元素であり、その効果を発揮さ
せる為には0.3%以上の添加が必要である。しかし多
過ぎると靭性や被剛性が悪くなるので、添加量は2%以
下にする必要がある。
度を確保する為に必須の元素であり、その効果を発揮さ
せる為には0.3%以上の添加が必要である。しかし多
過ぎると靭性や被剛性が悪くなるので、添加量は2%以
下にする必要がある。
A I : 0.015〜0.06%
AIは脱酸と結晶粒微細化に有効な元素であり、これら
の効果を発揮させる為には0.015%以上の添加が必
要である。しかしながらO,OS%を超えて添加しても
結晶粒微細化効果は飽和し、それ以上添加してもかえっ
て結晶が成長し易くなる。
の効果を発揮させる為には0.015%以上の添加が必
要である。しかしながらO,OS%を超えて添加しても
結晶粒微細化効果は飽和し、それ以上添加してもかえっ
て結晶が成長し易くなる。
従ってAlの添加量は0.015〜0.06%とする必
要がある。
要がある。
N : 0.003〜0.02%
NはAIやv(vについては後述する)等と結合して窒
化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼の強靭化に有効な
元素であり、その効果を発揮させる為には0.003%
以上の添加が必要である。しかしながら0.02%を超
えて添加すると、冷・温間での加工性が低下する。
化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼の強靭化に有効な
元素であり、その効果を発揮させる為には0.003%
以上の添加が必要である。しかしながら0.02%を超
えて添加すると、冷・温間での加工性が低下する。
T i : 0.002%以下
TiはNと結合して粗大なTiNを生成し、転勤疲労性
、冷温間での加工性を低下させる。従って、Tiの含有
量は極力減少する必要があり、0.02%以下とすべき
である。
、冷温間での加工性を低下させる。従って、Tiの含有
量は極力減少する必要があり、0.02%以下とすべき
である。
0 : 0.002%以下
0はAIやSt等と結合して、鋼中に酸化物系介在物を
生成する。鋼中での0量が多くなると、前記酸化物系介
在物の存在によって耐転!I]疲労性が低下すると共に
、切削性や冷・温間での加工性が悪化する。従ってOは
極力低減し、0.002%以下に抑える必要がある。
生成する。鋼中での0量が多くなると、前記酸化物系介
在物の存在によって耐転!I]疲労性が低下すると共に
、切削性や冷・温間での加工性が悪化する。従ってOは
極力低減し、0.002%以下に抑える必要がある。
P : 0.02%以下
Pは靭性を低下させる元素であり、含有量を極力低減す
る必要があり、0.02%以下にすべきである。
る必要があり、0.02%以下にすべきである。
S : 0.015%以下
Sは転勤疲労性を低め、また冷・温間加工性にも悪影響
を及ぼす元素であり、含有量は極力低減する必要があり
、0.015%以下にすべきである。
を及ぼす元素であり、含有量は極力低減する必要があり
、0.015%以下にすべきである。
N i : 0.3〜4%、 Mo :0.4〜1%こ
れらの元素は焼入性を増加させる元素であり、質量の大
きな部品での調質処理を容易にする効果がある。またこ
れらの元素は残留オーステナイト量を多くする元素であ
ると共に、粒界強度を向上させ浸炭層の靭性を向上させ
る効果がある。
れらの元素は焼入性を増加させる元素であり、質量の大
きな部品での調質処理を容易にする効果がある。またこ
れらの元素は残留オーステナイト量を多くする元素であ
ると共に、粒界強度を向上させ浸炭層の靭性を向上させ
る効果がある。
これらの効果を発揮させる為には、Niは0.3%以上
、MOは0.4%以上添加する必要がある。
、MOは0.4%以上添加する必要がある。
しかしながらあまり多く添加することは、切削性、冷・
温間での加工性をかえって低下させ、調質後の寸法安定
性を悪くする。゛従って、Niは4%以下、MOは1%
以下とすべきである。
温間での加工性をかえって低下させ、調質後の寸法安定
性を悪くする。゛従って、Niは4%以下、MOは1%
以下とすべきである。
以上の元素は本発明の軸受用肌焼鋼における必須成分お
よび制限成分であるが、必要に応じてVやNbの1種ま
たは2種を適当量添加してもよい。これらの元素は鋼中
のCやNと結合して炭・窒化物を生成し、結晶粒を微細
化して転勤疲労性を更に向上させ、また靭性を増大させ
る上で有効である。これらの効果を発揮させる為にはV
:0.03%以上、Nb:0.01%以上添加する必要
があるが、V、Nbともに0.3%を超えて添加しても
結晶粒の微細化効果の増大が認められなくなる。
よび制限成分であるが、必要に応じてVやNbの1種ま
たは2種を適当量添加してもよい。これらの元素は鋼中
のCやNと結合して炭・窒化物を生成し、結晶粒を微細
化して転勤疲労性を更に向上させ、また靭性を増大させ
る上で有効である。これらの効果を発揮させる為にはV
:0.03%以上、Nb:0.01%以上添加する必要
があるが、V、Nbともに0.3%を超えて添加しても
結晶粒の微細化効果の増大が認められなくなる。
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下
記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・
後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・
後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
[実施例]
第1表に示す化学組成を有する供試材(No。
1〜7)を小型真空炉にて溶製した。尚第1表中N01
1のものはJIS規#rscr420に相当する比較鋼
である。
1のものはJIS規#rscr420に相当する比較鋼
である。
これらの鋼を熱間鍛造にて65+u+φ、1511!1
φの丸棒に鍛押しし、(925℃×1時間)の加熱後空
冷して焼ならしを施した。
φの丸棒に鍛押しし、(925℃×1時間)の加熱後空
冷して焼ならしを施した。
64+++mφの丸棒については、第1図に示す様な転
勤疲労試験片に加工し、各試験片について浸炭焼入れを
行なった後(925℃×3時間)、第2表に示す温度で
焼戻し処理を施し、次いで各試験片をラッピング加工し
て仕上げ、ヘルツ応力500 kgf/++v2にてス
ラスト型転勤疲労試験に供した。
勤疲労試験片に加工し、各試験片について浸炭焼入れを
行なった後(925℃×3時間)、第2表に示す温度で
焼戻し処理を施し、次いで各試験片をラッピング加工し
て仕上げ、ヘルツ応力500 kgf/++v2にてス
ラスト型転勤疲労試験に供した。
一方、15mmφの丸棒については、圧壊特性を評価す
るため第2図に示す様な抗折試験片に加工し、疲労試験
の場合と同じ条件で浸炭焼入れ・焼戻し処理を施し、抗
折試験によって曲げ強度を算出した。尚抗折試験は、ス
パン量比1!I2011111の3点曲げ方式で行ない
、荷重点のたわみ速度を0.5ml/minの一定とし
て実施した。また破断荷重から曲げ強度を算出するに当
たっては下記(1)式を適用した。
るため第2図に示す様な抗折試験片に加工し、疲労試験
の場合と同じ条件で浸炭焼入れ・焼戻し処理を施し、抗
折試験によって曲げ強度を算出した。尚抗折試験は、ス
パン量比1!I2011111の3点曲げ方式で行ない
、荷重点のたわみ速度を0.5ml/minの一定とし
て実施した。また破断荷重から曲げ強度を算出するに当
たっては下記(1)式を適用した。
但し、P:破断荷重(kgf) 、 J2 ニスパン間
距離(am)、 W :幅(mn+)、 t :厚さ(
am)供試鋼の抗折試験結果(曲げ強度)および転勤疲
労試験結果を、残留オーステナイト量および表面硬さの
測定結果と共に、第2表に一括して併記する。
距離(am)、 W :幅(mn+)、 t :厚さ(
am)供試鋼の抗折試験結果(曲げ強度)および転勤疲
労試験結果を、残留オーステナイト量および表面硬さの
測定結果と共に、第2表に一括して併記する。
第2表から次の様に考察できる。
本発明鋼N052〜7では、焼戻し温度を160℃にし
た場合、NO,1の5Cr42011に比べ、曲げ強度
に優れ、且つ転勤疲労性は同等若しくはそれ以上の特性
が得られている。また本発明鋼No。
た場合、NO,1の5Cr42011に比べ、曲げ強度
に優れ、且つ転勤疲労性は同等若しくはそれ以上の特性
が得られている。また本発明鋼No。
2で焼戻し温度を高くするにつれて残留オーステナイト
の分解が起こり、250℃になると曲げ強度が向上する
が、転勤疲労性が悪くなる。
の分解が起こり、250℃になると曲げ強度が向上する
が、転勤疲労性が悪くなる。
[発明の効果]
以上述べた如く本発明によれば、軸受鋼が本来有すべき
特性を具備しつつ、圧壊特性にも優れた軸受用肌焼鋼が
実現できた。
特性を具備しつつ、圧壊特性にも優れた軸受用肌焼鋼が
実現できた。
第1図はスラスト型転勤疲労試験片の概略説明図、第2
図は抗折試験片の概略説明図である。
図は抗折試験片の概略説明図である。
Claims (3)
- (1) C:0.1〜0.3%(特に断わらない限り重
量%を意味する)、Si:0.5%以下、Mn:0.3
〜2%、Cr:0.3〜2%、Al:0.015〜0.
06%、N:0.003〜0.02%、Ti:0.00
2%以下、O:0.002%以下、P:0.02%以下
、S:0.015%以下を含有すると共に、Ni:0.
3〜4%、Mo:0.4〜1%のうちの1種または2種
を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、残留
オーステナイト量が20面積%以上であることを特徴と
する圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼。 - (2) C:0.1〜0.3%、Si:0.5%以下、
Mn:0.3〜2%、Cr:0.3〜2%、Al:0.
015〜0.06%、N:0.003〜0.02%、T
i:0.002%以下、O:0.002%以下、P:0
.02%以下、S:0.015%以下を含有すると共に
、Ni:0.3〜4%、Mo:0.4〜1%のうちの1
種または2種を含有し、更にV:0.03〜0.3%、
Nb:0.01〜0.3%のうちの1種または2種を含
有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、残留オー
ステナイト量が20面積%以上であることを特徴とする
圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼。 - (3) 請求項(1)または(2)の組成を有する軸受
用鋼を浸炭焼入後、220℃以下の温度で焼戻し処理す
ることを特徴とする圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23851189A JPH03100142A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23851189A JPH03100142A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03100142A true JPH03100142A (ja) | 1991-04-25 |
Family
ID=17031338
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23851189A Pending JPH03100142A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03100142A (ja) |
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