JPH03254341A - 転動疲労寿命に優れた低Ｃｒ軸受鋼素材の製造方法 - 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） この発明は、自動車、その他産業機械等に用いられる転
がり軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命特性
を有する粕受用素材の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、軸愛用鋼としては、機械構造用炭素鋼、機械構造
用合金鋼および高炭素クロム軸受鋼が使用されている。

このうち高炭素クロム軸受鋼は、玉軸受、ころ軸受とし
て自動車、産業機械等に最も多く使用されている。この
鋼は、１ｗｔ％（以下単に％で示す）程度の炭素と０．
９〜１．６％程度のクロムが添加されていて、合金元素
の添加コストが極めて高い。

また鋼材の連続鋳造時、特に鋳片軸心部においてマクロ
偏析（以下中心偏析と称す）ならびに共晶炭化物が生威
し、切断、打ち抜き時における割れ発生を増大させると
共に転動疲労寿命特性を劣化させることから、素材中心
部を打ち抜いて廃材とするか、造塊法または長時間の拡
散処理の実施により共晶炭化物の消散を図ってから用い
られていた。このため生産性や素材歩留りの低下を避け
ることができなかった。

このような弊害をもたらす中心偏析および共晶炭化物は
、連続鋳造の場合、凝固先端部の凝固収縮のほか、凝固
シェルのバルジングなどによって生じる空隙の真空吸引
力が加わり、凝固先端部にＣ，Ｃｒ等の濃化溶鋼成分が
吸い込まれることによって形成されたもので、製品加工
時の熱処理により、大型の共晶炭化物または球状化炭化
物の残留、残留オーステナイト量の増大およびこれらミ
クロ組織の不均一などが生じて、転動疲労寿命を低下さ
せる。

その防止策としては、例えば２次冷却帯域におけるｔｍ
撹拌等が試みられたが、セミミクロ偏析までを軽減する
までには至らず、大型の共晶炭化物の消散には効果が無
い。

その他、凝固末期に一対のロールを用いて大圧下を施す
いわゆるインラインリダクション法（鉄と鋼　第６０年
（１９７４）第７号８７５〜８８４頁）の適用も試みら
れたが、未凝固層の大きい鋳片領域における圧下が不十
分だと、凝固界面に割れが発生し、逆に圧下が十分すぎ
る場合には鋳片の厚み方向中心部に強い負偏析が生じる
などの問題があった。

この点につき、特開昭４９−１２１７３８号公報では、
鋳片の凝固先端部付近でロール対による軽圧下を施し、
該部分の凝固収縮量を圧下により補償する方法が、また
特開昭５２−５４６２５号公報では、鍛造金型を用いて
鋳片の凝固完了点近傍を大圧下する方法が、それぞれ提
案されている。

しかしながらロールによる軽圧下の場合には、複数対の
ロールによる数ｌｌｌ１／ＩＩ＋の圧下を施したとして
も、ロールピッチ間で生しる凝固収縮やバルジングを十
分に防止することができず、また圧下位置が適切でなけ
ればかえって中心偏析が悪化するといった問題があった
。

他方、鍛造金型を用いて鋳片の凝固完了点近傍を大圧下
する場合は、インラインリダクション法の如きロールに
よる大圧下に比べて凝固界面が割れにくく、また負偏析
さらにはセミマクロ偏析をも飛躍的に改善できることが
明らかになってはいるけれども、依然として未凝固層の
大きい鋳片領域での圧下が不十分であると凝固界面に割
れが発生し、逆に圧下が十分すぎると鋳片の中心部に強
い負偏析を生じる不利があり、さらには未凝固厚の小さ
い領域を圧下してもその効果が得られないことから、最
適な圧下条件を模索しているのが現状である。

さらに成分糸からの検討としては、特公昭４６−１９４
２５号公報にて、Ｃ：　０．５８〜０．８０％、Ｃｒ　
：　０．５０〜２．００％、Ｍｎ　：　０．１０〜１．
１５％およびＳｉ　：　０．１５〜２．００％を含有し
、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ
マルテンサイト基地中における炭素固溶量が０．３５〜
０．５５％である軸受用鋼が提案され、すでに実用化さ
れている。

またＧ、Ｖ、Ｇｕｌｌｏｔｔｉらは、Ｃ：　０．７０％
、Ｓｉ　：　０．２８％、Ｍｎ　：　０．４１％、Ｃｒ
　：　０．２８％、Ｎｉ　：　０．９１％を含む組成と
することにより、ＳＡＥ　５２１００　（ＪＩＳ規格、
高炭素クロム軸受鋼に相当）と同等の性能を有する軸受
用鋼を開発している（Ｍｅｔａｌ　Ｐｒｏｇｒｅｓｓ、
　ｎｏｖ、／１９６５、　ｐ２〜４）。

しかしながらこれらの鋼には、依然として高価な合金元
素であるＣｒやＮｉが多量に添加されており、低価格化
の面で問題が多いほか、中心偏析の改善は望み難い。

（発明が解決しようとする課題） この発明の目的は、上記技術の問題点を有利に解決する
もので、成分調整に併せ、連鋳条件に工夫を加えるとこ
により、高価な合金元素を用いずしかも高温長時間の均
質化焼鈍を必要とすることなしに、従来の高炭素クロム
軸受鋼と同等以上の優れた転動疲労寿命を有しかつ生産
性の高い低価格軸受用素材の有利な製造方法を提案する
ところにある。

（課題を解決するための手段） すなわちこの発明は、 Ｃ：　０．５０〜０．９０％、 Ｓｉ　：　０．３０〜２．００％、 Ｍｎ　：　０．５０〜２．５０％およびＣｒ　：　０．
０５〜０．５０％ を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼
を、溶鋼加熱度が２５℃以上となる温度まで加熱したの
ち、連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了するクレータエ
ンド近傍にて圧下率５％以上の鍛圧加工を施し、ついで
熱間圧延を施すことからなる転動疲労寿命に優れた低Ｃ
ｒ軸受鋼素材の製造方法（第ｆ発明）である。

またこの発明は、溶鋼の成分組成が、 Ｃ：　０．５０〜０．９０　％、 Ｓｉ　：　０．３０〜２．００　％、 Ｍｎ　：　０．５０〜２．５０％およびＣｒ　：　０．
０５〜０．５０　　％ を含み、さらに Ｍｏ　：　０．０５〜１．５０％、 Ｖ　：　０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ　：　０．０５〜０．５０％、 ｗ　：　ｏ、ｏｓ〜０．５０％、 Ｎｉ　：　０．１０〜２．００％およびＣｕ　：　０．
０５〜１．００％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物の組成になる転動疲労寿命に
優れた低Ｃｒ軸受鋼素材の製造方法（第２発明）である
。

（作　用） まずこの発明において、素材の成分組成を上記の範囲に
限定した理由について説明する。

Ｃ：０．５０〜０．９０％ Ｃは、軸受けとして必要な強度、硬さを維持する上で重
要な元素であり、そのためには少なくとも０．５０％以
上を必要とする。しかしながらあまりに多すぎると共晶
炭化物が生威し、転動疲労寿命を劣化させるばかりでな
く、さらにその消散のために長時間の均質化処理が必要
となることから。

上限を０．９０％とした。

Ｓｉ　：　０．３０〜２．００％ Ｓｉは、鋼の溶製時脱酸剤として作用するほか、基地に
固溶し強度を上昇させるのに重要な元素であり、また鋼
塊の表面欠陥の発生の防止にも有効に寄与する。さらに
焼入れ組織の強化と焼戻しによる硬度低下を抑制する上
でも極めて有用な元素である。上記の効果は含有量が０
．３０％以上で顕著になるので、この値を下限とする。

一方、２．００％を超えるとかかる効果は飽和に達する
だけでなく、耐衝撃性および被削性の劣化を招くため、
上限を２．００％とした。

Ｍｎ　：　０．５０〜２．５０％ Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させることにより基地の強
度、靭性を高めることに有効に寄与する。

この効果は、０．５０％以上で顕著となるため、この値
を下限とする。しかしながら２．５０％を超えるとこの
効果は飽和に達するだけでなく、耐衝撃性および切削性
の劣化を招くため、上限を２．５０％とした。

Ｃｒ　：　０．０５〜０．５０％ Ｃｒは、焼入れ性を向上させ基地の強度および靭性を高
めると共に、炭化物の形成を助長し耐摩耗性を向上させ
るのに有効である。かかる効果は、０．０５％以上で顕
著になるのでこの値を下限とする。

しかしながら０．５０％を超えると耐衝撃性および切削
性が劣化し、また添加コストが上昇する。さらに鋳造時
共晶炭化物を生成して、転動疲労寿命を低下させるばか
りでなく、この悪影響を解消するために、高温、長時間
の均質化処理が必要となる。

よって、０．５０％を上限とした。

この発明では、上記した基本成分の他、必要に応じてＭ
ｏ、　　Ｖ、　Ｎｂ、　ＷおよびＣｕのうちから選んだ
１種または２種以上を、強度向上成分として以下に述べ
る範囲で添加することができる。

Ｍｏ　：　０．０５〜１．５０％、 恥は、焼入性を高めるだけでなく、強い固溶強化性を有
することから、強度ならびに転動疲労寿命の向上に有効
に寄与する。しかしながら多すぎると切削性を劣化させ
ると共に、添加コストの上昇を招く。よってＭＯは０．
０５％〜１．５０％き範囲で添加するものとした。

Ｖ、　Ｎｂ、　Ｗ　：　０．０５〜０．５０％、Ｖ、Ｎ
ｂおよびＷはそれぞれ、高温で安定した炭化物を形威し
、転動疲労寿命特性を向上させる。

しかし、多すぎると焼戻後の硬度が低下し、かえって転
動疲労寿命特性を劣化させる。よって■。

ＮｂおよびＷはそれぞれ、０．０５〜０．５０％の範囲
で添加するものとした。

Ｎｉ　：　０．１０〜２．００％ Ｎｉは、焼入れ性の向上に寄与するだけでなく、焼戻し
後の硬度低下を抑制させることから、強度および転動疲
労寿命の向上に有用な元素である。

しかしながらあまりに多すぎると、残留γが多量に生成
し焼戻し後の鋼材硬度を低下させる。よってＮｉは０．
１０〜２．００％の範囲で添加するものとした。

Ｃｕ　：　０．０５〜１．００％ Ｃｕは、Ｎｉと同様、焼入れ性の向上に寄与するだけで
なく、焼戻し後の硬度低下を抑制させることから、強度
および転動疲労寿命の向上に有用な元素である。しかし
ながら含有量が多すぎる場合には鍛造性の劣化を招く。

よってＣｕは０．０５〜１．００％の範囲で添加するも
のとした。

なおその他、酸素量低減および介在物形態制御を目的と
して＾１＋　Ｃａ、　Ｎａ、　　Ｋ１ＭｇおよびＺｒの
うちから選んだ１種または２種以上を、また被削性向上
を目的としてＳ、　Ｃａ、　Ｐｂ、　　Ｂ、　Ｂｉおよ
びＲＥＭのうちから選んだ１種または２種以上を、さら
に熱間強度向上を目的としてＰおよびＮのうちから選ん
だ１種または２種を、またさらに脱炭低減を目的として
ｓｂをそれぞれ少量添加することもできる。

さて上述したような好適成分組成に調整した溶鋼を、連
続鋳造して鋳片とするが、この発明では、得られた連続
鋳造鋳片の内部溶鋼が凝固完了するクレータエンド近傍
にて圧下率：５％以上の鍛圧加工を施すことが肝要であ
り、かくして鋳片中心部における偏析の生成を防止する
のである。

ここに、上記の如き鍛圧加工によって、鋳片中心に相当
する位置での偏析が改善される理由は、次のとおりと考
えられる。

すなわち内部溶鋼の凝固末期には、大型の非金属介在物
を含んだ合金元素濃度の高い溶鋼がクレータエンド近傍
に存在するため、このまま凝固すると非金属介在物の残
存ならびに中心偏析が生しるわけであるが、凝固前に鍛
圧加工を施すと、かような非金属介在物を含む濃化溶鋼
は上方に押し出されるため、中心部の非金属介在物量な
らびに合金元素量はさほど上昇することはなく、その結
果、中心部における転動疲労寿命特性は向上する。

第１図に、Ｃ：　０．６５％、Ｓｔ　：　０．８０％、
Ｍｎ　：　１．１０％およびＣｒ　：　０．２０％を含
有する組成になる溶鋼の連続鋳造に際し、連続鋳造中に
連続的に鍛圧加工を行って得た鋳片、あるいは鍛圧加工
を行わない従来法により得られた鋳片をそれぞれ、棒鋼
圧延により６５ｍｍφ棒鯛とし１中心部（棒鋼の中心が
試験片の表面にくるように試験片を採取）における転動
疲労寿命特性について調べた結果を示す。

同図より明らかなように、棒鋼中心部材の転動疲労寿命
特性は、圧下率が５％以上の鍛圧加工を施すことによっ
て、かかる鍛圧加工を施さない従来法の４倍以上に向上
した。

従ってこの発明では、鍛圧加工による圧下率につき、５
％以上の範囲に限定したのである。とはいえ圧下率が６
０％を超えると圧延後の素材精度が低下するといった問
題が生しるので、圧下率は６０％以下とするのが好まし
い。

ところで発明者らは、転動疲労寿命特性の一層の改善を
目指し、さらに研究重ねたところ、連続鋳造時における
溶鋼加熱度ΔＴを２５℃以上とするが、所期した目的の
達成に関し、極めて有効であることの知見を得た。

第２図に、鍛圧加工による圧下率が０％（従来法）およ
び１０％の各場合における、連続鋳造時の溶鋼加熱度Δ
Ｔと中心部材の転動疲労寿命特性との関係について調べ
た結果を示す。

同図より明らかなように、従来法では、転動疲労寿命特
性のピークは溶鋼加熱度ΔＴが約２０℃のときで、ΔＴ
がそれを下回る場合には非金属介在物の浮上、分離が不
十分のため、一方ΔＴがそれを上回る場合には濃厚な中
心偏析の残存により、いずれも転動疲労寿命は低下する
傾向にあった。

これに対し、溶鋼加熱度ΔＴが２５℃以上の条件で連続
鋳造し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完了するクサータエン
ド近傍にて鍛圧加工を施すことによって、より一層の転
動疲労寿命の延長が達成されている。

そこでこの発明では、連続鋳造時の溶鋼加熱度ΔＴにつ
き、２５℃以上（好ましくは８０’Ｃ以下）の範囲に限
定した。

（実施例） 第１表に示す化学成分になる種々の溶鋼を、転炉→連続
鋳造法により、第２表に示す条件下に処理して鋳片とし
た。

ついで綱材Ｎａ　１については、均熱炉により１２４０
℃ｘ　２　ｈ、　２０ｈで、一方その他の鋼材について
は均質化処理を行わずに、６５ｍｍφ棒綱に圧１後、球
状化焼鈍処理を行い、Ｄ／４部および中心部（棒鋼の中
心が試験片の表面にくるように採取）より転動疲労寿命
試験片を採取し、焼入れ、焼戻し後、転動疲労寿命試験
を実施した。

転動疲労寿命試験は、円筒型転動疲労寿命試験機を用い
、ヘルツ最大接触応力６００ｋｇｆ／ｍｍ２、繰り返し
応力数４６２４０　ｃｐｍの条件で行い、試験結果はワ
イブル分布に従うものと仮定して確率紙上にまとめ、鋼
材Ｎｏ、　１の２０ｈ拡散焼鈍処理材のＤ／４部Ｌ１゜
（累積破損確立が１０％のときの、はく離までの応力負
荷回数）を１として、相対的に評価した。

得られた結果を第２表に併記する。

綱材Ｎα１の２ｈ拡散焼鈍処理材（比較材）の割れ発生
率、転動疲労寿命特性は、同２０ｈ処理材（従来材）に
比較して、割れ発生率は３倍、転動疲労寿命特性は１７
３倍と極めて悪い。

また、鍛圧加工を施さなかった鋼材Ｎα３ならびに鍛圧
加工時の圧下率が５％以下である鋼材Ｎｏ、　４．６で
は中心部材の転動疲労寿命特性が、鋼材Ｎｏ、　１の２
０ｈ拡散焼鈍処理材（従来材）に比べ低い。

さらに、この発明の適正範囲からＣがはずれている綱材
Ｎα２およびＳｔがはずれている鋼材阻７については、
鍛圧加工による圧下率が５％以上であっても、Ｄ／４部
材ならびに中心部材のいずれにおいても、転動疲労寿命
特性が綱材Ｎα１の２０ｈ拡散焼鈍処理材（従来材）よ
りも劣っている。

これに対し、成分組成範囲、溶鋼加熱度および鍛圧加工
における圧下率ともこの発明の適正範囲を満足するもの
はいずれも、中心部の割れ発生率は０％、転動疲労寿命
特性は鋼材阻１の２０ｈ拡散焼鈍処理材（従来材）に比
べて１．５〜２．５倍程度優れている。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、高価な合金元素を用いずし
かも高温長時間の均質化焼鈍を必要とすることなしに、
従来の高炭素クロム軸受銅よりも優れた転動疲労寿命を
有する軸受用低Ｃｒｆｉ素材を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鍛圧加工における圧下率と転動疲労寿命特性
との関係を示したグラフ、 第２図は、鍛圧加工による圧下率が０％（従来法）およ
び１０％の各場合における、連続鋳造時の溶鋼加熱度Δ
Ｔと中心部材の転動疲労寿命特性との関係を示したグラ
フである。 中ノじ：＠Ｐ転動４目ご仲、！〒４６）（ＬＯ涛１丙り
）Ｌｏ４ｆ？（４１；υ玉力Ｕ工衣り暑１Ｍして盲〒（
ｆｆｌ、）鴫、　　　　Ｎ　　　　切　　　　も （ｈ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．５０〜０．９０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜２．５０ｗｔ％および Ｃｒ：０．０５〜０．５０ｗｔ％ を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼
   を、溶鋼加熱度が２５℃以上となる温度まで加熱したの
   ち、連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了するクレータエ
   ンド近傍にて圧下率５％以上の鍛圧加工を施し、ついで
   熱間圧延を施すことを特徴とする転動疲労寿命に優れた
   低Ｃｒ軸受鋼素材の製造方法。 ２、溶鋼の成分組成が、 Ｃ：０．５０〜０．９０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜２．５０ｗｔ％および Ｃｒ：０．０５〜０．５０ｗｔ％ を含み、さらに Ｍｏ：０．０５〜１．５０ｗｔ％、 Ｖ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ｗ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ｎｉ：０．１０〜２．００ｗｔ％および Ｃｕ：０．０５〜１．００ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
   Ｆｅおよび不可避的不純物の組成になる請求項１記載の
   低Ｃｒ軸受鋼素材の製造方法。