JPH03254342A - 転動疲労寿命に優れた軸受用素材の製造方法 - 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
を有する軸受用素材の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 転がり軸受は、転動輪と転動体とから構成され、いずれ
も転動接触面が均質であることが要求される。特に鋳片
中心部に発生するマクロ偏析（以下単に中心偏析と称す
）および共晶炭化物は、転動疲労寿命を劣化させること
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これらを十分に消散
させてから用いられていた。なお共晶炭化物は打抜きや
切断時における割れも増大させる。従って生産性や素材
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は、連続鋳造の場合
、凝固先端部の凝固収縮の他、凝固シェルのバルジング
などによって生し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結果、
鋳片の断面中心部に正偏析となって残留したもので、製
品加工時の熱処理により、過度の球状化炭化物の残留、
残留オースナイトの増大さらにはこれらξクロ組織の不
均一が生して、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電磁
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、その効果は充分とはいえない。

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ｎ＋ｍ／ｍの圧下を施したとしても、ロ
ールピッチ間で生じ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
い負偏析を生しる不利があり、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。

（発明が解決しようとする課Ｂ） この発明の目的は、上記技術の問題点を有利に解決し、
鍛造性ならびに転動疲労寿命特性に優れた軸受用素材の
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：０．６０〜１．５０　ｗｔ％（以下単に％で示す）
、Ｓｉ　：　０．１５〜２．００％、 Ｍｎ　：　０．１５〜２．５０％およびＣｒ　：　０．
５超〜３．０％ を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼
を、溶銅加熱度が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
均熱処理後、熱間圧延を施すことからなる転動疲労寿命
に優れた軸受用素材の製造方法（第１発明）である。

またこの発明は、溶鋼の成分組成が、 Ｃ：　０．６０〜１．５０％、 Ｓｉ　：　０．１５〜２．００％、 Ｍｎ　：　０．１５〜２．５０％およびＣｒ　：　０．
５超〜３．０％ を含み、さらに Ｍｏ　：　０．０５〜１．５０％、 Ｖ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ　：　０．０５〜０．５０　％、 Ｗ　：　０．０５〜０．５０　％、 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軸受用素材の製
造方法（第２発明）である。

さらにこの発明は、上記の第１および第２発明において
、均熱処理における処理条件を、１１００〜１２５０℃
１２〜１０時間とした軸受用素材の製造方法（第３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：　０．６０〜１．５０％ Ｃは、基地に固溶することによって、強度、耐摩耗性ひ
いては転動疲労寿命特性を向上させる有用元素である。

。しかしながらあまりに多すぎると巨大炭化物が生威し
、かえって転動疲労寿命を劣化させるだけでなく、さら
にその消散のため長時間の拡散焼鈍が必要となり生産性
の低下を招く。

そこで上記の点を勘案してＣ量は０．６０〜１．５０％
の範囲で添加するものとした。

Ｓｉ　：　０．１５〜２．００％ Ｓｉは、鋼の溶製時読酸剤として作用するほか、基地に
固溶し焼戻しによる硬度低下を抑制して転動疲労寿命を
向上させる有用元素である。しかしながらあまりに多す
ぎると被削性ならびに鍛造性を劣化させるので、Ｓｉは
０．１５〜２．００％の範囲で添加するものとした。

Ｍｎ　：　０．１５〜２．５０％ Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、基地靭
性の向上、ひいては鋼材の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被削性ならびに鍛造
性を劣化させるので、Ｍｎは０．１５〜２．５０％の範
囲で添加するものとした。

Ｃｒ　：　０．５超〜３．０％ 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、炭化物の球状化を促進する働きを持つ。か
かる効果を充分に発現させるためには０．５％を超える
量のＣｒが必要であるので、この発明では少なくとも０
．５超のＣｒを含有させるものとした。しかしながらあ
まりに多量の添加は炭化物が粗大化し、被削性ならびに
転動疲労寿命の劣化を招くので、Ｃｒ含有量の上限は３
．０％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％、 Ｍｏは、焼入れ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。よって旧は０
．０５％〜１．５０％の範囲で添加するものとした。

Ｖ、　Ｎｂ、　Ｗ：０．０５〜０．５０％、Ｖ、Ｎｂ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、多すぎると焼戻し後の硬度が低下し、かえって
転動疲労寿命特性を劣化させる。よってＶＮｂ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、残留オーステナイト
が多量に生威し焼戻し後の調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ＡＩ＋　Ｃａ、　Ｎａ、　　Ｋ、　Ｍｇ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、　ｔｔｉ
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、合金元素の濃度の高
い溶銅がクレータエンド近傍に存在するため、このまま
凝固すれば中心偏析となるわけであるが、凝固前に鍛圧
加工を施しすと、かような濃度溶鋼は上方に押し出され
るため、中心部の合金元素濃度はさほど上昇することは
なく、その結果、転動疲労寿命劣化の要因となる中心偏
析、共晶炭化物などの生成が防止される。

そして上記したとおり中心偏析や共晶炭化物が効果的に
抑制される結果、従来均熱炉を用いて行われていた拡散
焼鈍処理時間が大幅に短縮されるのである。

第１図ａに、１．００％　Ｃ−０，４５χ５ｉ−０，７
０計ｎ−１，３０ＸＣｒ綱の連続鋳造に際し、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、
１２４０”Ｃ，２ｈの均熱拡散処理後、棒鋼圧延を施し
、Ｄ／４部（Ｄ：棒鋼の直径）ならびに中心部（棒鋼の
中心が表面にくるように試験片を採取）の転動疲労寿命
Ｌ０について調べた結果を示す。

また第１図すには、中心部の鍛造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５倍以上に向上
し、また割れ発生も完全に防止される。

ここに、棒鋼中心部材あるいは線材を軸受鋼球用素材と
して適用するには、中心部材の転動疲労寿命がＤ／４部
材と比較して同等あるいはそれ以上の特性を示せばよい
。

従ってこの発明では、鍛圧加工による圧下率の下限を５
％としたのである。

しかしながら圧下率があまりに大きいと、圧延後の素材
精度が低下する点で問題が生しるので、圧下率は６０％
以下程度とするのが好ましい。

なお鍛圧加工法としては、発明者らが先に特開昭６０−
８２２５７号公報において開示した連続鍛圧法を利用し
た。

次に第２図、１．０χＣ−０，４５χ５ｉ−０，７０％
Ｍｎ−１，３０ｚＣｒ鋼の連続鋳造に際し、種々の圧下
率で鍛圧加工を行ったときの、圧下率と鋳片の中心部に
おける共晶炭化物の大きさ（１個当りの面積）との関係
を示す。

同図より明らかなように、共晶炭化物の大きさは鍛圧加
工における圧下率の増大に伴って小さくなる傾向にあり
、圧下率を５％以上とすることによって鍛圧加工を施さ
ない場合の１１５以下にまで低減することができた。

また第３図には、鍛圧加工における圧下率を０％　２％
、５％、　１０％とした場合の、共晶炭化物の消散に必
要な均熱保持温度と保持時間との関係を示す。

均熱温度が１２００″Ｃ以上あるいは均熱時間が５ｈ以
上の場合には生産性ならびに材質の面から、圧延ライン
に直結した加熱炉を使用することができず、拡散焼鈍処
理専用の均熱炉が必要となる。

しかしながら圧下率が５％以上の鍛圧加工を施せば、加
熱温度１１００℃以上、保持時間２ｈ以上程度の生産性
の非常に高い加熱、保持条件で共晶炭化物の消散を行う
ことができる。

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
遠戚に関し、極めて有効であることの知見を得た。

第４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、八Ｔ
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レータエン
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。

この理由は、鋳片内部溶鋼が凝固完了するクレータエン
ド近傍にて鍛圧加工を施すことによって製品の中心偏析
を抑制できることから、従来は濃厚な中心偏析の発生が
懸念されるため採用できなかった高温鋳造を採用でき、
その結果介在物の浮上、分離が促進され、転動疲労寿命
が向上するものと考えられる。

この効果は、溶鋼加熱度Δ丁が２５℃以上で著しいこと
から、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８５℃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表に示す加熱度ΔＴおよび圧下率条
件下に処理して鋳片とした。

ついで第２表に示す条件で均熱処理後、熱間圧延を施し
て６５ｍｍφの棒鋼としたのち、球状化焼鈍処理後に１
２ｍｍφＸ　２２ｍｍ寸法の試験片を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
り採取し、焼入れ、焼戻し後、転動疲労寿命特性および
鍛造性（中心部）について調べた結果を第２表に併記す
る。

なお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Ｃ１の１２４０℃，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。

また鍛造性試験は、端面完全拘束の状態で圧縮率５０％
の条件で行い、同じく鋼材ＣＩ、　２０ｈ拡散焼鈍処理
材の割れ発生率を１として相対的に評価した。

第２表から明らかなように、成分組成が適正範囲を満足
し、さらに溶鋼加熱度＝２５℃以上、かつ鍛造加工時の
圧下率：５％以上とした場合はいずれも、中心部の転動
疲労寿命特性がＤ／４部と同等かあるいは若干優れてお
り、Ｄ／４　Ｄ部および中心部とも転動疲労寿命特性が
向上がしている。とくに溶鋼加熱温度が高い場合に転動
疲労寿命特性は一層向上している。

また鍛造性も、圧下率５％以上の鍛造加工を加えること
によって、従来例に比べ短い均熱時間で著しい向上がみ
られ、十分な性能が得られている。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、従来の連続鋳造鋳片におい
て問題とされた横断面軸心部の非金属介在物の微細化お
よび共晶炭化物の低減を遠戚することができ、また均熱
、保持時間の大幅な簡略化が可能となり、鍛造性のみな
らず転動疲労寿命特性に優れた軸受用素材が得ることが
できる。

また従来、中心偏析ならびに共晶炭化物の消散のため不
可避とされた高温、長時間の拡散焼鈍を施す必要がなく
なり、専用の均熱炉が不要となる。

さらに連続鋳造鋳片の全断面が軸受素材として適用可能
となることから、生産性ならびに材料歩留りの面でも有
利である。

【図面の簡単な説明】

第１図ａは、鍛圧加工における圧下率と鋳片のＤ／４部
および中心部の転動疲労寿命り。との関係を示したグラ
フ、同図すは、鍛圧加工における圧下率と鋳片中心部の
鍛造性およびり。との関係を示したグラフ、 第２図は、鍛圧加工における圧下率と鋳片の中心部にお
ける共晶炭化物の大きさとの関係を示したグラフ、 第３図は、共晶炭化物の消散に必要な均熱保持温度と保
持時間との関係を鍛圧加工における圧下率パラメータと
して示したグラフ、 第４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。 Ｉｌｌれ寝生キ（％） Ｌｏ埼宿ト（全段圧加工なし、紘散失（銑２Ａ材中ＩＣ
舒：イノ＼　　　　〜 （リ ヘ （む ＬＯｌｊＱ（４Ｉｊｉ圧ｗｎｘａ、ｍ’ｌ＆　ｄ参乞Ｚ
　＊　、ｔｉｔ　：　ｆ　）第２図 圧下！１（％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．６０〜１．５０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１５〜２．００ｗｔ％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５０ｗｔ％および Ｃｒ：０．５超〜３．０ｗｔ％ 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
   均熱処理後、熱間圧延を施すことを特徴とする転動疲労
   寿命に優れた軸受用素材の製造方法。 ２、溶鋼の成分組成が、 Ｃ：０．６０〜１．５０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１５〜２．００ｗｔ％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５０ｗｔ％および Ｃｒ：０．５超〜３．０ｗｔ％ 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
   軸受用素材の製造方法。 ３、均熱処理における処理条件が、１１００〜１２５０
   ℃、２〜１０時間である請求項１または２記載の軸受用
   素材の製造方法。