JPH04362123A - 軸受用鋼素材の製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、自動車、産業機械等に
おけるころ軸受、玉軸受等の転がり軸受に用いる低炭素
軸受用鋼素材の製造方法に関し、特に加工性向上を目的
とした炭化物球状化方法、さらに、同素材の転動疲労特
性向上を目的とした、熱処理法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、軸受用鋼には冷間鍛造性あるいは
ローリングミル加工性（冷間）の高いことが要求されて
いる。このことは熱履歴の減少あるいは寸法精度の向上
要求から軸受製造において行われている熱間鍛造工程を
冷間鍛造あるいはローリングミル加工とすることに一致
している。

【０００３】これまで、冷間鍛造性の高い軸受用鋼は、
特開平１−１２７６５１号公報、特開平２−５４７３９
号公報あるいは特開平２−２９４４５１号公報に開示さ
れている。これら軸受用鋼の特徴は、Ｃ含有量をＳＵＪ
２（Ｃ含有量：１．０重量％前後）に比べて０．４〜０
．８重量％と低くすることにより、圧延ままあるいは軟
化焼鈍、球状化焼鈍後の変形抵抗、限界圧縮率を向上さ
せようとするものである。なかでも冷間鍛造前に球状化
焼鈍を施すことによって、冷間加工性が向上することが
特開平２−５４７３９号公報に示されている。

【０００４】一方、特開平１−１２７６５１号公報及び
特公昭４８−２００８１号公報には、軸受鋼中のＣｒ含
有量を低く制限するかあるいはＣｒを無添加とし、鋳造
時の巨大炭化物の生成を制御することにより、高温的熱
処理を省略できることが示されている。しかし、軸受用
鋼、特にＣｒあるいはＭｏ含有量の少ない軸受用鋼では
炭化物は球状化しにくく、球状化焼鈍条件が不適切であ
れば、棒状あるいは粗大炭化物が形成し、焼入性が劣化
するのみならず、冷間鍛造性、転動疲労寿命が低下する
。また、ローリングミル加工では、棒状炭化物が起点と
なって割れを発生するため、アスペクト比（炭化物の長
径／短径）が０．５以上の炭化物量が１００％に近いこ
とが要求される。

【０００５】低炭素軸受用鋼の炭化物球状化方法として
、特開平２−５４７３９号公報では図１、特開平２−２
９４４５１号公報では図２のヒートパターンが提案され
ているが、転動疲労寿命あるいはローリングミル加工性
の点から炭化物球状化が不十分でありより優れた炭化物
球状化方法の開発が強く望まれている。さらに転がり軸
受は、通常、軸受用鋼を球状化焼鈍後硬化熱処理（焼入
）を施し、炭化物中のＣを適量基地に固溶せしめること
によって必要な強度（１８０℃焼戻後の硬度ＨＲＣが６
０以上）を得る。焼入温度が低すぎる場合には必要量の
Ｃを基地に固溶できないため必要な強度が得られず、そ
の結果転動疲労寿命が低下する。逆に高すぎる場合には
、残留オーステナイトが生成するため、かえって硬度が
低下するのみならず、基地中のＣ量が増大し、転動疲労
寿命が低下する。この時、Ｃｒ含有量の少ない軸受用鋼
では炭化物が溶解しやすいため、適正な硬化熱処理温度
の見出しが必要となる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来技
術の問題点を解決し、球状化焼鈍後のアスペクト比が０
．５以上の炭化物量が全炭化物量に対して１００％に近
く、転動疲労寿命あるいはローリングミル加工性のより
優れた、低炭素軸受用鋼の炭化物球状化方法を提供する
こと、さらに軸受の転動疲労寿命を向上させることが可
能な硬化熱処理方法を提供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の第１の発明は、
Ｃ：０．４０〜０．８０重量％ Ｓｉ：０．０１〜２．００重量％ Ｍｎ：０．２０〜２．００重量％ を含有し、さらに、 Ｃｒ：０．８０重量％以下、 Ｍｏ：１．００重量％以下 の１種あるいは２種を含有する軸受用鋼材に、（１）　
　Ａ３　点以上に加熱保持後急速冷却を行う。

【０００８】（２）　　Ａ３　点＋（５〜３０）℃の温
度範囲に再加熱保持する。 （３）　　Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲で保持
する。の処理の後、 （４）　　（Ａ１　点＋５）〜（Ａ３　点＋３０）℃の
温度範囲で保持する。 （５）　　Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲で保持
する。の処理を１回以上繰返し、その後冷却することを
特徴とする軸受用鋼素材の製造方法である。

【０００９】本発明の第２の発明は、上記成分の鋼材に
上記の（１）〜（３）の処理後、上記（４）〜（５）の
処理を１回以上繰返した後冷却して球状化処理を施し、
さらに、下記のＴＱ　の温度範囲に加熱し２０〜６０分
保持し、急速冷却した後焼戻しを行うことを特徴とする
転動寿命の優れた軸受用鋼素材の製造方法である。 　　　　７７０＋６５×（Ｃｒ％）−５＜ＴＱ　（℃）
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　　＜７７０＋６５×（Ｃｒ％）＋１５　　…（１）
上記第１の発明、第２の発明において、前記鋼材がさら
に Ｖ：０．５重量％以下、 Ｎｂ：０．５重量％以下、 Ｗ：０．５％重量％以下、 Ｎｉ：２．０重量％以下、 Ｃｕ：１．０重量％以下、 Ｂ：０．０１００重量％以下 の１種あるいは２種以上を含有する軸受用鋼素材はさら
に特性が優れ、好ましい。

【００１０】

【作用】先ず、本発明の第１の発明の基礎となった実験
結果を述べる。表１に示す化学組成（重量％）を有する
鋼材Ａ，Ｂを用いて、アスペクト比が０．５以上の炭化
物の量に及ぼす熱処理条件の影響を調べた。結果を表２
に示した。鋼材Ａ（ＳＵＪ２）のＡ１　点は約７３５℃
、Ａ３　点は約８３５℃であり、鋼材ＢのＡ１　点は、
約７２５℃、Ａ３　点は、約７３５℃である。

【００１１】

【表１】 ─────────────────────────
───────────　　鋼材　　　　　　Ｃ　　　
　　　　　　　Ｓｉ　　　　　　　　Ｍｎ　　　　　　
　　　　Ｐ　　　　　　　　　　　　　　Ｓ　　Ａ　　
　　　　１．０１　　　　０．２５　　　　０．４５　
　　　０．００８　　　　０．００６　　Ｂ　　　　　
　０．６８　　　　０．１５　　　　０．６８　　　　
０．０１０　　　　０．００３───────────
─────────────────────────
　　鋼材　　　　　　Ｃｒ　　　　　　　　　　　　　
　Ｏ　　　　　　　　　　　　Ａ１　（℃）　　　　Ａ
３　（℃）　　Ａ　　　　　　１．３５　　　　　　０
．０００８　　　　　　　　約７３５　　　　　　約８
３５　　Ｂ　　　　　　０．４９　　　　　　０．００
１０　　　　　　　　約７２５　　　　　　約７３５─
─────────────────────────
──────────

【００１２】

【表２】

【００１３】熱処理条件：従来鋼であるＳＵＪ２（鋼材
Ａ）に従来の焼ならし条件、球状化条件を施した試験条
件（ａ）の球状化焼鈍後のアスペクト比が０．５以上の
炭化物量は９３％である。冷間鍛造性を考慮した成分系
では鋼材Ｂに従来の焼ならし条件、球状化条件を施した
試験条件（ｂ）ではアスペクト比が０．５以上の炭化物
量は６５％と低い。

【００１４】低炭素軸受用鋼（鋼材Ｂ）における本発明
の炭化物球状化条件（ｄ），（ｅ）及び（ｊ）では、そ
れぞれ９５％，９６％並びに９８％と非常に良好なミク
ロ組織を有している。条件（ｃ）のように、球状化焼鈍
としてＡ３点直上の温度とＡ１　点直上の温度において
保持を繰返すことによっても鋼材Ｂではアスペクト比０
．５以上の炭化物量が６２％と少ない。

【００１５】焼ならし熱処理時、急冷を行った条件（ｅ
）では９６％であり、従って、本発明では、球状化焼鈍
処理前にＡ３　点以上の温度で加熱・保持した後、急速
冷却を行うことにより球化が著しく進むことを新に知見
した。球状化焼鈍時、Ａ３　点直上での均熱保持並びに
Ａ１　点直下での均熱保持後冷却したときのアスペクト
比が０．５以上の炭化物量は８３％であったが、次いで
（Ａ１　点＋５）〜（Ａ３　点＋３０）℃の温度範囲で
保持後、Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲で保持を
行う処理を、条件（ｄ）及び条件（ｅ）のように１回、
あるいは条件（ｊ）のように２回繰返すことにより、ア
スペクト比が０．５以上の炭化物の量は９５％，９６％
，９８％と向上する。

【００１６】最初の昇熱後の均熱保持温度が、Ａ３　点
よりも低い条件（ｆ）、Ａ３　点＋３０℃よりも高い条
件（ｇ）における、アスペクト比が０．５以上の炭化物
の量は、それぞれ７８％，８０％であり、よって、最初
の昇温後の均熱保持における温度の上限はＡ３　点＋３
０℃とする必要がある。従って、本発明では、Ａ３　点
直上での均熱保持ならびにＡ１　点直下での均熱保持後
、（Ａ１　点＋５）〜（Ａ３　点＋３０）℃の温度範囲
での均熱保持及びＡ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲
での均熱保持処理を、１回以上行う。これにより、球状
化が著しく進行する。

【００１７】昇温、均熱保持後冷却し、（Ａ１　点−３
０）℃よりも低い温度で均熱保持を行った条件（ｈ）に
おける、アスペクト比が０．５以上の炭化物量は８５％
である。よって、Ａ３　点直上で均熱保持し冷却後の均
熱保持における温度には下限があることが分かる。この
下限を（Ａ１　点−３０）℃とした。Ａ３　点直上での
均熱保持及びＡ１　点直下での均熱保持後、再度昇温し
均熱保持を行うが、この均熱保持時の温度が（Ａ３　点
＋３０）℃よりも高い条件（ｉ）における、アスベクト
比が０．５以上の炭化物量は８２％であり、本発明での
２回目以降の昇温後の均熱保持温度の温度にも限界があ
る。上限を（Ａ３　点＋３０）℃、下限を（Ａ１　点＋
５）℃とした。

【００１８】Ａ３　点直上での均熱保持及びＡ１　点直
下での均熱保持をした後、再度昇温し均熱保持後冷却し
均熱保持を行うが、この均熱保持は球状化炭化物成長の
ため行うものであり、最初の冷却後の均熱保持温度と条
件は同じでよい。すなわち、Ａ１点−（５〜３０）℃と
すればよい。以上のように、発明者らは低炭素軸受用鋼
の炭化物球状化について広範な研究を行った結果、（１
）Ａ３　点以上の温度で加熱、保持後急速冷却し、（２
）Ａ３　点直上での均熱保持したのち、（３）Ａ１　点
直下で均熱保持し、次いで（４）（Ａ１　点＋５）℃〜
（Ａ３　点＋３０）℃の温度範囲で均熱保持後、（５）
Ａ１　点直下で均熱保持する処理を１回以上繰返した後
、冷却することにより、アスペクト比が０．５以上の炭
化物の量が全炭化物量の１００％に近い炭化物球状化組
織が得られることを見出した。

【００１９】次に以上の本発明の第１の発明による材料
に、硬化熱処理を施す第２の発明についての実験につい
て説明する。本発明者らは上記と同じ組成範囲を有する
低炭素−低Ｃｒ軸受用鋼の硬化熱処理条件と転動疲労寿
命の関係について広範な研究を行った結果、焼入温度Ｔ
Ｑ　を、 ７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）−５〜 ７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）＋１５（℃）保持時間：
２０〜６０分とし、次いで水、油中の急速冷却とするこ
とによって、１８０℃焼戻後に必要な硬度ＨＲＣが６０
以上である優れた転動疲労寿命が得られることを見出し
た。

【００２０】次に、本発明の合金元素成分の範囲限定理
由について詳述する。Ｃ：Ｃは基地に固溶し転動疲労寿
命を向上させる目的で添加する。０．４０重量％以下で
は十分製品強度を維持できなくなると共に、転動疲労寿
命特性を劣化させる。よって、Ｃの下限を０．４０重量
％とした。一方、０．８０重量％以上の添加は、冷間加
工性を著しく劣化させるのみならず、溶製時に巨大炭化
物を形成しその消散のための長時間の均熱拡散処理が必
要となり生産性を阻害する。従って、Ｃの上限を０．８
０重量％とした。

【００２１】Ｓｉ：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、転動疲労寿命特性を向上
させる目的で添加する。０．０１重量％以下では十分な
効果が得られないことから、Ｓｉの下限を０．０１重量
％とした。一方、２．００重量％を越えて添加すると、
被削性並びに鍛造性を著しく劣化する。従って、Ｓｉの
上限を２．００重量％とした。

【００２２】Ｍｎ：Ｍｎは鋼の焼入性を向上させること
により、鋼の靭性を高め転動疲労寿命を向上させる目的
で添加する。０．２０重量％未満では十分な効果が得ら
れないことから、Ｍｎの下限を０．２０重量％とした。 一方、２．００重量％越えて添加すると鍛造性並びに被
削性を劣化させることから、Ｍｎの上限を２．００重量
％とした。

【００２３】Ｃｒ，Ｍｏ：Ｃｒ，Ｍｏは含有することに
より炭化物の球状化を促進することができる。しかし、
多すぎると鍛造性が劣化するのみならず、鋳造時巨大炭
化物を生成し、その消散に長時間の高温均熱処理が必要
となり、生産性を著しく低下させる。従って、Ｃｒの上
限を０．８０重量％，Ｍｏの上限を１．００重量％とし
た。

【００２４】本発明における軸受用鋼は、さらに必要に
応じてＶ，Ｎｂ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｂのうち１種あるい
は２種以上を添加する。その成分範囲限定理由は以下の
通りである。Ｖ，Ｎｂ，Ｗ：これらの元素は高温で安定
した炭化物を形成し、耐摩耗性並びに転動疲労寿命特性
を向上させる。しかし多すぎると鋳造時巨大炭化物を生
成し、その消散に長時間の高温均熱処理が必要となるた
め、生産性を著しく低下させる。よって、Ｖ，Ｎｂ，Ｗ
の上限を０．５重量％とした。

【００２５】Ｎｉ，Ｃｕ：焼入性を増大し、基地の強度
並びに転動疲労寿命特性を向上させる。しかし、Ｎｉが
多すぎると残留γを多量に生成し、かえって転動疲労寿
命特性を劣化させる。一方、Ｃｕが多すぎると鍛造性を
著しく劣化させる。よって、Ｎｉの上限を２．０重量％
、Ｃｕの上限を１．０重量％とした。Ｂ：被削性を向上
させるとともに、鋼の焼入性を向上させることにより基
地マルテンサイトの強度を高め、鋼の転動疲労寿命を向
上させる目的で添加する。０．０１００重量％を越えて
添加すると熱間鍛造性を低下させることから、上限を０
．０１００重量％とした。

【００２６】その他Ｐ，Ｓ，Ｏは不純物として含有する
が転動疲労寿命特性を劣化させるため、できるだけ低減
が望ましい。次に、熱処理条件について説明する。本発
明の第１の発明では、焼きならし処理はＡ３　点以上に
加熱保持した後、急速冷却を行う。急速冷却は１０℃／
ｓ以上が得られる水冷、油冷が望ましい。水冷、油冷以
外では、後続の球状化焼鈍をどのようにしてもアスペク
ト比が０．５以上の炭化物を１００％近くにすることが
できない。

【００２７】球状化焼鈍処理は、まずＡ３　点＋（５〜
３０）℃の温度に加熱保持したのち、Ａ１　点−（５〜
３０）℃の温度まで冷却し、その温度で保持を行う。次
に（Ａ１点＋５）〜（Ａ３　点＋３０）℃の間の温度に
加熱保持し、Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度に冷却し
保持する工程を１回以上繰返す。次いで放冷する。途中
の加熱冷却条件はいかなる条件でもよく特に限定しない
。

【００２８】次に、硬化熱処理（焼入）条件の範囲限定
理由について説明する。表３に示す化学組成（重量％）
を有する鋼材を焼ならし、球状化焼鈍後、焼入温度、保
持時間を変えて硬化熱処理を行い、次いで１８０℃で焼
戻した後の硬度ならびに転動疲労寿命を評価した結果を
図１２及び図１３に示した。転動疲労寿命は、スラスト
型転動疲労寿命試験機によりヘルツ最大接触応力：５３
６ｋｇｆ／ｍｍ２　、繰返し応力数：１８００ｃｐｍの
条件で行い、結果はワイブル確率紙上にまとめ、焼入温
度：７８５℃、保持時間：３０分で硬化熱処理を施した
試材のＢ１０寿命（累積破損確率：１０％における剥離
までの繰返し応力数）を１として評価を行った。

【００２９】

【表３】 ─────────────────────────
──────────　　　　Ｃ　　　　　　　　　　
Ｓｉ　　　　　　　　　　Ｍｎ　　　　　　　　　　Ｐ
　　　　　　　　　　　　Ｓ　　０．６８　　　　１．
００　　　　　　１．０２　　　　０．０１０　　　　
０．００４　　　　　　Ｃｒ　　　　　　　　　　　　
Ｏ　　　　　　　　　　　　Ａ１　（℃）　　　　　　
Ａ３　（℃）　　０．２１　　　　０．００１０　　　
　　　　　約７３０　　　　　　　　約７４０────
─────────────────────────
──────焼入温度は図１２に示すように、炭化物中
のＣを基地に固溶し、転がり軸受として必要な強度（高
度ＨＲＣが６０以上）と転動疲労寿命（Ｂ１０がほぼ１
）を得るためには、７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）−５
（℃）以上の温度が必要である。一方、７７０＋（６５
×Ｃｒ含有量）＋３０（℃）以下であれば、転がり軸受
として必要な硬度（高度ＨＲＣが６０以上）を得ること
ができる。転動疲労寿命は７７０＋（６５×Ｃｒ含有量
）＋１５（℃）を越えると低下する傾向にある。よって
、焼入温度の上限を７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）＋１
５（℃）、下限を７７０（６５×Ｃｒ含有量）−５（℃
）とした。

【００３０】保持時間は図１３に示すように、炭化物中
のＣを基地に固溶し、転がり軸受として必要な硬度（高
度ＨＲＣが６０以上）と転動疲労寿命（Ｂ１０がほぼ１
）を得るには２０分以上の保持が必要である。一方、焼
入時の保持時間が９０分以下であれば十分な硬度と転動
疲労寿命を得ることができるが、生産性を考慮すると６
０分以下が好ましい。よって保持時間の上限を６０分、
下限を２０分とした。

【００３１】本発明に用いる軸受鋼は、その溶製方法を
特定する必要なく、転炉、電気炉、他いずれにしても溶
製することができる。連鋳、造塊いづれでも鋳造凝固さ
せたのち、熱間圧延あるいは鍛造により所定の形状にし
たのち、熱処理を施しあるいは施さず本発明の熱処理方
法を適用することができる。

【００３２】

【実施例】次に、実施例により本発明をさらに詳細に説
明する。〔実施例１〕表４に示す化学組成を有する鋼材
を転炉にて溶製し、１５０ｍｍ角ビレットに分塊圧延し
た後、６５ｍｍφの鋼棒に圧延した。この棒鋼を８５０
℃に加熱し、鋼材Ｎｏ．１については４ｈ保持後空冷、
鋼材Ｎｏ．２〜１０については４０分保持後油中にて冷
却した。次いで再加熱し、鋼材Ｎｏ．１については図２
、鋼材Ｎｏ．２〜１０については図１の条件で球状化焼
鈍を行った。炭化物球状化処理後の鋼材より、ミクロ組
織観察用試片、冷間鍛造試験片、ローリングミル加工性
評価試験片並びに転動疲労寿命試験片を切削加工し、以
下に記載する方法で評価試験を行った。試験結果を表５
に示した。

【００３３】（１）　　炭化物量 ミクロ組織観察用試片をピクラールで腐食後、画像解析
装置により全炭化物量に対するアスペクト比（炭化物の
長径／短径）が０．５以上の炭化物の量を測定した。 （２）　　冷間鍛造性試験 １０ｍｍφ×１５ｍｍの鍛造試験片により、完全拘束の
状態で圧縮率：５０％における変形抵抗並びに５０〜８
０％における割れ発生率を測定した。変形抵抗について
は、ＳＵＪ２（鋼材Ｎｏ．１）を１として評価を行った
。

【００３４】（３）　　ローリングミル加工性室温にお
いて肉厚減少率が６０％の条件で軸受外輪加工を行い、
鋼球軌道でのコーナー割れ発生率を測定し、ＳＵＪ２（
鋼材Ｎｏ．１）を１として評価を行った。 （４）　　転動疲労寿命試験 ６０ｍｍφ×５ｍｍの円盤状試験片を、鋼材Ｎｏ．１に
ついては８５０℃で、鋼材Ｎｏ．２〜１０については７
７０＋６５×（Ｃｒ％）＋５〜１０℃で焼入後、１８０
℃で焼戻した。次いで、０．２Ｓで表面研磨を行った後
、スラスト型転動疲労寿命試験機によりヘルツ最大接触
応力５３６ｋｇｆ／ｍｍ２　、繰返し応力数：１８００
ｃｐｍの条件で試験を行った。試験結果はワイブル確立
紙上にまとめ、鋼材Ｎｏ．１のＢ１０寿命（累積破損確
率：１０％における、剥離までの繰返し応力数）を１と
して評価を行った。

【００３５】本発明材のアスペクト比が０．５以上の炭
化物の量の全炭化物量に対する比率は９５％〜９８％、
ＳＵＪ２（比較材）の９２％に比べ多い。冷間鍛造性試
験結果、本発明材の変形抵抗は、ＳＵＪ２（比較材）の
０．７〜０．８倍と低下している。さらに、ＳＵＪ２（
比較材）では圧縮率が６０％を超えると鍛造割れが発生
するのに対し、本発明材は７０％あるいは８０％まで鍛
造割れは発生しない。

【００３６】次いで、本発明材のローリングミル加工性
は、肉厚減少率：６０％ではいずれも鋼球軌道における
コーナー割れは発生しない。最後に、本発明材の転動疲
労寿命は、Ｂ１０寿命でいずれもＳＵＪ２（比較材）の
８．９〜９．５倍優れている。

【００３７】

【表４】

【００３８】

【表５】

【００３９】〔実施例２〕表６に示す化学組成を有する
鋼材を常法にて溶製し、１５０ｍｍ角ビレットに分塊圧
延した後、６５ｍｍφ棒鋼に圧延した。次いで、鋼材Ｎ
ｏ．１１については図３に示す球状化焼鈍後、Ｎｏ．１
３，１５については棒鋼からと一部図５に示す球状化焼
鈍後の棒鋼から、他の鋼材については棒鋼から直接に、
６０ｍｍφ×５ｍｍ厚さのスラスト型転動疲労寿命試験
片を採取した。次いで、鋼材Ｎｏ．１１は８５０℃で３
０分保持後、鋼材Ｎｏ．１３は７７０＋（６５×Ｃｒ含
有量）−１９：７７５℃で３０分、７７０＋（６５×Ｃ
ｒ含有量）＋６：８００℃で５分並びに３０分、７７０
＋（６５×Ｃｒ含有量）＋５６：８５０℃で２０分の３
温度水準で、その他の鋼材は計算により７７０＋（６５
×Ｃｒ含有量）−５〜７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）＋
１０（℃）の温度範囲で２０〜６０分保持後、１２０℃
油中にて急冷却を行った。

【００４０】これを１８０℃×１ｈで焼き戻した後、０
．２Ｓで表面仕上げ研磨を行い、転動疲労寿命試験を実
施した。転動疲労寿命試験は、スラスト型転動疲労寿命
試験によりヘルツ最大接触応力：５３６ｋｇｆ／ｍｍ２
　、繰返し応力数：１８００ｃｐｍの条件で行った。試
験結果はワイブル分布に従うものとしてワイブル確率紙
上にまとめ、鋼材Ｎｏ．１１のＢ１０寿命（累積破損確
率：１０％における剥離までの繰返し応力数）を１とし
て評価を行った。

【００４１】評価試験の結果を、表７に示す。鋼材Ｎｏ
．１２はＣ含有量が本発明範囲より低いことから、焼入
、焼戻後に十分な硬度が得られず、転動疲労寿命も従来
材（鋼材Ｎｏ．１１）の０．６倍と低い。次いで、鋼材
Ｎｏ．１３を７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）−１９：７
７５℃で３０分の均熱保持後焼入、焼戻した試験材並び
に７７０＋（６５×Ｃｒ含有量）＋６：８００℃で５分
の均熱保持焼入、焼き戻した試験材では、基地中へのＣ
の固溶不足により焼戻後に十分な硬度が得られておらず
、転動疲労寿命も従来材（鋼材Ｎｏ．１１）の０．７あ
るいは０．５倍と劣っている。

【００４２】一方、鋼材Ｎｏ．１３は７７０＋（６５×
Ｃｒ含有量）＋５６：８５０℃で５分の均熱保持後焼入
、焼戻した試験材では、焼入後焼割れを発生しており、
実用上問題が大きい。これに対し、焼入温度が７７０＋
（６５×Ｃｒ含有量）−５〜７７０＋（６５×Ｃｒ含有
量）＋１０（℃）、保持時間が２０〜６０分を満足する
本発明材（鋼材Ｎｏ．１３の８００℃×３０分焼入材並
びに鋼材Ｎｏ．１４〜２２）は、焼入後の硬度がＨＲＣ
６０を満足し、焼入後の焼割れの発生もない。また、転
動疲労寿命も従来材（鋼材Ｎｏ．１１）の８．０〜９．
２倍優れており、なかでも硬化熱処理前に球状化焼鈍を
施した鋼材Ｎｏ．１３，１５の実施例では９．１〜９．
２倍と極めて優れている。

【００４３】

【表６】

【００４４】

【表７】

【００４５】

【発明の効果】本発明によれば、従来の高炭素クロム軸
受鋼（ＪＩＳ規格：ＳＵＪ２）で行われてきた球状化焼
鈍時間と同等の熱処理時間で、アスペクト比が０．５以
上の炭化物量が全炭化物量の１００％に近いミクロ組織
が得られ、加えて熱間鍛造工程を冷間鍛造あるいはロー
リングミル加工とすることが可能であり、ベアリングの
生産性を著しく向上することができる。

【００４６】さらに、本発明の炭化物球状化方法によっ
て得られた低炭素軸受用鋼の転動疲労寿命はＳＵＪ２の
約８倍優れていることから、長寿命化の要求を満足する
軸受用鋼製造技術としての寄与も大きい。本発明の第２
の発明では、硬化熱処理方法は、鋼中クロム含有量に応
じて焼入温度を計算し設定することにより、従来の高炭
素クロム軸受鋼（ＪＩＳ規格：ＳＵＪ２）で行われてき
た焼入処理と同等の熱処理時間で、必要な焼戻後の硬度
を得ると共に、転動疲労寿命を著しく向上させることが
できる。ゆえに、生産性と長寿命化の要求を満足し、拡
散焼鈍省略可能な軸受用鋼製造技術として極めて有用で
ある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例の熱処理条件を示す温度パター
ンである。

【図２】特開平２−５４７３９号公報及び特開平２−２
９４４５１号公報に開示される低炭素軸受用鋼の球状化
焼鈍条件である。

【図３】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図４】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図５】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図６】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図７】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図８】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図９】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図１０】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図１１】本発明の基礎試験の温度パターンである。

【図１２】供試鋼材の硬化熱処理、１８０℃焼戻後の硬
度並びに転動疲労寿命の評価試験結果を示すグラフであ
る。

【図１３】供試鋼材の硬化熱処理、１８０℃焼戻後の硬
度並びに転動疲労寿命の評価試験結果を示すグラフであ
る。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　Ｃ：０．４０〜０．８０重量％、Ｓｉ
   ：０．０１〜２．００重量％、 Ｍｎ：０．２０〜２．００重量％ を含有し、かつ Ｃｒ：０．８０重量％以下、 Ｍｏ：１．００重量％以下 の１種あるいは２種を含有する軸受用鋼材に下記の（１
   ）〜（３）の処理の後、（４）〜（５）の処理を１回以
   上繰返し、その後冷却することを特徴とする軸受用鋼素
   材の製造方法。 （１）　　Ａ３　点以上に加熱保持後急速冷却を行う。 （２）　　Ａ３　点＋（５〜３０）℃の温度範囲に再加
   熱保持する。 （３）　　Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲で保持
   する。 （４）　　（Ａ１　点＋５）〜（Ａ３　点＋３０）℃の
   温度範囲で保持する。 （５）　　Ａ１　点−（５〜３０）℃の温度範囲で保持
   する。
2. 【請求項２】　　請求項１に記載の成分の鋼材に前記（
   １）〜（３）の処理後、（４）〜（５）の処理を１回以
   上繰返した後冷却して球状化処理を施し、さらに、下記
   のＴＱ　の温度範囲に加熱し２０〜６０分保持し、急速
   冷却した後焼戻しを行うことを特徴とする転動寿命の優
   れた軸受用鋼素材の製造方法。 　　　　７７０＋６５×（Ｃｒ％）−５＜ＴＱ　（℃）
   　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
   　　　＜７７０＋６５×（Ｃｒ％）＋１５　　…（１）
   
3. 【請求項３】　　前記鋼材がさらに Ｖ：０．５重量％以下、 Ｎｂ：０．５重量％以下、 Ｗ：０．５％重量％以下、 Ｎｉ：２．０重量％以下、 Ｃｕ：１．０重量％以下、 Ｂ：０．０１００重量％以下 の１種あるいは２種以上を含有する軸受用鋼素材である
   請求項１又は２記載の軸受用鋼素材の製造方法。