JPH08193247A - 高寿命浸炭軸受鋼 - Google Patents
高寿命浸炭軸受鋼Info
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- JPH08193247A JPH08193247A JP7022394A JP2239495A JPH08193247A JP H08193247 A JPH08193247 A JP H08193247A JP 7022394 A JP7022394 A JP 7022394A JP 2239495 A JP2239495 A JP 2239495A JP H08193247 A JPH08193247 A JP H08193247A
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/20—Carburising
- C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、軸受部品において優れた転動疲労
特性を得ることができる浸炭軸受鋼を提供しようとする
ものである。 【構成】 Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜２
％、Ｓ：０．００１〜０．０３％Ｃｒ：０．４〜１．５
％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００３〜
０．０１５％Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％を含
有し、「Ｓｉ：０．３５〜１．７０％」、または「Ｓ
ｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０
％」を含有し、さらにまたは、特定量のＮｉ、Ｖの１種
または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：
０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制
限し、さらにまたは鋼中に含有されるＭｇ系酸化物個数
の個数比が０．８以上である高寿命浸炭軸受鋼。
特性を得ることができる浸炭軸受鋼を提供しようとする
ものである。 【構成】 Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜２
％、Ｓ：０．００１〜０．０３％Ｃｒ：０．４〜１．５
％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００３〜
０．０１５％Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％を含
有し、「Ｓｉ：０．３５〜１．７０％」、または「Ｓ
ｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０
％」を含有し、さらにまたは、特定量のＮｉ、Ｖの１種
または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：
０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制
限し、さらにまたは鋼中に含有されるＭｇ系酸化物個数
の個数比が０．８以上である高寿命浸炭軸受鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高寿命浸炭軸受鋼にかか
わり、さらに詳しくは、浸炭焼入れ工程で製造され、高
負荷下で使用される外輪、内輪、ころ等の軸受部品用と
して好適な鋼に関するものである。
わり、さらに詳しくは、浸炭焼入れ工程で製造され、高
負荷下で使用される外輪、内輪、ころ等の軸受部品用と
して好適な鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の自動車エンジンの高出力化および
環境規制対応にともない、軸受部品においても転動疲労
寿命向上の指向が強い。これに対して、これまで鋼の高
清浄化による高寿命化が図られてきた。これは、軸受部
品の転動疲労破壊は非金属介在物が起点となると考えら
れているためである。例えば、日本金属学会報第３２巻
第６号４４１頁から４４３頁には偏心炉底出鋼、ＲＨ真
空脱ガス等の組み合わせにより、酸化物介在物が低減し
転動疲労寿命が向上することが示されている。しかしな
がら、上記材料の高寿命化では必ずしも十分ではなく、
特に高負荷下で使用される場合等において、より一層の
高寿命鋼の開発が強く望まれている。
環境規制対応にともない、軸受部品においても転動疲労
寿命向上の指向が強い。これに対して、これまで鋼の高
清浄化による高寿命化が図られてきた。これは、軸受部
品の転動疲労破壊は非金属介在物が起点となると考えら
れているためである。例えば、日本金属学会報第３２巻
第６号４４１頁から４４３頁には偏心炉底出鋼、ＲＨ真
空脱ガス等の組み合わせにより、酸化物介在物が低減し
転動疲労寿命が向上することが示されている。しかしな
がら、上記材料の高寿命化では必ずしも十分ではなく、
特に高負荷下で使用される場合等において、より一層の
高寿命鋼の開発が強く望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、軸受
部品において優れた転動疲労特性を得ることができる浸
炭軸受鋼を提供しようとするものである。
部品において優れた転動疲労特性を得ることができる浸
炭軸受鋼を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を解決
するためになされたものであって、その要旨とするとこ
ろは以下の通りである。本発明の請求項１〜４の発明は
重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、且つ、「Ｓｉ：０．３５〜１．７０％」を含
有するか、もしくは「Ｓｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍ
ｏ：０．３０〜１．２０％」を含有し、さらにまたは、 Ｎｉ：０．１０〜２．００％ Ｖ ：０．０３〜０．７％ の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔ
ｉ：０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなること
を特徴とする高寿命浸炭軸受鋼である。
するためになされたものであって、その要旨とするとこ
ろは以下の通りである。本発明の請求項１〜４の発明は
重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、且つ、「Ｓｉ：０．３５〜１．７０％」を含
有するか、もしくは「Ｓｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍ
ｏ：０．３０〜１．２０％」を含有し、さらにまたは、 Ｎｉ：０．１０〜２．００％ Ｖ ：０．０３〜０．７％ の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔ
ｉ：０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなること
を特徴とする高寿命浸炭軸受鋼である。
【０００５】本発明の請求項５の発明は、鋼中に含有さ
れる酸化物が、個数比として次式を満足する請求項１〜
４記載の高寿命浸炭軸受鋼である。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系
介在物個数≧０．８０
れる酸化物が、個数比として次式を満足する請求項１〜
４記載の高寿命浸炭軸受鋼である。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系
介在物個数≧０．８０
【０００６】
【作用】以下に、本発明を詳細に説明する。まず本発明
は前述の如き特許請求の範囲を特定するに当って、本発
明者らは、軸受部品において優れた転動疲労特性を得る
ために、従来の高炭素クロム系軸受鋼の焼入れ焼戻しに
代わる工程として、中炭素鋼の浸炭処理に着目した。浸
炭焼入れ材は、表層に大きな圧縮残留応力が生成するた
めに高寿命化に有効である。さらに、高負荷下でも優れ
た転動疲労特性を得ることができる浸炭軸受鋼を実現す
るために、鋭意検討を行い次の如き知見を得た。
は前述の如き特許請求の範囲を特定するに当って、本発
明者らは、軸受部品において優れた転動疲労特性を得る
ために、従来の高炭素クロム系軸受鋼の焼入れ焼戻しに
代わる工程として、中炭素鋼の浸炭処理に着目した。浸
炭焼入れ材は、表層に大きな圧縮残留応力が生成するた
めに高寿命化に有効である。さらに、高負荷下でも優れ
た転動疲労特性を得ることができる浸炭軸受鋼を実現す
るために、鋭意検討を行い次の如き知見を得た。
【０００７】（１）高負荷下での転動疲労過程において
は、転動疲労破壊は周囲に白色組織、炭化物組織を伴う
非金属介在物が起点となる。これらの白色組織、炭化物
組織は硬さの低下を伴っている。これらの白色組織、炭
化物組織の生成は、非金属介在物の微細化により抑制さ
れる。 （２）以上から、高寿命化のためには、非金属介在物の
微細化（これには、従来から言われている亀裂発生の
ための応力集中低減と今回新規発見の白色組織、炭化
物組織生成抑制の二つの効果がある）、および転動疲労
過程での非金属介在物の周辺の白色組織、炭化物組織生
成の抑制、硬さ低下の防止がポイントである。
は、転動疲労破壊は周囲に白色組織、炭化物組織を伴う
非金属介在物が起点となる。これらの白色組織、炭化物
組織は硬さの低下を伴っている。これらの白色組織、炭
化物組織の生成は、非金属介在物の微細化により抑制さ
れる。 （２）以上から、高寿命化のためには、非金属介在物の
微細化（これには、従来から言われている亀裂発生の
ための応力集中低減と今回新規発見の白色組織、炭化
物組織生成抑制の二つの効果がある）、および転動疲労
過程での非金属介在物の周辺の白色組織、炭化物組織生
成の抑制、硬さ低下の防止がポイントである。
【０００８】（３）非金属介在物の微細化のためには、
本発明者らが特願平５−２０２４１６にて提案したＭｇ
の適正量添加が有効である。この方法の基本は、Ａｌを
含有する実用炭素鋼にＭｇを添加し、酸化物組成をＡｌ
2 Ｏ3 からＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯに変換す
ることにより、酸化物の凝集合体を防止し、微細分散を
図るものである。ここに、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいは
ＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較し、溶鋼との接触における界
面エネルギーが小さいために、凝集合体しにくく、微細
分散が達成される。非金属介在物の微細化には、上記の
ように亀裂発生のための応力集中低減と白色組織、炭化
物組織生成抑制の二つの効果があり、Ｍｇ添加は高寿命
化に大きな効果がある。
本発明者らが特願平５−２０２４１６にて提案したＭｇ
の適正量添加が有効である。この方法の基本は、Ａｌを
含有する実用炭素鋼にＭｇを添加し、酸化物組成をＡｌ
2 Ｏ3 からＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯに変換す
ることにより、酸化物の凝集合体を防止し、微細分散を
図るものである。ここに、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいは
ＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較し、溶鋼との接触における界
面エネルギーが小さいために、凝集合体しにくく、微細
分散が達成される。非金属介在物の微細化には、上記の
ように亀裂発生のための応力集中低減と白色組織、炭化
物組織生成抑制の二つの効果があり、Ｍｇ添加は高寿命
化に大きな効果がある。
【０００９】（４）次に、白色組織、炭化物組織生成を
抑制、硬さ低下を防止するためには、Ｓｉの増量もしく
はＭｏ添加が有効である。 （５）上記に加えて、さらにＮｉ，Ｖを添加することに
より、白色組織、炭化物組織生成抑制、硬さ低下防止の
効果は大きくなる。 本発明は以上の新規なる知見にもとずいてなされたもの
である。
抑制、硬さ低下を防止するためには、Ｓｉの増量もしく
はＭｏ添加が有効である。 （５）上記に加えて、さらにＮｉ，Ｖを添加することに
より、白色組織、炭化物組織生成抑制、硬さ低下防止の
効果は大きくなる。 本発明は以上の新規なる知見にもとずいてなされたもの
である。
【００１０】次に本発明の鋼の成分含有範囲を限定した
理由について説明する。 Ｃ：０．１〜０．３５％ Ｃは浸炭軸受部品の芯部の強度を増加させるのに有効な
元素であるが、０．１０％未満では強度が不足し、また
０．３５％を超えると靱性の劣化を招くとともに、肌焼
き品の疲労強度に有用な圧縮残留応力が生じにくくなる
ため、含有量を０．１〜０．３５％に定めた。
理由について説明する。 Ｃ：０．１〜０．３５％ Ｃは浸炭軸受部品の芯部の強度を増加させるのに有効な
元素であるが、０．１０％未満では強度が不足し、また
０．３５％を超えると靱性の劣化を招くとともに、肌焼
き品の疲労強度に有用な圧縮残留応力が生じにくくなる
ため、含有量を０．１〜０．３５％に定めた。
【００１１】Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ｍｎ，Ｃｒは焼入れ性の向上、および浸炭処理後の残留
オーステナイト量の増加に有効な元素であるが、Ｍｎ：
０．３％未満、Ｃｒ：０．４％未満ではその効果は不十
分であり、一方Ｍｎ：２．０％およびＣｒ：１．５０％
を超えるとその効果は飽和し、これらの元素の多量添加
は経済性の点で好ましくないので、これらの含有量をＭ
ｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．４〜１．５０％とし
た。
オーステナイト量の増加に有効な元素であるが、Ｍｎ：
０．３％未満、Ｃｒ：０．４％未満ではその効果は不十
分であり、一方Ｍｎ：２．０％およびＣｒ：１．５０％
を超えるとその効果は飽和し、これらの元素の多量添加
は経済性の点で好ましくないので、これらの含有量をＭ
ｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．４〜１．５０％とし
た。
【００１２】Ｓ：０．００１〜０．０３％ Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上および組
織の微細化に寄与するが、０．００１％未満ではその効
果は不十分である。一方、０．０３％を超えるとその効
果は飽和し、むしろ転動疲労特性の劣化を招く。以上の
理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．０３％とし
た。
織の微細化に寄与するが、０．００１％未満ではその効
果は不十分である。一方、０．０３％を超えるとその効
果は飽和し、むしろ転動疲労特性の劣化を招く。以上の
理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．０３％とし
た。
【００１３】Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する
が、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０７％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０
７％とした。
が、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０７％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０
７％とした。
【００１４】Ｎ：０．００３〜０．０１５％ ＮはＡｌＮの析出挙動を通じて、オーステナイト粒の微
細化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果は不
十分であり、一方、０．０１５％超では、その効果は飽
和しむしろ靱性の劣化を招くので、その含有量をＮ：
０．００３〜０．０１５％とした。
細化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果は不
十分であり、一方、０．０１５％超では、その効果は飽
和しむしろ靱性の劣化を招くので、その含有量をＮ：
０．００３〜０．０１５％とした。
【００１５】 Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ Ｍｇは強脱酸元素であり、鋼中のＡｌ2 Ｏ3 と反応し、
Ａｌ2 Ｏ3 のＯを奪い、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭ
ｇＯを生成するために添加される。そのためには、Ａｌ
2 Ｏ3 量即ちＴ．Ｏ重量％に応じて、一定量以上のＭｇ
を添加しなければ未反応のＡｌ2 Ｏ3 が残存してしまい
好ましくない。この点に関して、実験を重ねた結果、Ｔ
ｏｔａｌ Ｍｇ重量％を０．０００５％以上とすること
により、未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回避し、酸化物を完
全にＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯにできることが
わかった。しかし、Ｔｏｔａｌ Ｍｇ重量％を０．０３
００％を超えて添加すると、Ｍｇ炭化物、Ｍｇ硫化物の
形成がおこり材質上好ましくない結果となった。以上よ
り、Ｔ．Ｍｇ含有量を０．０００５〜０．０３００％と
した。なお、Ｔｏｔａｌ Ｍｇ含有量とは、鋼中のＳｏ
ｌｕｂｌｅ Ｍｇ含有量と酸化物を形成しているＭｇ含
有量およびその他のＭｇ化合物（不可避的に生成）を形
成しているＭｇ含有量の和である。
Ａｌ2 Ｏ3 のＯを奪い、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭ
ｇＯを生成するために添加される。そのためには、Ａｌ
2 Ｏ3 量即ちＴ．Ｏ重量％に応じて、一定量以上のＭｇ
を添加しなければ未反応のＡｌ2 Ｏ3 が残存してしまい
好ましくない。この点に関して、実験を重ねた結果、Ｔ
ｏｔａｌ Ｍｇ重量％を０．０００５％以上とすること
により、未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回避し、酸化物を完
全にＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯにできることが
わかった。しかし、Ｔｏｔａｌ Ｍｇ重量％を０．０３
００％を超えて添加すると、Ｍｇ炭化物、Ｍｇ硫化物の
形成がおこり材質上好ましくない結果となった。以上よ
り、Ｔ．Ｍｇ含有量を０．０００５〜０．０３００％と
した。なお、Ｔｏｔａｌ Ｍｇ含有量とは、鋼中のＳｏ
ｌｕｂｌｅ Ｍｇ含有量と酸化物を形成しているＭｇ含
有量およびその他のＭｇ化合物（不可避的に生成）を形
成しているＭｇ含有量の和である。
【００１６】さらに、上記に加えて本発明の請求項１で
はＳｉ：０．３５〜１．７０％を、また請求項３ではＳ
ｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０
％を含有させる。Ｓｉは脱酸元素としておよび転動疲労
過程での白色組織、炭化物組織生成抑制、硬さ低下防止
による最終製品の寿命を増加させることを目的として添
加する。Ｓｉ単独添加では、０．３５％未満ではその効
果は不十分であり、一方、１．７０％を超えるとこれら
の効果は飽和し、むしろ最終製品の靱性の劣化を招くの
で、その含有量を０．３５〜１．７０％とした。次に、
Ｍｏも転動疲労過程での白色組織、炭化物組織生成抑制
による最終製品の寿命を増加させることを目的として添
加する。そのため、Ｓｉ、Ｍｏを複合添加する場合はＳ
ｉ：０．０５未満、Ｍｏ：０．３０％未満では上記の効
果は不十分であり、一方、Ｓｉ：１．７０％超、Ｍｏ：
１．２０％超ではこの効果は飽和しむしろ最終製品の靱
性の劣化を招くので、その含有量をＳｉ：０．０５〜
１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０％とした。
はＳｉ：０．３５〜１．７０％を、また請求項３ではＳ
ｉ：０．０５〜１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０
％を含有させる。Ｓｉは脱酸元素としておよび転動疲労
過程での白色組織、炭化物組織生成抑制、硬さ低下防止
による最終製品の寿命を増加させることを目的として添
加する。Ｓｉ単独添加では、０．３５％未満ではその効
果は不十分であり、一方、１．７０％を超えるとこれら
の効果は飽和し、むしろ最終製品の靱性の劣化を招くの
で、その含有量を０．３５〜１．７０％とした。次に、
Ｍｏも転動疲労過程での白色組織、炭化物組織生成抑制
による最終製品の寿命を増加させることを目的として添
加する。そのため、Ｓｉ、Ｍｏを複合添加する場合はＳ
ｉ：０．０５未満、Ｍｏ：０．３０％未満では上記の効
果は不十分であり、一方、Ｓｉ：１．７０％超、Ｍｏ：
１．２０％超ではこの効果は飽和しむしろ最終製品の靱
性の劣化を招くので、その含有量をＳｉ：０．０５〜
１．７０％、Ｍｏ：０．３０〜１．２０％とした。
【００１７】Ｐ：０．０２５％以下 Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、最終製品の強
度劣化の原因となる。特にＰが０．０２５％を超えると
強度の劣化が顕著となるため、０．０２５％を上限とし
た。
度劣化の原因となる。特にＰが０．０２５％を超えると
強度の劣化が顕著となるため、０．０２５％を上限とし
た。
【００１８】Ｔｉ：０．００５０％以下 Ｔｉは硬質析出物ＴｉＮを生成し、これが白色組織、炭
化物組織生成の引き金となり、つまり転動疲労破壊の起
点となり、最終製品の転動寿命劣化の原因となる。特に
Ｔｉが０．００５０％を超えると寿命の劣化が顕著とな
るため、０．００５０％を上限とした。
化物組織生成の引き金となり、つまり転動疲労破壊の起
点となり、最終製品の転動寿命劣化の原因となる。特に
Ｔｉが０．００５０％を超えると寿命の劣化が顕著とな
るため、０．００５０％を上限とした。
【００１９】Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下 本発明においてＴ．Ｏ含有量とは、鋼中の溶存酸素含有
量と酸化物（主にアルミナ）を形成している酸素含有量
の和であるが、Ｔ．Ｏ含有量は酸化物を形成している酸
素含有量にほぼ一致する。従って、Ｔ．Ｏ含有量が高い
ほど改質すべき鋼中Ａｌ2 Ｏ3 が多いことになる。そこ
で、高周波焼入れ材について本発明の効果が期待できる
限界Ｔ．Ｏ含有量について検討した。その結果、Ｔ．Ｏ
含有量が０．００２０％を超えると、Ａｌ2 Ｏ3 量が多
くなりすぎ、Ｍｇを添加しても、鋼中のＡｌ2 Ｏ3 全量
をＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯへ変換することが
できず、鋼材中にアルミナが残存することが判明した。
それゆえ、本発明鋼においてはＴ．Ｏ含有量を０．００
２０％以下とする必要がある。
量と酸化物（主にアルミナ）を形成している酸素含有量
の和であるが、Ｔ．Ｏ含有量は酸化物を形成している酸
素含有量にほぼ一致する。従って、Ｔ．Ｏ含有量が高い
ほど改質すべき鋼中Ａｌ2 Ｏ3 が多いことになる。そこ
で、高周波焼入れ材について本発明の効果が期待できる
限界Ｔ．Ｏ含有量について検討した。その結果、Ｔ．Ｏ
含有量が０．００２０％を超えると、Ａｌ2 Ｏ3 量が多
くなりすぎ、Ｍｇを添加しても、鋼中のＡｌ2 Ｏ3 全量
をＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯへ変換することが
できず、鋼材中にアルミナが残存することが判明した。
それゆえ、本発明鋼においてはＴ．Ｏ含有量を０．００
２０％以下とする必要がある。
【００２０】また、請求項２，４の発明の鋼では、焼入
れ性の向上および転動疲労過程での硬さ低下防止、白色
組織・炭化物組織生成抑制を目的としてＮｉ，Ｖの１種
または２種を含有させることが出来る。
れ性の向上および転動疲労過程での硬さ低下防止、白色
組織・炭化物組織生成抑制を目的としてＮｉ，Ｖの１種
または２種を含有させることが出来る。
【００２１】Ｎｉ：０．１０〜２．００％ Ｖ ：０．０３〜０．７％ これらの元素はいずれも焼入れ性を向上し、転動過程で
の転位密度の低下を抑制することにより、または繰り返
し過程でセメンタイトの生成を抑制することにより、繰
り返し軟化防止に有効である。この効果はＮｉ：０．１
０％未満、Ｖ：０．０３％未満では不十分であり、一方
Ｎｉ：２．００％、Ｖ：０．７％を超えるとこの効果は
飽和しむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、その含
有量を上記の範囲に限定した。
の転位密度の低下を抑制することにより、または繰り返
し過程でセメンタイトの生成を抑制することにより、繰
り返し軟化防止に有効である。この効果はＮｉ：０．１
０％未満、Ｖ：０．０３％未満では不十分であり、一方
Ｎｉ：２．００％、Ｖ：０．７％を超えるとこの効果は
飽和しむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、その含
有量を上記の範囲に限定した。
【００２２】さらにまた、請求項５の発明の鋼におい
て、酸化物系介在物の個数割合を規定した理由を述べ
る。鋼の精錬工程では一部不可避的な混入により本発明
範囲外、すなわち、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 およびＭｇＯ以
外の酸化物系介在物が存在する。この量を個数割合で全
体の２０％未満とすることにより、酸化物系介在物の微
細分散が高位安定化され、さらなる材質向上効果が認め
られたため、（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）
／全酸化物系介在物個数≧０．８０と規定した。なお、
ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 およびＭｇＯ介在物の個数割合を本
発明の規定の範囲内とするには、耐火物から混入する外
来系の酸化物の混入を防止する等の方法が有効である
が、本発明では本要件に係わる製造条件を特に限定する
ものではない。
て、酸化物系介在物の個数割合を規定した理由を述べ
る。鋼の精錬工程では一部不可避的な混入により本発明
範囲外、すなわち、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 およびＭｇＯ以
外の酸化物系介在物が存在する。この量を個数割合で全
体の２０％未満とすることにより、酸化物系介在物の微
細分散が高位安定化され、さらなる材質向上効果が認め
られたため、（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）
／全酸化物系介在物個数≧０．８０と規定した。なお、
ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 およびＭｇＯ介在物の個数割合を本
発明の規定の範囲内とするには、耐火物から混入する外
来系の酸化物の混入を防止する等の方法が有効である
が、本発明では本要件に係わる製造条件を特に限定する
ものではない。
【００２３】なお、本発明鋼の製造方法は特に限定する
ものではない。即ち、母溶鋼の溶製は高炉−転炉法ある
いは電気炉法のいずれでもよい。また母溶鋼への成分添
加も限定するものではなく、各添加成分含有金属あるい
はその合金を母溶鋼に添加すればよく、添加方法も自然
落下による添加法、不活性ガスにて吹込む方法、Ｍｇ源
を充填した鉄製ワイヤーを溶鋼中に供給する方法等を自
由に採用してよい。さらに母溶鋼から鋼塊を製造し、こ
の鋼塊を圧延する方法も限定するものではない。また、
本発明では浸炭焼入れ工程により製造される軸受部品用
鋼を対象としているが、浸炭条件、焼入れ条件、焼戻し
の有無、焼戻しを行う場合にはその条件を、特に限定す
るものではない。
ものではない。即ち、母溶鋼の溶製は高炉−転炉法ある
いは電気炉法のいずれでもよい。また母溶鋼への成分添
加も限定するものではなく、各添加成分含有金属あるい
はその合金を母溶鋼に添加すればよく、添加方法も自然
落下による添加法、不活性ガスにて吹込む方法、Ｍｇ源
を充填した鉄製ワイヤーを溶鋼中に供給する方法等を自
由に採用してよい。さらに母溶鋼から鋼塊を製造し、こ
の鋼塊を圧延する方法も限定するものではない。また、
本発明では浸炭焼入れ工程により製造される軸受部品用
鋼を対象としているが、浸炭条件、焼入れ条件、焼戻し
の有無、焼戻しを行う場合にはその条件を、特に限定す
るものではない。
【００２４】
【実施例】以下に、本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。高炉−転炉−連続鋳造法により表１に
示す化学成分の鋳片を製造した。Ｍｇ添加は、転炉から
受鋼した取鍋内溶鋼に、金属Ｍｇ粒およびＦｅ−Ｓｉ合
金粒の混合物を充填した鉄製ワイヤーを供給する方法に
よって行った。
に具体的に示す。高炉−転炉−連続鋳造法により表１に
示す化学成分の鋳片を製造した。Ｍｇ添加は、転炉から
受鋼した取鍋内溶鋼に、金属Ｍｇ粒およびＦｅ−Ｓｉ合
金粒の混合物を充填した鉄製ワイヤーを供給する方法に
よって行った。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】次に分塊圧延、棒鋼圧延して直径６５ｍｍ
φの丸棒を製造した。この鋼材の圧延方向断面の酸化物
の個数比、大きさを測定した結果、表２に示すように本
発明鋼はすべて適正範囲内にあった。本鋼材から転動疲
労試験片を採取・作成し、９３０℃×３００分→８３０
℃×３０分→１３０℃油冷→１６０℃×６０分焼戻しの
条件で浸炭処理を行った。転動疲労寿命の評価は、森式
スラスト型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力５４０
ｋｇｆ／ｍｍ2 ）および円筒型転動疲労試験片による点
接触型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力６００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 ）を用いた。
φの丸棒を製造した。この鋼材の圧延方向断面の酸化物
の個数比、大きさを測定した結果、表２に示すように本
発明鋼はすべて適正範囲内にあった。本鋼材から転動疲
労試験片を採取・作成し、９３０℃×３００分→８３０
℃×３０分→１３０℃油冷→１６０℃×６０分焼戻しの
条件で浸炭処理を行った。転動疲労寿命の評価は、森式
スラスト型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力５４０
ｋｇｆ／ｍｍ2 ）および円筒型転動疲労試験片による点
接触型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力６００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 ）を用いた。
【００２８】疲労寿命の尺度として、通常、「試験結果
をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率
１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」がＬ10
寿命として用いられる。表２に比較例１７のＬ10寿命を
１とした時の各鋼材のＬ10寿命の相対値を示した。ま
た、１０8 回転動疲労後の試験片について、白色帯組織
および炭化物組織の有無を調べ、その結果を表２に併せ
て示した。
をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率
１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」がＬ10
寿命として用いられる。表２に比較例１７のＬ10寿命を
１とした時の各鋼材のＬ10寿命の相対値を示した。ま
た、１０8 回転動疲労後の試験片について、白色帯組織
および炭化物組織の有無を調べ、その結果を表２に併せ
て示した。
【００２９】表２に示した通り、本発明鋼ではいずれも
白色帯組織・炭化物組織の生成が抑制されている。これ
により、本発明鋼は、従来鋼の比較例１７に比べて森式
スラスト型転動疲労試験で約７〜１１倍、および点接触
型転動疲労試験で約９〜１４倍と極めて良好な疲労特性
が得られた。特に、第５発明例では、従来鋼に比べて森
式スラスト型転動疲労試験で約８倍以上、点接触型転動
疲労試験で約１１倍以上と転動寿命は極めて良好であっ
た。
白色帯組織・炭化物組織の生成が抑制されている。これ
により、本発明鋼は、従来鋼の比較例１７に比べて森式
スラスト型転動疲労試験で約７〜１１倍、および点接触
型転動疲労試験で約９〜１４倍と極めて良好な疲労特性
が得られた。特に、第５発明例では、従来鋼に比べて森
式スラスト型転動疲労試験で約８倍以上、点接触型転動
疲労試験で約１１倍以上と転動寿命は極めて良好であっ
た。
【００３０】一方、比較例１８はＭｇ添加量が本発明の
範囲を下回った場合であり、比較例１９はＭｇ添加量が
本発明の範囲を上回った場合であり、比較例２０はＭｏ
無添加でＳｉ添加量が本発明の範囲を下回った場合であ
り、比較例２１はＭｏ添加量が本発明の範囲を下回った
場合であり、いずれも転動疲労特性は、比較例１７に比
べて森式スラスト型転動疲労試験および点接触型転動疲
労試験ともに約６．５倍未満であり、転動疲労特性は不
十分であった。
範囲を下回った場合であり、比較例１９はＭｇ添加量が
本発明の範囲を上回った場合であり、比較例２０はＭｏ
無添加でＳｉ添加量が本発明の範囲を下回った場合であ
り、比較例２１はＭｏ添加量が本発明の範囲を下回った
場合であり、いずれも転動疲労特性は、比較例１７に比
べて森式スラスト型転動疲労試験および点接触型転動疲
労試験ともに約６．５倍未満であり、転動疲労特性は不
十分であった。
【００３１】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明の浸炭軸受鋼
を用いることにより、酸化物系介在物の微細化と転動疲
労過程での白色組織、炭化物組織生成の抑制、硬さ低下
防止が実現でき、軸受部品として高負荷下での転動疲労
寿命が飛躍的に向上し得る軸受用鋼の提供が可能とな
り、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
を用いることにより、酸化物系介在物の微細化と転動疲
労過程での白色組織、炭化物組織生成の抑制、硬さ低下
防止が実現でき、軸受部品として高負荷下での転動疲労
寿命が飛躍的に向上し得る軸受用鋼の提供が可能とな
り、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｓｉ：０．３５〜１．７０％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５０％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および
不可避的不純物からなることを特徴とする高寿命浸炭軸
受鋼。 - 【請求項２】 重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｓｉ：０．３５〜１．７０％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、さらに、 Ｎｉ：０．１０〜２．００％ Ｖ ：０．０３〜０．７％ の１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５０％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および
不可避的不純物からなることを特徴とする高寿命浸炭軸
受鋼。 - 【請求項３】 重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｓｉ：０．０５〜１．７０％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ｍｏ：０．３０〜１．２０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５０％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および
不可避的不純物からなることを特徴とする高寿命浸炭軸
受鋼。 - 【請求項４】 重量比として、 Ｃ ：０．１〜０．３５％ Ｓｉ：０．０５〜１．７０％ Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０３％ Ｃｒ：０．４〜１．５０％ Ｍｏ：０．３０〜１．２０％ Ａｌ：０．０１０〜０．０７％ Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％ を含有し、さらに、 Ｎｉ：０．１０〜２．００％ Ｖ ：０．０３〜０．７％ の１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５０％以下、
Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および
不可避的不純物からなることを特徴とする高寿命浸炭軸
受鋼。 - 【請求項５】 鋼中に含有される酸化物が、個数比とし
て次式を満足する請求項１〜４記載の高寿命浸炭軸受
鋼。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系
介在物個数≧０．８０
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|---|---|---|---|
| JP02239495A JP3238031B2 (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 高寿命浸炭軸受鋼 |
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| CA002185688A CA2185688C (en) | 1995-01-18 | 1996-01-18 | Long-life carburizing bearing steel |
| US08/702,643 US5698159A (en) | 1995-01-18 | 1996-01-18 | Long-life carburizing bearing steel |
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| KR20040043324A (ko) * | 2002-11-18 | 2004-05-24 | 에프에이지베어링코리아유한회사 | 베어링용 강재 및 그 열처리 방법 |
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| US6146471A (en) * | 1999-04-08 | 2000-11-14 | Roller Bearing Company Of America | Spherical plain bearing and method of manufacturing thereof |
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| KR100541720B1 (ko) * | 2002-11-02 | 2006-01-11 | 주식회사 스틸카스피 | 베어링용 내,외측레이스 및 저어널베어링의 제조방법 |
| US20040094238A1 (en) | 2002-11-12 | 2004-05-20 | Koyo Seiko Co., Ltd. | Bearing steel excellent in corrosion resistance |
| JP4193998B1 (ja) * | 2007-06-28 | 2008-12-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 被削性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP5071038B2 (ja) * | 2007-10-22 | 2012-11-14 | 住友金属工業株式会社 | Ｃｖｊボールケージ用鋼 |
| JP2009287636A (ja) * | 2008-05-28 | 2009-12-10 | Ntn Corp | グリース封入軸受 |
| KR101144516B1 (ko) * | 2009-12-01 | 2012-05-11 | 기아자동차주식회사 | 저온 진공침탄 전용 합금강 |
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| US20150037198A1 (en) * | 2013-07-30 | 2015-02-05 | Caterpillar Inc. | Wear resistant high toughness steel |
| CN104454998A (zh) * | 2014-12-23 | 2015-03-25 | 常熟市董浜镇徐市嘉峰机械厂 | 一种表面渗碳处理的轴承 |
| CN105714190B (zh) * | 2016-04-29 | 2017-10-20 | 燕山大学 | 一种耐冲击载荷轴承用钢及其热处理方法 |
| CN107904498B (zh) * | 2017-10-20 | 2020-05-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种铁路货车用渗碳轴承钢及其制备方法 |
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| CN115094327B (zh) * | 2022-07-06 | 2024-03-26 | 中国科学院金属研究所 | 一种长寿命渗碳轴承钢及其制备方法 |
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