JPH11153140A - 特殊環境用軸受 - Google Patents
特殊環境用軸受Info
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- JPH11153140A JPH11153140A JP31824497A JP31824497A JPH11153140A JP H11153140 A JPH11153140 A JP H11153140A JP 31824497 A JP31824497 A JP 31824497A JP 31824497 A JP31824497 A JP 31824497A JP H11153140 A JPH11153140 A JP H11153140A
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- martensite
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- bearing
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Abstract
(57)【要約】
【課題】著しく硬化したα´マルテンサイト組織を有す
るチタン合金を得ることができ、かつ水中等の特殊環境
下で長寿命であることを課題とする。 【解決手段】軌道輪と転動体とを具備した特殊環境用軸
受において、前記軌道輪及び転動体の少なくとも一つ
は、その成分がＣｒ：１．０〜５．０重量％を含有し、
更にＯ（酸素）：０．２〜０．９重量％、Ｎ（窒素）：
０．１〜０．５重量％、Ｃ（炭素）：０．１〜０．５重
量％の１種あるいは２種以上及び残部Ｔｉ並びに不可避
不純物を含有したチタン合金について、組織が体積比で
８０％以上のα´マルテンサイトからなることを特徴と
する特殊環境用軸受。
るチタン合金を得ることができ、かつ水中等の特殊環境
下で長寿命であることを課題とする。 【解決手段】軌道輪と転動体とを具備した特殊環境用軸
受において、前記軌道輪及び転動体の少なくとも一つ
は、その成分がＣｒ：１．０〜５．０重量％を含有し、
更にＯ（酸素）：０．２〜０．９重量％、Ｎ（窒素）：
０．１〜０．５重量％、Ｃ（炭素）：０．１〜０．５重
量％の１種あるいは２種以上及び残部Ｔｉ並びに不可避
不純物を含有したチタン合金について、組織が体積比で
８０％以上のα´マルテンサイトからなることを特徴と
する特殊環境用軸受。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は特殊環境用軸受に関
し、特に食品機械、半導体製造機器や化学繊維製造機
等、水や海水、化学薬品等の腐食性の環境下で用いられ
る特殊環境用軸受に関する。
し、特に食品機械、半導体製造機器や化学繊維製造機
等、水や海水、化学薬品等の腐食性の環境下で用いられ
る特殊環境用軸受に関する。
【０００２】
【従来の技術】周知の如く、チタン合金は、比強度が鉄
鋼材料に比べ大きく、また耐食性に関してもステンレス
鋼のそれを大きく上回り、特殊環境用軸受材料として期
待されていた。
鋼材料に比べ大きく、また耐食性に関してもステンレス
鋼のそれを大きく上回り、特殊環境用軸受材料として期
待されていた。
【０００３】一般に、α＋β型、β型チタン合金に代表
される高強度チタン合金の強化方法としては、β相領域
あるいはα＋β二相領域で溶体化処理後、時効処理によ
り、βマトリックス中にα相を微細に析出させた析出強
化が主になされており、高強度β型チタン合金では引張
強さで１５０ｋｇ／ｍｍ2 以上に達する合金が開発され
ている。
される高強度チタン合金の強化方法としては、β相領域
あるいはα＋β二相領域で溶体化処理後、時効処理によ
り、βマトリックス中にα相を微細に析出させた析出強
化が主になされており、高強度β型チタン合金では引張
強さで１５０ｋｇ／ｍｍ2 以上に達する合金が開発され
ている。
【０００４】しかしながら、これらの合金において上述
した熱処理を施しても硬さはＨＲＣ３５〜４５程度が限
界で、転がり軸受として適用するには表面硬化処理を施
して表面硬さを向上させる必要があった。
した熱処理を施しても硬さはＨＲＣ３５〜４５程度が限
界で、転がり軸受として適用するには表面硬化処理を施
して表面硬さを向上させる必要があった。
【０００５】例えば、特公昭６１−２７４７には、浸
炭、浸炭窒化あるいは窒化処理によりチタンまたはチタ
ン合金の表面層にＣ，Ｎ，Ｏを固溶させ、軸受として必
要な硬さを得る熱処理法が開示されている。しかし、長
時間処理を施しても硬化層深さが浅く、また素材のチタ
ン合金の硬さが低いため、心部の硬さが不足し寿命延長
の硬化が小さく、軸受としての適用は進んでいないのが
実情である。即ち、チタン合金を軸受に適用するには、
現在実用化されているチタン合金の硬さを大幅に引き上
げる必要があった。
炭、浸炭窒化あるいは窒化処理によりチタンまたはチタ
ン合金の表面層にＣ，Ｎ，Ｏを固溶させ、軸受として必
要な硬さを得る熱処理法が開示されている。しかし、長
時間処理を施しても硬化層深さが浅く、また素材のチタ
ン合金の硬さが低いため、心部の硬さが不足し寿命延長
の硬化が小さく、軸受としての適用は進んでいないのが
実情である。即ち、チタン合金を軸受に適用するには、
現在実用化されているチタン合金の硬さを大幅に引き上
げる必要があった。
【０００６】一般に、軸受用鋼として使用されているＳ
ＵＪ２やＳＵＳ４４０Ｃは、焼入によって非常に硬質な
マルテンサイトが形成され、高い硬さが得られる。これ
は、鉄鋼材料のマルテンサイトが侵入型元素であるＣの
固溶により、マルテンサイト変態時に極めて多量の格子
歪が蓄えられるためである。
ＵＪ２やＳＵＳ４４０Ｃは、焼入によって非常に硬質な
マルテンサイトが形成され、高い硬さが得られる。これ
は、鉄鋼材料のマルテンサイトが侵入型元素であるＣの
固溶により、マルテンサイト変態時に極めて多量の格子
歪が蓄えられるためである。
【０００７】一方、チタン合金についても鉄鋼材料と同
様に急冷すると、合金組成によりＨＣＰ構造（hexagona
l colse-packed structure :六方最密充填構造）のα´
マルテンサイトと斜方晶構造のα”マルテンサイトのい
ずれかが生成されることが知られている。前述したチタ
ン合金のマルテンサイトは、置換型元素の作用により形
成されるため、格子歪量が少なく、一般的に鋼で形成さ
れるマルテンサイトより硬さが低い。このため、鋼のよ
うにマルテンサイト組織のままで利用されるケースは少
なく、特にマルテンサイト組織を有するチタン合金を転
がり軸受用材料として適用するのは事実上不可能と考え
らていた。
様に急冷すると、合金組成によりＨＣＰ構造（hexagona
l colse-packed structure :六方最密充填構造）のα´
マルテンサイトと斜方晶構造のα”マルテンサイトのい
ずれかが生成されることが知られている。前述したチタ
ン合金のマルテンサイトは、置換型元素の作用により形
成されるため、格子歪量が少なく、一般的に鋼で形成さ
れるマルテンサイトより硬さが低い。このため、鋼のよ
うにマルテンサイト組織のままで利用されるケースは少
なく、特にマルテンサイト組織を有するチタン合金を転
がり軸受用材料として適用するのは事実上不可能と考え
らていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情を考
慮してなされたもので、置換型固溶元素であるＣｒと侵
入型固溶元素であるＯ，Ｎ，Ｃの添加量を最適化するこ
とにより、従来チタン合金では得られなかった著しく硬
化したα´マルテンサイト組織を有するチタン合金を得
ることができ、更にα´マルテンサイトの量比を制御し
て転がり軸受に用いることにより、水中等の特殊環境下
で長寿命な特殊環境用軸受を提供することを目的とす
る。
慮してなされたもので、置換型固溶元素であるＣｒと侵
入型固溶元素であるＯ，Ｎ，Ｃの添加量を最適化するこ
とにより、従来チタン合金では得られなかった著しく硬
化したα´マルテンサイト組織を有するチタン合金を得
ることができ、更にα´マルテンサイトの量比を制御し
て転がり軸受に用いることにより、水中等の特殊環境下
で長寿命な特殊環境用軸受を提供することを目的とす
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、軌道輪と転動
体とを具備した特殊環境用軸受において、前記軌道輪及
び転動体の少なくとも一つは、その成分が Ｃｒ：１．０〜５．０重量％ を含有し、更に Ｏ ：０．２〜０．９重量％ Ｎ ：０．１〜０．５重量％ Ｃ ：０．１〜０．５重量％ の１種あるいは２種以上及び残部Ｔｉ並びに不可避不純
物を含有したチタン合金について、組織が体積比で８０
％以上のα´マルテサイトからなるなることを特徴とす
る特殊環境用軸受である。
体とを具備した特殊環境用軸受において、前記軌道輪及
び転動体の少なくとも一つは、その成分が Ｃｒ：１．０〜５．０重量％ を含有し、更に Ｏ ：０．２〜０．９重量％ Ｎ ：０．１〜０．５重量％ Ｃ ：０．１〜０．５重量％ の１種あるいは２種以上及び残部Ｔｉ並びに不可避不純
物を含有したチタン合金について、組織が体積比で８０
％以上のα´マルテサイトからなるなることを特徴とす
る特殊環境用軸受である。
【００１０】［作用］以下、本発明に係る合金の作用及
び特性値の臨界的意義について詳述する。 ［Ｃｒ含有量］チタンに置換型で固溶するＣｒ（クロ
ム），Ｍｎ（マンガン），Ｆｅ（鉄），Ｃｏ（コバル
ト）等の合金元素を添加し、β相領域から急冷するとα
´マルテンサイトが形成される。本発明者等は、これら
の置換型元素を添加して得られるマルテンサイトと強度
の関係について研究を重ねた結果、Ｃｒを含有したマル
テンサイト組織が最も硬いことを見いだした。この理由
として、通常、マルテンサイト変態により硬さが向上す
るのは、変態の際に導入される多量の内部歪によるもの
であるが、ＣｒとＴｉの原子半径の差が他の合金元素に
比べて大きく、マルテンサイト変態した際の格子歪が他
の合金元素を添加した場合に比べて大きくなり、これに
付随して導入される内部歪量が増加して硬化したものと
考えられる。
び特性値の臨界的意義について詳述する。 ［Ｃｒ含有量］チタンに置換型で固溶するＣｒ（クロ
ム），Ｍｎ（マンガン），Ｆｅ（鉄），Ｃｏ（コバル
ト）等の合金元素を添加し、β相領域から急冷するとα
´マルテンサイトが形成される。本発明者等は、これら
の置換型元素を添加して得られるマルテンサイトと強度
の関係について研究を重ねた結果、Ｃｒを含有したマル
テンサイト組織が最も硬いことを見いだした。この理由
として、通常、マルテンサイト変態により硬さが向上す
るのは、変態の際に導入される多量の内部歪によるもの
であるが、ＣｒとＴｉの原子半径の差が他の合金元素に
比べて大きく、マルテンサイト変態した際の格子歪が他
の合金元素を添加した場合に比べて大きくなり、これに
付随して導入される内部歪量が増加して硬化したものと
考えられる。
【００１１】一方、Ｃｒはチタンに対して置換型に固溶
し、強度，硬さを向上させ、さらに状態図において高温
相であるβ相領域を拡大するβ相安定化元素であり、Ｃ
ｒ含有量の増加によりＭｓ点が降下する作用を有してい
る。従って、添加量が過剰であるとＭｓ点が室温以下に
低下し、急冷してもマルテンサイト変態が生じなくな
り、軟質なβ相が室温で残留し十分な硬さが得られな
い。そこで、本発明者等は急冷後の組織に及ぼすＣｒ含
有量の影響を調査し、急冷によりマルテンサイト組織が
得られるＣｒ含有量を明らかにするため以下の実験を行
った。
し、強度，硬さを向上させ、さらに状態図において高温
相であるβ相領域を拡大するβ相安定化元素であり、Ｃ
ｒ含有量の増加によりＭｓ点が降下する作用を有してい
る。従って、添加量が過剰であるとＭｓ点が室温以下に
低下し、急冷してもマルテンサイト変態が生じなくな
り、軟質なβ相が室温で残留し十分な硬さが得られな
い。そこで、本発明者等は急冷後の組織に及ぼすＣｒ含
有量の影響を調査し、急冷によりマルテンサイト組織が
得られるＣｒ含有量を明らかにするため以下の実験を行
った。
【００１２】Ｃｒ含有量を１〜１０重量％含有した合金
について、φ３０×１０ｍｍの試験片をそれぞれ作製し
た。なお、これらの合金中には後述するように合金元素
としてＯが約０．７％含有されている。これらの試験片
は、いずれの合金もβ単相域となる９００〜１１００℃
で１時間溶体化処理後、水冷した。これら試験片につい
てマルテンサイトの体積率及び硬さを測定した。
について、φ３０×１０ｍｍの試験片をそれぞれ作製し
た。なお、これらの合金中には後述するように合金元素
としてＯが約０．７％含有されている。これらの試験片
は、いずれの合金もβ単相域となる９００〜１１００℃
で１時間溶体化処理後、水冷した。これら試験片につい
てマルテンサイトの体積率及び硬さを測定した。
【００１３】マルテンサイトの体積率の定量は、試験片
を６０％過酸化水素−１０％ふっ化水素酸水溶液で化学
研摩を施して表面の加工層を除去した後、ＣｏＫα線を
用いたＸ線回折法（日本理化学製のＸ線回折装置、商品
名：ガイガーフレックスＲＡＤ−lll ）により行った。
を６０％過酸化水素−１０％ふっ化水素酸水溶液で化学
研摩を施して表面の加工層を除去した後、ＣｏＫα線を
用いたＸ線回折法（日本理化学製のＸ線回折装置、商品
名：ガイガーフレックスＲＡＤ−lll ）により行った。
【００１４】図１は、Ｃｒ含有量とマルテンサイト体積
率変化及び硬さとの関係を示す。Ｃｒ含有量が１．０％
未満ではマルテンサイト単相となるが、Ｃｒの固溶強化
の寄与が小さく、硬さが小さくなるため好ましくない。
これに対し、Ｃｒ含有量が１．０〜４．０％ではマルテ
ンサイト単相組織が得られ、非常に高い硬さを示してい
る。更に、Ｃｒ含有量が４．０％以上では残留β相が形
成されるようになるが、Ｃｒ含有量が４．０〜５．０％
の範囲では残留β相量は少なく、硬さの低下はわずかで
ある。
率変化及び硬さとの関係を示す。Ｃｒ含有量が１．０％
未満ではマルテンサイト単相となるが、Ｃｒの固溶強化
の寄与が小さく、硬さが小さくなるため好ましくない。
これに対し、Ｃｒ含有量が１．０〜４．０％ではマルテ
ンサイト単相組織が得られ、非常に高い硬さを示してい
る。更に、Ｃｒ含有量が４．０％以上では残留β相が形
成されるようになるが、Ｃｒ含有量が４．０〜５．０％
の範囲では残留β相量は少なく、硬さの低下はわずかで
ある。
【００１５】しかし、Ｃｒ含有量が５．０％を超えると
軟質なβ相が急激に増加し、特にマルテンサイト体積比
が８０％未満では、硬さは大きく低下する。更に、６．
０％以上の添加ではβ相の安定度が高まり、β相域から
の急冷により残留β単相となるため硬さは低い。なお、
マルテンサイトはＸ線回折結果より、全て最密六方晶の
α´マルテンサイトであることを確認した。
軟質なβ相が急激に増加し、特にマルテンサイト体積比
が８０％未満では、硬さは大きく低下する。更に、６．
０％以上の添加ではβ相の安定度が高まり、β相域から
の急冷により残留β単相となるため硬さは低い。なお、
マルテンサイトはＸ線回折結果より、全て最密六方晶の
α´マルテンサイトであることを確認した。
【００１６】つまり、Ｃｒ含有量が１．０〜４．０％で
あれば、β相領域からの急冷によりα´マルテンサイト
単相となり、軸受として必要な硬さを得ることができ
る。一方、Ｃｒ含有量が４．０〜５．０％の範囲ではマ
ルテンサイトと軟質な残留β相の混合組織となり、マル
テンサイト単相状態と比較して硬さが若干低下するが、
マルテンサイトが体積率で８０％以上であれば、硬さに
及ぼす影響はさほど認められない。
あれば、β相領域からの急冷によりα´マルテンサイト
単相となり、軸受として必要な硬さを得ることができ
る。一方、Ｃｒ含有量が４．０〜５．０％の範囲ではマ
ルテンサイトと軟質な残留β相の混合組織となり、マル
テンサイト単相状態と比較して硬さが若干低下するが、
マルテンサイトが体積率で８０％以上であれば、硬さに
及ぼす影響はさほど認められない。
【００１７】以上の結果より、Ｃｒの含有量は１．０％
以上５．０％以下とし、α´マルテンサイトを体積比で
８０％以上とした。上述したように、Ｃｒを添加して得
られるマルテンサイトは他の置換型合金元素を添加した
場合に比べ硬質であるが、最も硬さが高いＣｒ含有量２
〜４％組成においてもＨｖで４００程度で、Ｃｒ添加の
みでは軸受として必要とされる硬さが得られない。強化
元素として他の合金元素を添加する場合、置換型元素の
大部分はＭｓ点を低下させ、残留β相が形成されやすく
なるため好ましくない。従って、マルテンサイトを強化
する元素としては、チタンに侵入型で固溶する元素の添
加が極めて有効であり、侵入型固溶元素としてＯ，Ｎ，
Ｃが好適である。いずれの元素の状態図においてもα相
領域を拡大すα相安定化元素であり、α／β変態点を上
昇させる作用を有する。
以上５．０％以下とし、α´マルテンサイトを体積比で
８０％以上とした。上述したように、Ｃｒを添加して得
られるマルテンサイトは他の置換型合金元素を添加した
場合に比べ硬質であるが、最も硬さが高いＣｒ含有量２
〜４％組成においてもＨｖで４００程度で、Ｃｒ添加の
みでは軸受として必要とされる硬さが得られない。強化
元素として他の合金元素を添加する場合、置換型元素の
大部分はＭｓ点を低下させ、残留β相が形成されやすく
なるため好ましくない。従って、マルテンサイトを強化
する元素としては、チタンに侵入型で固溶する元素の添
加が極めて有効であり、侵入型固溶元素としてＯ，Ｎ，
Ｃが好適である。いずれの元素の状態図においてもα相
領域を拡大すα相安定化元素であり、α／β変態点を上
昇させる作用を有する。
【００１８】［Ｏ含有量］Ｏ（酸素）は、固溶限がＮ
（窒素），Ｃ（炭素）と比べ非常に大きく、固溶して強
度，硬さ，耐食性，耐摩耗性を増大する作用があり、そ
の効果は０．２％以上の添加で顕著となり、添加量に比
例して増大する。しかしながら、添加量が０．９％を超
えると著しく靭性が低下するので、Ｏのが含有量は０．
２％以上０．９％以下とする。
（窒素），Ｃ（炭素）と比べ非常に大きく、固溶して強
度，硬さ，耐食性，耐摩耗性を増大する作用があり、そ
の効果は０．２％以上の添加で顕著となり、添加量に比
例して増大する。しかしながら、添加量が０．９％を超
えると著しく靭性が低下するので、Ｏのが含有量は０．
２％以上０．９％以下とする。
【００１９】［Ｎ含有量］Ｎは固溶して強度，硬さ，耐
食性，耐磨耗性を増大する作用があり、特にＮは固溶強
化の程度が上述した元素のうちで上記特性が最も大き
く、０．１％以上の添加で著しい。しかし、固溶限がＯ
より小さく、添加量が０．５％を超えると強度が低下
し、さらにα／β変態点の上昇の程度がＯの約２倍あ
り、過剰な添加は容体化処理温度を著しく高くする必要
が生じるので添加量は０．１％以上０．５％以下とす
る。
食性，耐磨耗性を増大する作用があり、特にＮは固溶強
化の程度が上述した元素のうちで上記特性が最も大き
く、０．１％以上の添加で著しい。しかし、固溶限がＯ
より小さく、添加量が０．５％を超えると強度が低下
し、さらにα／β変態点の上昇の程度がＯの約２倍あ
り、過剰な添加は容体化処理温度を著しく高くする必要
が生じるので添加量は０．１％以上０．５％以下とす
る。
【００２０】［Ｃ含有量］Ｃ（炭素）は、添加効果（硬
さ向上）は少ないが、添加する場合はＯ，Ｎの補充元素
として添加する。Ｏ，Ｎを入れるともろくなるので、Ｃ
で緩和する、その場合、Ｃは、固溶して強度，硬さ，耐
磨耗性を増大し、また強度の増加に伴う延性の低下が
Ｏ，Ｎに比べて小さく、その効果は０．１％以上の添加
で著しい。しかしながら、添加量が０．５％を超えると
硬さ，強度上昇させる効果が飽和するため、添加量は
０．１％以上０．５％以下とする。
さ向上）は少ないが、添加する場合はＯ，Ｎの補充元素
として添加する。Ｏ，Ｎを入れるともろくなるので、Ｃ
で緩和する、その場合、Ｃは、固溶して強度，硬さ，耐
磨耗性を増大し、また強度の増加に伴う延性の低下が
Ｏ，Ｎに比べて小さく、その効果は０．１％以上の添加
で著しい。しかしながら、添加量が０．５％を超えると
硬さ，強度上昇させる効果が飽和するため、添加量は
０．１％以上０．５％以下とする。
【００２１】Ｏ，Ｎ，Ｃの侵入型固溶元素を添加して強
化を計る場合、Ｏ及びＮは固溶強化能が非常に大きいの
で、単独添加で軸受として必要な硬さを得ることがで
き、この場合、Ｏは０．６％以上０．９％以下、Ｎは
０．２％以上０．５％以下が望ましい。一方、Ｃは固溶
限が小さく、また強化能がＯ，Ｎに比べて小さく、強化
元素としての効果が小さいため、Ｃの単独添加では軸受
として必要な硬さが得られ難い。従って、Ｃを添加する
場合には、ＯあるいはＮまたはＯ，Ｎの両元素との複合
添加が望ましい。複合添加する場合には各元素の添加量
の総和が０．５％以上となるとその効果は著しい。しか
しながら、添加量の総和が０．９％を超えると、遠征，
靭性が著しく低下するため、望ましくはＯ，Ｎ，Ｃの添
加量の総和を０．９％以下とする。
化を計る場合、Ｏ及びＮは固溶強化能が非常に大きいの
で、単独添加で軸受として必要な硬さを得ることがで
き、この場合、Ｏは０．６％以上０．９％以下、Ｎは
０．２％以上０．５％以下が望ましい。一方、Ｃは固溶
限が小さく、また強化能がＯ，Ｎに比べて小さく、強化
元素としての効果が小さいため、Ｃの単独添加では軸受
として必要な硬さが得られ難い。従って、Ｃを添加する
場合には、ＯあるいはＮまたはＯ，Ｎの両元素との複合
添加が望ましい。複合添加する場合には各元素の添加量
の総和が０．５％以上となるとその効果は著しい。しか
しながら、添加量の総和が０．９％を超えると、遠征，
靭性が著しく低下するため、望ましくはＯ，Ｎ，Ｃの添
加量の総和を０．９％以下とする。
【００２２】［熱処理条件］本願発明は、軸受として必
要な硬さを得るために体積比で８０％以上のマルテンサ
イト組織で構成されることを特徴としている。従って、
溶体化処理温度は、βトランザスより高い温度、即ちβ
相単相域で加熱保持を行うかα＋β二相領域となるβト
ランザス以下ではβ相とα相の量比が８：２となる温度
に加熱保持しても良い。なお、上記「βトランザス」と
は、図３の状態図において、β単相領域からα＋β二相
領域に変化する温度の線（直線（イ））上の点を示す。
要な硬さを得るために体積比で８０％以上のマルテンサ
イト組織で構成されることを特徴としている。従って、
溶体化処理温度は、βトランザスより高い温度、即ちβ
相単相域で加熱保持を行うかα＋β二相領域となるβト
ランザス以下ではβ相とα相の量比が８：２となる温度
に加熱保持しても良い。なお、上記「βトランザス」と
は、図３の状態図において、β単相領域からα＋β二相
領域に変化する温度の線（直線（イ））上の点を示す。
【００２３】冷却速度については、冷却速度が遅い場
合、例えば空冷より遅い速度では、マルテンサイト組織
が得られず、冷却中に結晶粒界にα相が多量に析出して
室温でα＋β二相組織となり強度が低下し、軸受として
必要な硬さが得られなくなる。マルテンサイト組織を得
るには、溶体化処理温度から油冷以上の速度で急冷する
ことが必要で、水冷処理とすることが望ましい。
合、例えば空冷より遅い速度では、マルテンサイト組織
が得られず、冷却中に結晶粒界にα相が多量に析出して
室温でα＋β二相組織となり強度が低下し、軸受として
必要な硬さが得られなくなる。マルテンサイト組織を得
るには、溶体化処理温度から油冷以上の速度で急冷する
ことが必要で、水冷処理とすることが望ましい。
【００２４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施例について説
明する。まず、下記表１の組成を有するチタン合金及び
鋼材についてφ３０ｍｍ×１０ｍｍの円盤状試験片及び
スラスト玉軸受５１３０５を作製した。これらの試験片
は、以下の熱処理を施した。
明する。まず、下記表１の組成を有するチタン合金及び
鋼材についてφ３０ｍｍ×１０ｍｍの円盤状試験片及び
スラスト玉軸受５１３０５を作製した。これらの試験片
は、以下の熱処理を施した。
【００２５】熱処理条件（１）：９００〜１１００℃で
１時間Ａｒ雰囲気中で溶体化処理を施し、２５℃の水中
に水冷した。 熱処理条件（２）：９００〜１１００℃で１時間Ａｒ雰
囲気中で溶体化処理を施し、３０〜６０℃の油中に油冷
した。 熱処理条件（３）：９００〜１１００℃で１時間Ａｒ雰
囲気中で溶体化処理を施し、大気中に空冷した。
１時間Ａｒ雰囲気中で溶体化処理を施し、２５℃の水中
に水冷した。 熱処理条件（２）：９００〜１１００℃で１時間Ａｒ雰
囲気中で溶体化処理を施し、３０〜６０℃の油中に油冷
した。 熱処理条件（３）：９００〜１１００℃で１時間Ａｒ雰
囲気中で溶体化処理を施し、大気中に空冷した。
【００２６】
【表１】
【００２７】比較例のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、Ｔｉ−
１５Ｖ−３−Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金、ＳＵＳ４４０
Ｃ、ＳＵＪ２の試験片については、下記表２、表３に併
示した条件で溶体化・時効処理あるいは焼入・焼戻を施
した。これらの試験片については、マルテンサイト体積
率、硬さ測定、塩水噴霧試験及び水中寿命試験を行って
性能を比較した。
１５Ｖ−３−Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金、ＳＵＳ４４０
Ｃ、ＳＵＪ２の試験片については、下記表２、表３に併
示した条件で溶体化・時効処理あるいは焼入・焼戻を施
した。これらの試験片については、マルテンサイト体積
率、硬さ測定、塩水噴霧試験及び水中寿命試験を行って
性能を比較した。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】塩水噴霧試験は３５℃、５％ＮａＣｌ水溶
液を用いて試験時間１５０時間で行い、試験後の供試片
の腐食性生物を除去後、重量変化を測定し、腐食速度を
ｍｍ／年で評価した。なお、評価基準としては、０．１
３ｍｍ／年以下の場合を○、０．１３〜１．３ｍｍ／年
の場合を△、１．３ｍｍ／年以上の場合を×とした。
液を用いて試験時間１５０時間で行い、試験後の供試片
の腐食性生物を除去後、重量変化を測定し、腐食速度を
ｍｍ／年で評価した。なお、評価基準としては、０．１
３ｍｍ／年以下の場合を○、０．１３〜１．３ｍｍ／年
の場合を△、１．３ｍｍ／年以上の場合を×とした。
【００３１】水中寿命試験は、図２に示すような水中ス
ラスト寿命試験機を用い、スラスト転がり軸受１を被試
験体として水中に保持し、水道水をオーバーフローさせ
ながら行った。なお、図２において、付番２は水道水の
供給口３、排出口４を供えた容器である。また、付番
５、６、７は、夫々前記軸受１を構成する軌道輪、軌道
輪５の内側に配置された窒化珪素製の転動体、該転動体
６を保持するフッ素樹脂製の保持器である。前記軸受１
は、上下のシャフト８により容器２内の水中に押圧した
状態で保持されている。
ラスト寿命試験機を用い、スラスト転がり軸受１を被試
験体として水中に保持し、水道水をオーバーフローさせ
ながら行った。なお、図２において、付番２は水道水の
供給口３、排出口４を供えた容器である。また、付番
５、６、７は、夫々前記軸受１を構成する軌道輪、軌道
輪５の内側に配置された窒化珪素製の転動体、該転動体
６を保持するフッ素樹脂製の保持器である。前記軸受１
は、上下のシャフト８により容器２内の水中に押圧した
状態で保持されている。
【００３２】寿命判定は、加速度ピックアップにより検
出した振動レベルが初期値の５倍程度に達した時点を軸
受寿命とした。以下に試験条件を示す。 荷重：１５０ｋｇｆ 回転数：１０００ｒｐｍ 試験軸受：スラスト玉軸受５１３０５ また、マルテンサイト体積率は上述の方法を用いて測定
した。
出した振動レベルが初期値の５倍程度に達した時点を軸
受寿命とした。以下に試験条件を示す。 荷重：１５０ｋｇｆ 回転数：１０００ｒｐｍ 試験軸受：スラスト玉軸受５１３０５ また、マルテンサイト体積率は上述の方法を用いて測定
した。
【００３３】上記表２には、マルテンサイト体積率、硬
さ、塩水噴霧試験及び水中寿命試験結果も示した。表２
の試験片である本発明の実施例１〜１６の場合、いずれ
もマルテンサイト体積率が８０％以上で、ＨＲＣ５７以
上の硬さを有しており、また耐食性も良好で水中寿命試
験結果より寿命延長の効果が著しいことが判明した。但
し、実施例９〜１６の油冷の場合、マルテンサイト体積
率及び硬さが若干低下して寿命がわずかに低下している
ことが確認できた。これは、溶体化処理後の冷却が油冷
で水冷よりも冷却速度が小さく、冷却中に微量のα相の
析出が生じたためで、この結果から溶体化処理後の冷却
方法としては水冷が望ましいと考えられる。
さ、塩水噴霧試験及び水中寿命試験結果も示した。表２
の試験片である本発明の実施例１〜１６の場合、いずれ
もマルテンサイト体積率が８０％以上で、ＨＲＣ５７以
上の硬さを有しており、また耐食性も良好で水中寿命試
験結果より寿命延長の効果が著しいことが判明した。但
し、実施例９〜１６の油冷の場合、マルテンサイト体積
率及び硬さが若干低下して寿命がわずかに低下している
ことが確認できた。これは、溶体化処理後の冷却が油冷
で水冷よりも冷却速度が小さく、冷却中に微量のα相の
析出が生じたためで、この結果から溶体化処理後の冷却
方法としては水冷が望ましいと考えられる。
【００３４】表３の試験片のうち比較例１は、マルテン
サイト単相組織であるが、Ｃｒ含有量が過少であるた
め、Ｃｒの固溶強化の寄与が小さく、十分な硬さが得ら
れていない。比較例２、比較例３はＣｒ含有量が過大で
あり、β相の安定度が高くなり冷却時に多量の残留β相
が形成されてしまうためマルテンサイトが体積比が８０
％以下に低下してしまい硬さが低い。特に、比較例３
は、マルテンサイト体積率が０％、即ち残留β単相組織
であり、硬さが低く単寿命となった。
サイト単相組織であるが、Ｃｒ含有量が過少であるた
め、Ｃｒの固溶強化の寄与が小さく、十分な硬さが得ら
れていない。比較例２、比較例３はＣｒ含有量が過大で
あり、β相の安定度が高くなり冷却時に多量の残留β相
が形成されてしまうためマルテンサイトが体積比が８０
％以下に低下してしまい硬さが低い。特に、比較例３
は、マルテンサイト体積率が０％、即ち残留β単相組織
であり、硬さが低く単寿命となった。
【００３５】表３の試験片のうち比較例４〜９は、Ｏ，
Ｎ，Ｃの各侵入型元素を単独に添加した場合で、いずれ
もマルテンサイト単相組織である。しかし、比較例４，
比較例６は添加量が過少なため、硬さが低く短寿命とな
っている。また、比較例５，比較例７は添加量が過剰な
ため、硬さは高いが脆化しており、寿命延長の効果は小
さい。
Ｎ，Ｃの各侵入型元素を単独に添加した場合で、いずれ
もマルテンサイト単相組織である。しかし、比較例４，
比較例６は添加量が過少なため、硬さが低く短寿命とな
っている。また、比較例５，比較例７は添加量が過剰な
ため、硬さは高いが脆化しており、寿命延長の効果は小
さい。
【００３６】比較例８は、侵入型固溶強化元素としてＣ
を単独に添加した場合であるが、添加量は請求項の範囲
内であるにもかかわらず、寿命が短い。これは、上述し
たようにＣの固溶強化能がＯ，Ｎに比較して小さく効果
が不十分なためで、Ｃを添加する場合にはＯあるいはＮ
又はＯ，Ｎの両元素と複合添加する必要がある。
を単独に添加した場合であるが、添加量は請求項の範囲
内であるにもかかわらず、寿命が短い。これは、上述し
たようにＣの固溶強化能がＯ，Ｎに比較して小さく効果
が不十分なためで、Ｃを添加する場合にはＯあるいはＮ
又はＯ，Ｎの両元素と複合添加する必要がある。
【００３７】比較例９、比較例１０はＯ，Ｎ，Ｃを複合
添加した場合であるが、比較例９では添加量の総和が
０．５％よりも小さく十分な硬さが得られていない。一
方、比較例１０の場合は、添加量の総和が０．９％を超
えているため強化脆化してしまい短寿命となった。
添加した場合であるが、比較例９では添加量の総和が
０．５％よりも小さく十分な硬さが得られていない。一
方、比較例１０の場合は、添加量の総和が０．９％を超
えているため強化脆化してしまい短寿命となった。
【００３８】比較例１１、比較例１２はいずれも実用チ
タン合金であるが、熱処理として標準的な溶体化処理時
効処理を施し、α＋β二相になつているためマルテンサ
イト体積率は０％である。α相の析出強化により溶体化
処理のままの状態よりは硬さは増加しているものの、Ｈ
ＲＣ４０〜４５と低いため、短寿命である。
タン合金であるが、熱処理として標準的な溶体化処理時
効処理を施し、α＋β二相になつているためマルテンサ
イト体積率は０％である。α相の析出強化により溶体化
処理のままの状態よりは硬さは増加しているものの、Ｈ
ＲＣ４０〜４５と低いため、短寿命である。
【００３９】比較例１３、比較例１４はいずれも鉄鋼材
料であり、非常に硬いが、塩水噴霧試験では本願発明の
チタン合金より大幅に耐食性に劣っている。したがっ
て、水中寿命試験では腐食により摩耗が急速に進行し、
短寿命である。
料であり、非常に硬いが、塩水噴霧試験では本願発明の
チタン合金より大幅に耐食性に劣っている。したがっ
て、水中寿命試験では腐食により摩耗が急速に進行し、
短寿命である。
【００４０】比較例１５〜２２は本願発明に係る合金を
使用しているが、マルテンサイト体積率及び硬さが低く
短寿命である。これは、溶体化処理後の冷却が空冷であ
るため冷却中にα相が析出し、室温でα＋β二相組織と
なったためである。
使用しているが、マルテンサイト体積率及び硬さが低く
短寿命である。これは、溶体化処理後の冷却が空冷であ
るため冷却中にα相が析出し、室温でα＋β二相組織と
なったためである。
【００４１】つまり、本願発明で体積比で８０％以上の
マルテンサイトを得るためには、上述したように溶体化
処理温度から油冷以上の冷却速度で冷却する必要があ
り、理想としては水冷処理するのが望ましい。
マルテンサイトを得るためには、上述したように溶体化
処理温度から油冷以上の冷却速度で冷却する必要があ
り、理想としては水冷処理するのが望ましい。
【００４２】
【発明の効果】以上詳述した如く本発明によれば、置換
型固溶元素であるＣｒと侵入型固溶元素であるＯ，Ｎ，
Ｃの添加量を最適化することにより、従来チタン合金で
は得られなかった著しく硬化したα´マルテンサイト組
織を有するチタン合金を得ることができ、更にα´マル
テンサイトの量比を制御して転がり軸受を用いることに
より、水中等の特殊環境下で長寿命な特殊環境用軸受を
提供することができる。
型固溶元素であるＣｒと侵入型固溶元素であるＯ，Ｎ，
Ｃの添加量を最適化することにより、従来チタン合金で
は得られなかった著しく硬化したα´マルテンサイト組
織を有するチタン合金を得ることができ、更にα´マル
テンサイトの量比を制御して転がり軸受を用いることに
より、水中等の特殊環境下で長寿命な特殊環境用軸受を
提供することができる。
【図１】Ｃｒ含有量とマルテンサイト体積率及び硬さと
の関係を示す特性図。
の関係を示す特性図。
【図２】スラスト転がり軸受の水中寿命試験機の概略を
示す図。
示す図。
【図３】本発明におけるβトランザスを説明するための
状態図。
状態図。
１…スラスト転がり軸受、 ２…容器、 ５…軌道輪、 ６…転動体、 ７…保持器。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ
Claims (1)
- 【請求項１】 軌道輪と転動体とを具備した特殊環境用
軸受において、前記軌道輪及び転動体の少なくとも一つ
は、その成分が Ｃｒ：１．０〜５．０重量％ を含有し、更に Ｏ ：０．２〜０．９重量％ Ｎ ：０．１〜０．５重量％ Ｃ ：０．１〜０．５重量％ の１種あるいは２種以上及び残部Ｔｉ並びに不可避不純
物を含有したチタン合金について、組織が体積比で８０
％以上のα´マルテンサイトからなることを特徴とする
特殊環境用軸受。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31824497A JPH11153140A (ja) | 1997-11-19 | 1997-11-19 | 特殊環境用軸受 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31824497A JPH11153140A (ja) | 1997-11-19 | 1997-11-19 | 特殊環境用軸受 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11153140A true JPH11153140A (ja) | 1999-06-08 |
Family
ID=18097050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31824497A Pending JPH11153140A (ja) | 1997-11-19 | 1997-11-19 | 特殊環境用軸受 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11153140A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002008623A1 (en) * | 2000-07-18 | 2002-01-31 | Nsk Ltd. | Rolling apparatus |
| DE102006051641A1 (de) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Schaeffler Kg | Wälzlager für trockenlaufende oder mediengeschmierte Anwendungen |
| JP2012012652A (ja) * | 2010-06-30 | 2012-01-19 | Daido Steel Co Ltd | β型チタン合金 |
| JP2017048410A (ja) * | 2015-08-31 | 2017-03-09 | 高周波熱錬株式会社 | α＋β型チタン合金の熱処理方法、及びその方法を用いて製造されたα＋β型チタン合金製品 |
| US9732408B2 (en) | 2011-04-29 | 2017-08-15 | Aktiebolaget Skf | Heat-treatment of an alloy for a bearing component |
-
1997
- 1997-11-19 JP JP31824497A patent/JPH11153140A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002008623A1 (en) * | 2000-07-18 | 2002-01-31 | Nsk Ltd. | Rolling apparatus |
| US6828041B2 (en) | 2000-07-18 | 2004-12-07 | Nsk Ltd. | Rolling apparatus |
| DE102006051641A1 (de) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Schaeffler Kg | Wälzlager für trockenlaufende oder mediengeschmierte Anwendungen |
| JP2012012652A (ja) * | 2010-06-30 | 2012-01-19 | Daido Steel Co Ltd | β型チタン合金 |
| US9732408B2 (en) | 2011-04-29 | 2017-08-15 | Aktiebolaget Skf | Heat-treatment of an alloy for a bearing component |
| JP2017048410A (ja) * | 2015-08-31 | 2017-03-09 | 高周波熱錬株式会社 | α＋β型チタン合金の熱処理方法、及びその方法を用いて製造されたα＋β型チタン合金製品 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041112 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20080129 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20090203 |