JPH11335773A - 冷間加工性に優れた軸受用鋼 - Google Patents
冷間加工性に優れた軸受用鋼Info
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- JPH11335773A JPH11335773A JP15686498A JP15686498A JPH11335773A JP H11335773 A JPH11335773 A JP H11335773A JP 15686498 A JP15686498 A JP 15686498A JP 15686498 A JP15686498 A JP 15686498A JP H11335773 A JPH11335773 A JP H11335773A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｃ量，Ｓｉ量を低減することなく、転動疲労
寿命などの特性を損なわずに素材の冷間鍛造性を向上さ
せ、金型寿命を向上させることができる冷間加工性に優
れた軸受用鋼を提供することにある。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０
０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．
０４０％を夫々含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなり、該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：
≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さらに球状化焼鈍後の平均
炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上０．８５０μｍ
以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、さらに０．７３
×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距離≦
０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を満足する構成と
した軸受用鋼。
寿命などの特性を損なわずに素材の冷間鍛造性を向上さ
せ、金型寿命を向上させることができる冷間加工性に優
れた軸受用鋼を提供することにある。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０
０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．
０４０％を夫々含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなり、該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：
≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さらに球状化焼鈍後の平均
炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上０．８５０μｍ
以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、さらに０．７３
×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距離≦
０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を満足する構成と
した軸受用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間鍛造やヘッダ
ー加工等の冷間加工性に優れた軸受用鋼、更に詳しく
は、冷間加工により成形されるベアリングの内輪，外輪
の軌道輪および転動体用の鋼に関する。
ー加工等の冷間加工性に優れた軸受用鋼、更に詳しく
は、冷間加工により成形されるベアリングの内輪，外輪
の軌道輪および転動体用の鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ベアリングの軌道輪および転動体の素材
にはＪＩＳに規定するＳＵＪ２が広く使用されている。
一般に軸受部材は球状化焼なまし処理を施した鋼材、鋼
管および鍛造リングから切削加工により製造されるが、
この製造工程において、鋼材から全面切削により加工す
る場合は材料歩留りや生産効率が問題となる。また鍛造
リングは一般には熱間加工により製造されるが、寸法精
度および省エネルギーの観点から冷間加工による成形が
望ましい。
にはＪＩＳに規定するＳＵＪ２が広く使用されている。
一般に軸受部材は球状化焼なまし処理を施した鋼材、鋼
管および鍛造リングから切削加工により製造されるが、
この製造工程において、鋼材から全面切削により加工す
る場合は材料歩留りや生産効率が問題となる。また鍛造
リングは一般には熱間加工により製造されるが、寸法精
度および省エネルギーの観点から冷間加工による成形が
望ましい。
【０００３】すなわち、冷間加工は切削や熱間加工など
の加工法と比較すると生産性が高いこと、工程の自動化
が容易なことなどの利点があることから合理的加工法と
して近年急激な普及を示し、冷間鍛造によってベアリン
グの軌道輪および転動体の成形が行われている。しか
し、高炭素クロム軸受鋼は冷間における変形抵抗が高い
ため、冷間加工した際の金型寿命が短いこと、また冷間
鍛造時に割れが発生するといった諸問題がある。
の加工法と比較すると生産性が高いこと、工程の自動化
が容易なことなどの利点があることから合理的加工法と
して近年急激な普及を示し、冷間鍛造によってベアリン
グの軌道輪および転動体の成形が行われている。しか
し、高炭素クロム軸受鋼は冷間における変形抵抗が高い
ため、冷間加工した際の金型寿命が短いこと、また冷間
鍛造時に割れが発生するといった諸問題がある。
【０００４】このような従来の軸受用鋼の冷間鍛造性を
改善する方法として、特許第２７２６４４０号，特開平
７−１８８８５７号，特開平８−５３７３５号各公報に
は、変形抵抗を素材のＣ量，Ｓｉ量を減少させることで
変形抵抗を低くし、高炭素クロム鋼と比較して冷間鍛造
性が改善されたとある。しかし、Ｃ，Ｓｉは焼入硬さを
増大させ、室温，高温における強度を維持して耐摩耗性
を付与するために必須な成分であり、Ｃ，Ｓｉ量を減ら
すことは転動寿命を短くすることになる。
改善する方法として、特許第２７２６４４０号，特開平
７−１８８８５７号，特開平８−５３７３５号各公報に
は、変形抵抗を素材のＣ量，Ｓｉ量を減少させることで
変形抵抗を低くし、高炭素クロム鋼と比較して冷間鍛造
性が改善されたとある。しかし、Ｃ，Ｓｉは焼入硬さを
増大させ、室温，高温における強度を維持して耐摩耗性
を付与するために必須な成分であり、Ｃ，Ｓｉ量を減ら
すことは転動寿命を短くすることになる。
【０００５】また、特許第２５２２４５７号、特開平２
−２９４４５１号各公報には、冷間鍛造した際に発生す
る微少割れの原因である炭化物の粒径を制限することに
よって冷間鍛造性を向上させたとあるが、冷間鍛造時の
金型寿命が短いという問題を解決するまでには至らな
い。また、特開平９−２２７９９１号公報には、冷間鍛
造性評価指針の１つである変形抵抗を下げるには硬さを
下げるのが有効であるとしているが、高炭素クロム軸受
鋼の中には低硬さであるにも関わらず変形抵抗が高いも
のもあり、変形抵抗を評価する場合は素材のミクロ組織
の影響を加えて考慮する必要がある。
−２９４４５１号各公報には、冷間鍛造した際に発生す
る微少割れの原因である炭化物の粒径を制限することに
よって冷間鍛造性を向上させたとあるが、冷間鍛造時の
金型寿命が短いという問題を解決するまでには至らな
い。また、特開平９−２２７９９１号公報には、冷間鍛
造性評価指針の１つである変形抵抗を下げるには硬さを
下げるのが有効であるとしているが、高炭素クロム軸受
鋼の中には低硬さであるにも関わらず変形抵抗が高いも
のもあり、変形抵抗を評価する場合は素材のミクロ組織
の影響を加えて考慮する必要がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、Ｃ
量，Ｓｉ量を低減することなく、転動疲労寿命などの特
性を損なわずに素材の冷間鍛造性を向上させ、金型寿命
を向上させることができる冷間加工性に優れた軸受用鋼
を提供することにある。
量，Ｓｉ量を低減することなく、転動疲労寿命などの特
性を損なわずに素材の冷間鍛造性を向上させ、金型寿命
を向上させることができる冷間加工性に優れた軸受用鋼
を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の前記目的である
金型寿命を向上させ、なおかつ素材の冷間鍛造性をも向
上させるには、素材の変形抵抗を低くする必要がある。
それには炭化物粒径を大きくし、かつ炭化物を少なくす
ることが一般的に有効であることは周知の事実である。
金型寿命を向上させ、なおかつ素材の冷間鍛造性をも向
上させるには、素材の変形抵抗を低くする必要がある。
それには炭化物粒径を大きくし、かつ炭化物を少なくす
ることが一般的に有効であることは周知の事実である。
【０００８】本発明者らは、軸受用鋼の炭化物形状を画
像解析により調査し検討を重ねた結果、冷間鍛造性の向
上には球状化焼鈍組織が大きく影響を及ぼしており、特
に炭化物中心間距離が重要であることを見い出した。さ
らに研究を重ねたところ、球状化焼鈍後の球状炭化物の
平均炭化物中心間距離とＣ量に関して、０．７３×Ｃ量
（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距離、を満足
するとき、高炭素クロム軸受鋼においても従来の球状化
焼鈍組織のときよりも冷間鍛造性を大幅に向上させるこ
とができることを知見した。
像解析により調査し検討を重ねた結果、冷間鍛造性の向
上には球状化焼鈍組織が大きく影響を及ぼしており、特
に炭化物中心間距離が重要であることを見い出した。さ
らに研究を重ねたところ、球状化焼鈍後の球状炭化物の
平均炭化物中心間距離とＣ量に関して、０．７３×Ｃ量
（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距離、を満足
するとき、高炭素クロム軸受鋼においても従来の球状化
焼鈍組織のときよりも冷間鍛造性を大幅に向上させるこ
とができることを知見した。
【０００９】また平均炭化物中心間距離がある一定の大
きさ以上になると変形抵抗は緩やかに低下するだけとな
り、顕著な効果は得られないことが判明した。さらに軸
受鋼の製造工程において、炭化物中心間距離を大きくす
ることは炭化物粒径を大きくすることにつながる。大き
な炭化物が存在したまま焼入・焼戻しを施した場合、焼
入組織、または焼戻組織に大きい炭化物が残留し、また
十分な硬さが得られないために転動疲労寿命を短くする
原因となる。そのため、焼入前の球状炭化物は出来るだ
け均一微細にするのが好ましい。これより、十分な変形
抵抗低下効果を得て且つ転動疲労寿命等の軸受鋼として
の特性を十分に発揮させるには、平均炭化物中心間距離
≦０．０３×Ｃ量（重量％）＋０．５７を満足すること
が必要である。
きさ以上になると変形抵抗は緩やかに低下するだけとな
り、顕著な効果は得られないことが判明した。さらに軸
受鋼の製造工程において、炭化物中心間距離を大きくす
ることは炭化物粒径を大きくすることにつながる。大き
な炭化物が存在したまま焼入・焼戻しを施した場合、焼
入組織、または焼戻組織に大きい炭化物が残留し、また
十分な硬さが得られないために転動疲労寿命を短くする
原因となる。そのため、焼入前の球状炭化物は出来るだ
け均一微細にするのが好ましい。これより、十分な変形
抵抗低下効果を得て且つ転動疲労寿命等の軸受鋼として
の特性を十分に発揮させるには、平均炭化物中心間距離
≦０．０３×Ｃ量（重量％）＋０．５７を満足すること
が必要である。
【００１０】そこで、本発明者らが見いだした上記知見
に基づいてなされた前記の課題を解決するための手段
は、請求項１の発明では、重量％で、Ｃ：０．６０〜
１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．
１０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
１５％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％を夫々含有し、残部がＦｅ及び不
可避不純物からなり、該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５
ｐｐｍ、Ｏ：≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さらに球状化
焼鈍後の平均炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上
０．８５０μｍ以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、
さらに０．７３×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化
物中心間距離≦０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を
満足する構成としたことを特徴とする冷間加工性に優れ
た軸受用鋼である。
に基づいてなされた前記の課題を解決するための手段
は、請求項１の発明では、重量％で、Ｃ：０．６０〜
１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．
１０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
１５％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％を夫々含有し、残部がＦｅ及び不
可避不純物からなり、該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５
ｐｐｍ、Ｏ：≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さらに球状化
焼鈍後の平均炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上
０．８５０μｍ以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、
さらに０．７３×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化
物中心間距離≦０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を
満足する構成としたことを特徴とする冷間加工性に優れ
た軸受用鋼である。
【００１１】また請求項２の発明では、重量％で、Ｃ：
０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％を夫々含有し、さらに
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５
０％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％のうち１種または２
種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：≦１２ｐ
ｐｍに夫々抑制し、さらに炭化物平均炭化物中心間距離
が０．５００μｍ以上０．８５０μｍ以下、炭化物面積
率が１２％〜３０％、さらに０．７３×Ｃ量（重量％）
＋０．０８≦平均炭化物中心間距離≦０．３０×Ｃ量
（重量％）＋０．５７を満足する構成としたことを特徴
とする冷間加工性に優れた軸受用鋼である。
０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４０％を夫々含有し、さらに
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５
０％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％のうち１種または２
種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：≦１２ｐ
ｐｍに夫々抑制し、さらに炭化物平均炭化物中心間距離
が０．５００μｍ以上０．８５０μｍ以下、炭化物面積
率が１２％〜３０％、さらに０．７３×Ｃ量（重量％）
＋０．０８≦平均炭化物中心間距離≦０．３０×Ｃ量
（重量％）＋０．５７を満足する構成としたことを特徴
とする冷間加工性に優れた軸受用鋼である。
【００１２】ここで、本発明に係る軸受用鋼において、
前記請求項１記載の発明における各成分の限定理由を以
下に詳述する。
前記請求項１記載の発明における各成分の限定理由を以
下に詳述する。
【００１３】重量％（以下、同じ）で、Ｃ：０．６０〜
１．２０％。Ｃは焼入焼戻後の硬さを得るのに必要であ
る。また焼入硬さを増大させ、室温，高温における強度
を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素であ
る。Ｃ含有量が０．６０％未満であると焼入硬さが不足
して耐摩耗性を維持することができない。一方、１．２
０％を超えると長時間ソーキングでも拡散しきれない巨
大な共晶炭化物が生成するため、軸受部品の静粛性を初
めとして被研削性，冷間鍛造性，被切削性を低下させる
ので、その上限を１．２０％とする。
１．２０％。Ｃは焼入焼戻後の硬さを得るのに必要であ
る。また焼入硬さを増大させ、室温，高温における強度
を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素であ
る。Ｃ含有量が０．６０％未満であると焼入硬さが不足
して耐摩耗性を維持することができない。一方、１．２
０％を超えると長時間ソーキングでも拡散しきれない巨
大な共晶炭化物が生成するため、軸受部品の静粛性を初
めとして被研削性，冷間鍛造性，被切削性を低下させる
ので、その上限を１．２０％とする。
【００１４】Ｓｉ：０．１０〜０．３０％。Ｓｉは製鋼
工程における脱酸のために必要な元素であり、また耐摩
耗性と強度を増大する効果があり、少なくとも０．１０
％は必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．３０％を超
えると冷間鍛造性，被切削性を低下させるので０．１０
〜０．３０％とする。
工程における脱酸のために必要な元素であり、また耐摩
耗性と強度を増大する効果があり、少なくとも０．１０
％は必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．３０％を超
えると冷間鍛造性，被切削性を低下させるので０．１０
〜０．３０％とする。
【００１５】Ｍｎ：０．１０〜１．００％。Ｍｎは焼入
性を向上させて強度を増大させる。しかし、多すぎると
残留オーステナイトを増加させて逆に強度を低下させ、
また寸法の径年劣化を引き起こす。このためＭｎの成分
範囲を０．１０〜１．００％とした。
性を向上させて強度を増大させる。しかし、多すぎると
残留オーステナイトを増加させて逆に強度を低下させ、
また寸法の径年劣化を引き起こす。このためＭｎの成分
範囲を０．１０〜１．００％とした。
【００１６】Ｐ：０．０１５％以下。Ｐは靭性を低下さ
せる元素であり、極力低減することが望ましい。したが
って、Ｐの含有量は０．０１５％以下とする。
せる元素であり、極力低減することが望ましい。したが
って、Ｐの含有量は０．０１５％以下とする。
【００１７】Ａｌ：０．００５〜０．０４０％。Ａｌは
製鋼工程での脱酸のために必須の元素であり、特にＯを
１２ｐｐｍ以下にするためにはある程度の添加は必要で
あり、下限を０．００５％とする。また多量に含有する
と硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の高い酸化物系介在物を多量
に生成するため、上限を０．０４０％とする。
製鋼工程での脱酸のために必須の元素であり、特にＯを
１２ｐｐｍ以下にするためにはある程度の添加は必要で
あり、下限を０．００５％とする。また多量に含有する
と硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の高い酸化物系介在物を多量
に生成するため、上限を０．０４０％とする。
【００１８】Ｓ：０．０１５％以下。ＳはＭｎを化合し
て硫化系介在物を形成する。この硫化系介在物は冷間鍛
造時に発生原因となり、また転がり寿命を低下の原因と
なるため極力低減することが望ましい。したがって、
０．０１５％以下とする。
て硫化系介在物を形成する。この硫化系介在物は冷間鍛
造時に発生原因となり、また転がり寿命を低下の原因と
なるため極力低減することが望ましい。したがって、
０．０１５％以下とする。
【００１９】Ｃｒ：０．８０〜２．００％。Ｃｒは強
度、焼入性を向上させるのに重要な元素である。また、
Ｃと結びついて微細な炭化物を形成し耐摩耗性を付与す
る。しかし０．８０％未満ではその効果がなく、また球
状化焼鈍時において炭化物が球状化し難くなる。一方、
２．００％を超えると巨大な共晶炭化物が生成するため
製品時の転動疲労寿命を短くする原因になる。従って、
Ｃｒの含有範囲を０．８０〜２．００％とする。
度、焼入性を向上させるのに重要な元素である。また、
Ｃと結びついて微細な炭化物を形成し耐摩耗性を付与す
る。しかし０．８０％未満ではその効果がなく、また球
状化焼鈍時において炭化物が球状化し難くなる。一方、
２．００％を超えると巨大な共晶炭化物が生成するため
製品時の転動疲労寿命を短くする原因になる。従って、
Ｃｒの含有範囲を０．８０〜２．００％とする。
【００２０】以上が本発明に係る軸受用鋼の基本成分で
ある。また、不可避不純物の内Ｏ、Ｔｉを下記のように
限定する。
ある。また、不可避不純物の内Ｏ、Ｔｉを下記のように
限定する。
【００２１】Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ。Ｔｉは硬質の非金属
介在物ＴｉＮを形成して静粛性・音響特性を劣化させる
ので極力低減させることが望ましいが、１５ｐｐｍまで
は許容される。よって、上限を１５ｐｐｍとする。
介在物ＴｉＮを形成して静粛性・音響特性を劣化させる
ので極力低減させることが望ましいが、１５ｐｐｍまで
は許容される。よって、上限を１５ｐｐｍとする。
【００２２】Ｏ：≦１２ｐｐｍ。Ｏは硬質の酸化物系非
金属介在物を形成して静粛性・音響特性を劣化させるの
で極力低減することが望ましいが、１２ｐｐｍまでは許
容される。よって、上限を１２ｐｐｍとする。
金属介在物を形成して静粛性・音響特性を劣化させるの
で極力低減することが望ましいが、１２ｐｐｍまでは許
容される。よって、上限を１２ｐｐｍとする。
【００２３】つぎに、本発明に係る軸受用鋼において、
前記請求項２記載の発明における前記成分以外の各成分
の限定理由を以下に詳述する。
前記請求項２記載の発明における前記成分以外の各成分
の限定理由を以下に詳述する。
【００２４】Ｎｉ：０．１０〜０．５０％。Ｎｉを０．
１０％以上添加すると焼入性が向上すると共に靭性，延
性を改善する効果がある。しかし、多量に添加すると冷
間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため上限を０．５０％
とした。
１０％以上添加すると焼入性が向上すると共に靭性，延
性を改善する効果がある。しかし、多量に添加すると冷
間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため上限を０．５０％
とした。
【００２５】Ｍｏ：０．１０〜０．５０％。Ｍｏを０．
１０％以上添加すると焼入性が向上すると共に耐食性，
耐摩耗性を向上させる。しかし、多量に添加するとＭ6
Ｃ炭化物を多量に生成し、被削性に悪影響を及ぼす上、
冷間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため上限を０．５０
％とした。
１０％以上添加すると焼入性が向上すると共に耐食性，
耐摩耗性を向上させる。しかし、多量に添加するとＭ6
Ｃ炭化物を多量に生成し、被削性に悪影響を及ぼす上、
冷間鍛造時の変形抵抗を上昇させるため上限を０．５０
％とした。
【００２６】Ｃｕ：０．１０〜０．５０％。Ｃｕを０．
１０％以上添加すると焼入性，耐食性を向上させる。し
かし、多量に添加すると赤熱脆性を助長して熱間加工性
が劣化するので、上限を０．５０％とする。
１０％以上添加すると焼入性，耐食性を向上させる。し
かし、多量に添加すると赤熱脆性を助長して熱間加工性
が劣化するので、上限を０．５０％とする。
【００２７】このように、本発明に係る軸受用鋼では、
上述した成分構成を採用し、そして図１に示すように、
球状化焼鈍後の平均炭化物中心間距離が０．５００μｍ
以上０．８５０μｍ以下、炭化物面積率が１２〜３０
％、さらにＣ量と平均炭化物中心間距離に関して、０．
７３×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距
離≦０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７、を満足する
とき、転動疲労寿命などの特性を損なわずに素材の冷間
鍛造性を向上させ、金型寿命を向上させることができる
冷間鍛造性に優れた軸受用鋼を提供することが可能とな
る。
上述した成分構成を採用し、そして図１に示すように、
球状化焼鈍後の平均炭化物中心間距離が０．５００μｍ
以上０．８５０μｍ以下、炭化物面積率が１２〜３０
％、さらにＣ量と平均炭化物中心間距離に関して、０．
７３×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距
離≦０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７、を満足する
とき、転動疲労寿命などの特性を損なわずに素材の冷間
鍛造性を向上させ、金型寿命を向上させることができる
冷間鍛造性に優れた軸受用鋼を提供することが可能とな
る。
【００２８】
【実施例】以下、本発明に係る軸受用鋼を実施例に基づ
いて説明する。表１に供試材の化学組成を示す。この供
試材は通常の小型真空炉において溶製し、巨大炭化物を
拡散する目的で１２３０℃×３ｈのソーキングを施した
後φ３０ｍｍ棒鋼に熱間鍛造したものを放冷した。さら
に球状化焼鈍（７９０℃で１時間保持し、６００℃まで
１５℃／ｈｒ以下で徐冷した後空冷）を施した。
いて説明する。表１に供試材の化学組成を示す。この供
試材は通常の小型真空炉において溶製し、巨大炭化物を
拡散する目的で１２３０℃×３ｈのソーキングを施した
後φ３０ｍｍ棒鋼に熱間鍛造したものを放冷した。さら
に球状化焼鈍（７９０℃で１時間保持し、６００℃まで
１５℃／ｈｒ以下で徐冷した後空冷）を施した。
【００２９】
【表１】
【００３０】表２に供試材に球状化焼鈍を施した後の焼
鈍炭化物の面積率、平均炭化物中心間距離、変形抵抗、
ならびに焼入れ・焼戻し処理後の硬さを示す。炭化物の
面積率等の測定は、ＳＥＭを用い５０００倍で８視野観
察し、総面積２０１６μｍ2における全炭化物について
画像解析装置を用いて測定した。図１に炭化物中心間距
離について模式的に示す。
鈍炭化物の面積率、平均炭化物中心間距離、変形抵抗、
ならびに焼入れ・焼戻し処理後の硬さを示す。炭化物の
面積率等の測定は、ＳＥＭを用い５０００倍で８視野観
察し、総面積２０１６μｍ2における全炭化物について
画像解析装置を用いて測定した。図１に炭化物中心間距
離について模式的に示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】変形抵抗は試験片サイズ６．０×９．０ｍ
ｍＨ Ｈ／Ｄ＝１．５のものを圧縮率６０％の条件で圧
縮変形させたときの変形抵抗を測定した。焼入れ・焼戻
し処理は、焼入処理は８５０℃で１ｈｒ保持後水冷、焼
戻処理は１６０℃で２ｈｒ保持後空冷とした。
ｍＨ Ｈ／Ｄ＝１．５のものを圧縮率６０％の条件で圧
縮変形させたときの変形抵抗を測定した。焼入れ・焼戻
し処理は、焼入処理は８５０℃で１ｈｒ保持後水冷、焼
戻処理は１６０℃で２ｈｒ保持後空冷とした。
【００３３】図２に本発明鋼及び比較鋼における球状化
焼鈍後の平均炭化物中心間距離と変形抵抗の関係を示
す。変形抵抗は平均炭化物粒径が大きくなるにつれ低下
する傾向があり、ある平均炭化物中心間距離以上になる
と変形抵抗が低下する効果が大きくなる。例えば０．７
５Ｃ鋼においては平均炭化物中心間距離がおよそ０．５
６μｍ以上、０．９０Ｃ鋼においては平均炭化物中心間
距離がおよそ０．６５μｍ以上、１．００Ｃ鋼において
は平均炭化物中心間距離がおよそ０．７０μｍ以上とな
ると変形抵抗の低下効果が大きい。つまりＣ量が異なっ
ても各々変形抵抗を著しく低下させる平均炭化物中心間
距離を選定できることが判明した。
焼鈍後の平均炭化物中心間距離と変形抵抗の関係を示
す。変形抵抗は平均炭化物粒径が大きくなるにつれ低下
する傾向があり、ある平均炭化物中心間距離以上になる
と変形抵抗が低下する効果が大きくなる。例えば０．７
５Ｃ鋼においては平均炭化物中心間距離がおよそ０．５
６μｍ以上、０．９０Ｃ鋼においては平均炭化物中心間
距離がおよそ０．６５μｍ以上、１．００Ｃ鋼において
は平均炭化物中心間距離がおよそ０．７０μｍ以上とな
ると変形抵抗の低下効果が大きい。つまりＣ量が異なっ
ても各々変形抵抗を著しく低下させる平均炭化物中心間
距離を選定できることが判明した。
【００３４】図３に本発明鋼及び比較鋼のＣ量と平均炭
化物中心間距離の関係を示す。Ｃ量が多くなるほど平均
炭化物粒径は大きくなる傾向がある。Ｃ量と平均炭化物
中心間距離との間に、０．７３×Ｃ量（重量％）＋０．
０８≦平均炭化物中心間距離≦０．３０×Ｃ量（重量
％）＋０．５７、の関係が満たされる場合、変形抵抗が
著しく低下し、冷間鍛造性が改善される。
化物中心間距離の関係を示す。Ｃ量が多くなるほど平均
炭化物粒径は大きくなる傾向がある。Ｃ量と平均炭化物
中心間距離との間に、０．７３×Ｃ量（重量％）＋０．
０８≦平均炭化物中心間距離≦０．３０×Ｃ量（重量
％）＋０．５７、の関係が満たされる場合、変形抵抗が
著しく低下し、冷間鍛造性が改善される。
【００３５】
【発明の効果】従来のＪＩＳで規定するＳＵＪ２に代表
される高炭素クロム軸受鋼は、変形抵抗が高いため冷間
鍛造による軸受部材の成型は困難であったが、本発明に
より、高炭素クロム軸受鋼においても冷間鍛造によるベ
アリングの内輪，外輪等の軌道輪、及び転動体の成形が
容易になり、軸受部材の製造における材料歩留りや生産
効率の向上に大きく貢献する。さらには冷間鍛造で形成
することにより、従来よりも寸法精度の向上および省エ
ネルギー化の効果が得られる。
される高炭素クロム軸受鋼は、変形抵抗が高いため冷間
鍛造による軸受部材の成型は困難であったが、本発明に
より、高炭素クロム軸受鋼においても冷間鍛造によるベ
アリングの内輪，外輪等の軌道輪、及び転動体の成形が
容易になり、軸受部材の製造における材料歩留りや生産
効率の向上に大きく貢献する。さらには冷間鍛造で形成
することにより、従来よりも寸法精度の向上および省エ
ネルギー化の効果が得られる。
【図１】炭化物中心間距離を模式的に示した図である。
【図２】本発明鋼及び比較鋼における球状化焼鈍後の平
均炭化物中心間距離と変形抵抗の関係を示す図である。
均炭化物中心間距離と変形抵抗の関係を示す図である。
【図３】本発明鋼及び比較鋼のＣ量と平均炭化物中心間
距離の関係を示す図である。
距離の関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０
０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．
０４０％を夫々含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなり、該不可避不純物中、Ｔｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：
≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さらに球状化焼鈍後の平均
炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上０．８５０μｍ
以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、さらに０．７３
×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化物中心間距離≦
０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を満足する構成と
したことを特徴とする冷間加工性に優れた軸受用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０
０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．
０４０％を夫々含有し、さらにＮｉ：０．１０〜０．５
０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｃｕ：０．１０〜
０．５０％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ及び不可避不純物からなり、該不可避不純物中、Ｔ
ｉ：≦１５ｐｐｍ、Ｏ：≦１２ｐｐｍに夫々抑制し、さ
らに炭化物平均炭化物中心間距離が０．５００μｍ以上
０．８５０μｍ以下、炭化物面積率が１２％〜３０％、
さらに０．７３×Ｃ量（重量％）＋０．０８≦平均炭化
物中心間距離≦０．３０×Ｃ量（重量％）＋０．５７を
満足する構成としたことを特徴とする冷間加工性に優れ
た軸受用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15686498A JPH11335773A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間加工性に優れた軸受用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15686498A JPH11335773A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間加工性に優れた軸受用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335773A true JPH11335773A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=15637067
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15686498A Pending JPH11335773A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間加工性に優れた軸受用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11335773A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012158089A1 (en) * | 2011-05-17 | 2012-11-22 | Aktiebolaget Skf | Improved bearing steel |
| EP3348662A1 (en) * | 2017-01-16 | 2018-07-18 | Aktiebolaget SKF | Near-eutectic bearing steel |
| CN108559913A (zh) * | 2018-05-16 | 2018-09-21 | 浙江健力股份有限公司 | 一种GCr15轴承钢管及其制备工艺 |
| CN115637378A (zh) * | 2021-07-20 | 2023-01-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种滚动体用轴承钢及其制造方法 |
-
1998
- 1998-05-22 JP JP15686498A patent/JPH11335773A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012158089A1 (en) * | 2011-05-17 | 2012-11-22 | Aktiebolaget Skf | Improved bearing steel |
| EP3348662A1 (en) * | 2017-01-16 | 2018-07-18 | Aktiebolaget SKF | Near-eutectic bearing steel |
| US20180202030A1 (en) * | 2017-01-16 | 2018-07-19 | Aktiebolaget Skf | Near-eutectoid bearing steel |
| US10619230B2 (en) | 2017-01-16 | 2020-04-14 | Aktiebolaget Skf | Near-eutectoid bearing steel |
| CN108559913A (zh) * | 2018-05-16 | 2018-09-21 | 浙江健力股份有限公司 | 一种GCr15轴承钢管及其制备工艺 |
| CN115637378A (zh) * | 2021-07-20 | 2023-01-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种滚动体用轴承钢及其制造方法 |
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