JPS601933B2

JPS601933B2 - 軸受鋼鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPS601933B2
Application number: JP11924580A
Authority: JP
Inventors: 公雄大西; 強多田; 一一坪田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 1980-08-29
Filing date: 1980-08-29
Publication date: 1985-01-18
Also published as: JPS5743929A

Description

【発明の詳細な説明】本発明はころがり軸受鋼鋼管の特にころがり疲れ強さを
向上させる製造方法に関する。

周知のように球軸受やローラー軸受のようなころがり軸
受を構成するボール、ローラー及びレースは使用中にこ
ろがり荷重を受け、最終的にはころがり疲れ破壊を引き
起す。

この破壊の原因は、主として材料中に含まれる非金属介
在物にあることが判っており、これを極力少くすべく努
力が重ねられてきた。

数例をあげれば、溶鋼の脱ガス処理、真空アーク再溶解
、ェレクトロビーム再溶解等による鋼中の酸素量の低減
である。この内、溶鋼の脱ガス処理は大量処理に通して
おり、現在、ころがり軸受鋼を製造している多くの製造
業者は型式はともあれ、何等かの脱ガス処理を行なって
いる。これによって、溶鋼中の○含有量を下げることに
より、鋼材中の酸化物系介在物量を減少させ鋼のころが
り疲れ強さ（以下寿命と記す）を高めている。この方法
は確かに有効であり、今日広く採用されているのではあ
るが、設備の関係等から脱ガス処理時の真空度を著しく
高めるにも限度があり、従って、脱ガス後の熔鋼の○含
有量の低下もそれに応じた程度にしかならない。また、
再溶解方法は真空脱ガス法よりも○を低く出来、寿命の
向上にそれぞれ有効ではあるが、処理費が高価であり、
特定の限定された用途にしか採用されていない。本発明
者らは既にこれらの事情を考慮し、一般脱ガス処理で得
られる程度の酸素量の範囲で従来レベル以上にころがり
軸受鋼鋼管の寿命を高めることを目的として種々調査研
究とした結果、鋼の成分と造管工程に特別の工夫を行な
うことにより、その目的を達することを見出し、これを
特許出願している。

この先願発明は、ＩＣＯ．８０〜１．２０％，Ｓｉｏ
．０５〜１．５０％，Ｍｎｏ．２０〜２．００％，Ｃｒ
ｏ．８０〜２．００％，Ｐ＜０．０３０％，ＳＯ．０１
０〜０．０５０％，０＜０．００１７％，Ｎ＜０．０１
００％，Ｔｉ＜０．００７％、残部Ｆｅ及び必然的に残
留する不純物よりなり、かつ硫黄と酸素の比（Ｓ／○）
を８以上としたころがり軸受鋼を熱間圧延又は熱間押出
により母材鋼管とし、これを軟化晩なまし後５０％以上
の滅面率の冷間圧延加工を１回ほどこして成品寸法に仕
上げることを特徴とするころがり疲れ強さのすぐれたこ
ろがり軸受鋼鋼管の製造方法。

２ＣＯ．８０％〜１．２０％，Ｓｉｏ．５〜１．５０
％，Ｍｎｏ．２０〜２．００％，Ｃｒｏ．８０〜２．０
０％，Ｐ＜０．０３０％，ＳＯ．０１０〜０．０５０％
，０＜０．００１７％，Ｎ＜０．０１００％，Ｔｊ＜０
．００７％，ＭＯＯ．０５〜０．３０％、残部Ｆｅ及び
必然的に残留する不純物よりなり、かつ硫黄と酸素の比
（Ｓ／○）を８以上としたころがり軸受鋼を熱間圧延又
は熱間押出により母材鋼管とし、これを欧化焼なまし後
５０％以上の減面率の冷間圧延加工を１回ほどこして成
品寸法に仕上げることを特徴とするころがり疲れ強さの
すぐれたころがり軸受鋼鋼管の製造方法である。

しかるにその後、さらに検討を加えた結果、これに加熱
処理を加えることにより、より寿命が向上すると共に先
の特許出願の化学成分範囲よりさらに広い化学成分範囲
ですぐれた寿命が得られかつ１回の冷間圧延加工率も低
目‘こしても良好な寿命が得られることを見出したもの
である。

すなわち、本発明の要旨とする所はＩＣＯ．８０〜１
．２０％，Ｓｉｏ．０５〜１．５０％，Ｍｎｏ．２０〜
２．００％，Ｃｒｏ．８０〜２．００％，Ｐ＜０．０３
０％，ＳＯ．０１０〜０．０５０％，０＜０．００１７
％，Ｎ＜０．０１２０％，Ｔｉ＜０．００７％、残部Ｆ
ｅ及び必然的に残留する不純物よりなり、かつ硫黄と酸
素の比（Ｓ／○）を５以上としたころがり軸受鋼を熱間
圧延又は熱間押出により母材鋼管とし、これを軟化焼な
まし後４０％以上の滅面率の冷間圧延加工を１回ほどこ
して成品寸法に仕上げ、次いで８００００〜１２００ｏ
ｏに３一１０００分加熱保持し、硫化物の球状化を行な
い、しかる後、炭化物の球状化燐鈍を行なうことを特徴
とするころがり疲れ強さのすぐれたころかり軸受鋼鋼管
の製造方法。

及び２ＣＯ．８０〜１．２０％，Ｓ心０５〜１．５０
％，Ｍｎｏ．２０〜２．００％，Ｃｒｏ．８０〜２．０
０％，Ｐ＜０．０３０％，ＳＯ．０１０〜０．０５０％
，０＜０．００１７％，Ｎ＜０．０１２０％，Ｔｉ＜０
．００７％，ＭＯＯ．０５〜０．３０％、残部Ｆｅ及び
必然的に残留する不純物よりなり、かつ硫黄と酸素の比
（Ｓ／○）を５以上としたころがり軸受鋼を熱間圧延又
は熱間押出により母材鋼管とし、これを欧化焼なまし後
４０％以上の減面率の冷間圧延加工を１回ほどこして成
品寸法に仕上げ、次いで８００００〜１２００℃に３−
１０００分加熱保持し、硫化物の球状化を行ない、しか
る後、炭化物の球状化焼錨を行なうことを特徴とするこ
ろがり疲れ強さのすぐれたころがり軸受鋼鋼管の製造方
法である。すなわち発明者らは前述の化学成分および成
分構成比を有するころがり軸受鋼鋼管をコールドピルガ
ーミル等の鋼管冷間圧延機により４０％以上の減面率の
強度の袷間圧延を１回で加えることにより、不可避的に
残留する酸化物系介在物とＴｉ系介在物が破壊されて微
細に分散すること、および硫化物系介在物が非常に細長
く伸ばされ、同時に硫化物中にくるまれた酸化物系介在
物も一緒に砕かれ、さらにこれを前述の高温度に一定時
間保持することにより、細長く伸ばされた硫化物系介在
物を小さく分断し、その一つ−つが球状化し、これによ
り寿命が著しく延長することを見し、出し本発明をなす
に至ったものである。

次に本発明のころがり軸受鋼鋼管の製造に関する限定理
由を以下に述べる。

まず本発明の対象とする鋼の成分について述べる。

【１｝炭素ころがり軸受鋼としては凝入暁もどし時、最低ＨＲＣ５
７のかたさを必要とする。

このためにはＣは０．８０％含有させる必要がある。よ
ってＣの下限を０．８０％とする。また１．２０％を越
えると巨大炭化物が生成しやすくなるため上限を１．２
０％とする。‘２１珪素ころがり軸受鋼においてＳｊ‘ま脱酸剤としておよび焼
入性向上元素として添加する。

このためには０．０５〜１．５０％で目的を達すること
が出釆る。よってＳｉの下限を０．０５％とし上限を１
．５０％とする。

‘３｝Ｍｎころがり軸受鋼においてＭｎは鱗入性向上元素として用
いる。

このためには０．２０〜２．００％で目的を達すること
が出来る。

よってＭｎの下限を０．２０％とし上限を２．００％と
する。【４｝Ｃｒころがり軸受鋼においては炭化物を球状化する必要があ
るのでＣｒを炭化物の球状化の促進及び暁入性向上元素
として用いる。

このためには０．８０〜２．００％で目的を達すること
が出来る。よってＣｒの下限を０．８０％とし上限を２
．００％とする。（５｝Ｍｏ第２の発明におけるころがり軸受鋼においてＭｏは暁入
性向上元素として用いる。

このためには０．０５〜０．３０％で目的を達すること
が出釆る。よってＭｏの下限を０．０５％とし上限を０
．３０％とする。

｛６’Ｓ一般にＳは鋼中でＭｎＳとなり鋼質にいろいろと悪影響
をおよぼす。

しかし軸受鋼においては、この硫化物系介在物がＮ２０
３，Ｓｉ０２等の酸化物系介在物が多い場合はこれらを
内包することで、これらの寿命への悪影響を軽減させる
役割も果す。また、軸受鋼ではＳが０．０１０％以下に
なると被削性が著しく低下するのでＳは０．０１０％以
上含まれることが望ましい。

これらのことから、Ｓの下限を０．０１０％とする。一
方、Ｓは０．０５０％以上含まれると大型の単純のＭｈ
Ｓが生成し、後述のように本発明の製造方法を用いても
寿命の向上が見られなくなる。そこでＳの上限を０．０
５０％とする。

・【７１○ ０は鋼中でＮ２０３，Ｓｉ０２等の酸化物系介在物を生
成し寿命に悪影響を及ぼす。

したがって、０は一般には少し、方が良い。本発明では
○が０．００１７％以下であれば寿命の向上が見られる
ので上限を０．００１７％とする。下限は通常残留する
程度とする。【８１ＴｉＴｉは鋼中で窒化物もしくは炭窒化物となり寿命に悪影
響を及ぼす。

また、これらは強固な介在物であり、かなり強度の袷間
圧延によってしか破砕されず、無害化しにくいので、な
るべく鋼中のＴｉ量は少し、方がよいｏ本発明において
は０．００７％以下であれば寿命の向上が認められるの
でＴｉの上限を０．００７％とする。

｛９）ＮＮは鋼中でＴｉとの炭窒化物、もしくはＡＩとの窒化物
として存在する。

先願発明ではＮが０．０１００％を越すと大型のＴｉ炭
窒化物、もしくはＴｉ窒化物を形成し、寿命の向上が図
れなくなるためＮの上限を０．０１００％としたが、本
発明では０．０１２０％迄寿命の向上が認められるため
にＮの上限を０．０１２０％とする。

なお、下限は通常残留する程度とする。■ Ｓ／○ すでにＳの項で述べたようにＳはＭｎと結合してＭｈＳ
を鋼中で生成する。

このＭｎＳはいまいまＡＩ２０３，Ｓｊ０２等の酸化物
と結合し、これらを内包する形で存在する。かかる場合
ＡＩ２Ｑ等の応力集中源としての作用は減少し、寿命に
好影響を及ぼす。先願発明ではＳ／○比が８以上ならば
酸化物系介在物がほとんどＭｎＳに内包されるとともに
、５０％以上の冷間圧延を行なってもＡＩ２０３等が硫
化物から分離あるいは露出することがなく、ＭｎＳが砕
かれたＡＩ２０３を内包したままとなり寿命に悪影響を
及ぼさないので、発明の効果を発揮でき、全体として寿
命を向上させるが、本発明ではＳ／○比が５以上であれ
ば寿命の向上が認められる。

したがってＳ／○比を５以上とする。ＯＵ冷間圧延加
工つぎに本発明で冷間加工の１回の滅面率を４０％以上に
規制する理由を述べる。

例えば冷間引抜→焼ナマシ→冷間引抜→隣ナマシ→冷間
引抜という繰返しの工程を経てその合計の滅面率が４０
％以上になるようにした場合には酸化物系介在物とＴｉ
系介在物の破砕の程度が不十分でしかも硫化物が伸びに
くいために寿命の著しい向上は認められない。

冷間引抜ではなくコールドピルガーミルを用いても全く
同じである。先顔発明では１回で５０％以上の減面率の
冷間圧延を必要としたが、本発明では袷間圧延加工後の
加熱処理による寿命の向上が著しいために４０％以上で
目的を達成することが出来る。

なお本発明の技術思想からして織面率は高い程よいが、
実際の製造上では割れが発生するので８５％程度が限界
である。０２加熱処理次に加熱処理の温度と時間を規制する理由を述べる。

寿命の著しい向上はこのようにして行なわれた冷間圧延
加工による酸化物系介在物及び合金成分添加により不可
避的に入るＴｊによるＴｉ系介在物の破砕及び硫化物系
介在物の延伸効果により、ある程度達成されるが、これ
に加えて、以下の加熱処理を加えることによる硫化物の
球状化率を３０％以上とすることにより更に飛躍的な寿
命の向上が認められる。

硫化物の球状化率３０％を確保するためには温度で８０
０〜１２０００○、時間３分〜１０００分が必要である
。即ち、８００ｑｏ未満では所要時間が１０００分を越
え、工程能率上および熱経済上不利となり、また１２０
０００を越えると材料の表面脱炭やスケールの発生等、
種々の問題が生じるのでよくない。時間については、例
えば袷間圧延加工減面率が８０％と高く、且つ温度も１
，２００ｑｏと高い場合でも３分以上必要でまた、加熱
処理の安定性の為にも、３分は必要なので下限を３分と
した。上限は先述のとおり１０００分を越すと実用上不
利となるので１００粉ふとした。炭化物の球状化煉錨は
、一般に用いられる各種焼鎚条件がいずれも適用可能で
ある。次に実施例にもとづき、本発明を詳細に説明する
。

実施した１７ヒートの鋼の化学成分を第１表に示す。芯笹小Ｑ塔舵部船Ｑ沙べ亀も口山題零僕肥龍ヨ三これらは全て高炭素クロム鋼であり、その内、Ｎｏ．１
のシリーズは高○−低Ｓ、Ｎｏ．２のシリーズは高○−
中Ｓ、Ｎｏ．３のシリ−ズは低○−低Ｓ、Ｎｏ．４のシ
リーズは低○−中Ｓである、Ｎｏ．５のシリーズは高○
でＳを変えたもの、Ｎｏ．６のシリーズは○のみが特許
請求の範囲からはずれたもの、Ｎｏ．７のシリーズはＮ
のみが特許請求の範囲からはずれたもの、Ｎｏ．８のシ
リーズはＴｉのみが特許請求の範囲からはずれたもので
ある。

これらのシリーズは全て成分調整の容易さのため真空熔
解炉を用いて熔製し、１００ｋ９鋼塊に造塊し鍛造して
から熱間押出法により母管を製造し、つついて軟化焼鈍
を行なった。

次にこれをコールドピルガーミルによりそれぞれ減面率
が１回で２０％，４０％，６０％，８０％になるような
冷間圧延加工を加えた鋼管を製造し、っっし、て、１１
００ごＣ×６び分又は１１５０ｑ０×３０分の加熱処理
を行なった。

以上熱間圧延のままの母管、コールドピルガー圧延を加
えたもの、更に加熱処理を加えたものの３種について全
て通常の球状化糠錨条件である７７０℃に２時間保持後
炉冷する球状化燐鈍を行ない、寿命試験片を採取作成し
た。

次にこれらを８３０ｑｏ油中競入、１８０℃焼戻しを行
ない、硬さＨＲＣ６２一６３に調整してスラスト型寿命
試験機によりヘルツ最大接触応力Ｐｍａｘ＝５００ｋ９
ｆ／桝、潤滑はスピンドル６伍蚤油に浸債の条件下で鋼
管の外表面側について寿命試験を行なった。

これらの材料の転動疲労寿命Ｌ．ｏ（試験片の１０％が
フレーキングを起こしたときの寿命）を第２表及び第１
図に示す。

表２転勤疲労寿命（◎本発明に該当）（）；滅面
率零、加熱処理ナンの値に対する寿命倍率第２表におい
て◎印のものが本発明の方法によるものである。

減面率８０％で見ると３．０〜９．労苦と寿命が著しく
向上している。次に第１図によると減面率２０％から４
０％の間で急激に寿命が向上している。

従って寿命の著しい向上をはかるためには少くとも滅面
率は４０％以上が必要である。冷間加工による寿命の向
上は、硫化物系介在物（主してＭｎＳ）、酸化物系介在
物（主としてＡＩ２０３）及びＴｉ系介在物（主として
Ｔｉ（ＣＮ））の冷間加工による形状変化と関連づけら
れる。又加熱処理による寿命の向上は硫化物系介在物の
球状化と関連づけられる。第２図にヒートＮｏ．４にお
ける熱間押出法により熱間加工を受けたままの鋼管の介
在物とコールドピルガー圧延機により１回で滅面率８０
％の袷間加工を受けた鋼管の硫化物系、酸化物系、Ｔｉ
系介在物、およびコールドピルガ−圧延機により１回で
減面率８０％の冷間加工を受けた鋼管に更に、１１５０
ご０×３び分の加熱処理を施したものの硫化物系介在物
の顕微鏡写真を示す。

袷間圧延により酸化物系とＴｊ系は細かく砕かれ分散し
、硫化物系は延伸している。寿命の延長はコールドピル
ガ−による冷間圧延加工だけでも、第２表に見る如く最
高３．２倍の向上を示すが、これに更に加熱処理を加え
ることにより最高９．９倍に達する寿命延長倍率が得ら
れた。

そこで、酸素とＳ量が平均的なヒートＮｏ．４について
、球状化率に及ぼす減面率と、加熱時間の影響を、加熱
温度を１１５０ｑｏに一定にして測定した結果を第３図
に示す。

ここで、硫化物の球状化率とは鋼中に認められる硫化物
の内、第２図ａ〜ｃに示すように、明らかに一体であっ
た硫化物が冷間加工で伸ばされ、加熱処理によって球状
化したと認められる形状の硫化物の個数と全硫化物の個
数の比率を示したものである。第３図に見るとおり保持
時間を充分にとれば硫化物の球状化率は滅面率が２０％
から４０％の間で急増しており、加熱処理による寿命向
上が減面率２０％から４０％で急激に向上すること（第
１図）と対応する。

なお、第３図の斜線部分は本発明における規制範囲であ
る。更に、ヒートＮｏ．４について減面率を８０％に一
定にして硫化物の球状化率に及ぼす加熱処理の温度と時
間の影響を調査した（第４図）。

第４図によると、寿命の著しい向上が認められる硫化物
の球状化率３０％以上を得るためには、１２００００な
らば加熱時間が３分以上でよいが１０００午０では３０
分以上、８００ｑ○では６００分以上と温度の低下につ
れ長くなる。そして７００ｑｏになると２０００分以上
必要となり、工程能率上および熱経済上も不利となり、
実際的でなくなる。実用的には１０００分が限界である
。次にヒートＮｏ．４の母管を用い、１回の減面率を約
２５％とし冷間引抜→暁なましを４回繰り返し、その合
計の滅面率を７０％とした引抜鋼管について、前述の第
２表に示した寿命試験結果と全く同一条件で寿命試験を
行なったところ加熱処理ナシではＬ，。

寿命は１５×１ぴ回となり１１５０００×３０分の加熱
処理を行なったものではＬ，。寿命は１６×１ぴ回とな
って、寿命の著しい向上は認められなかった。したがっ
て、著しい寿命の向上を得るためには１回の加工で４０
％以上の滅面率を確保することが必要であることがわか
る。冷間圧延加工なし、加熱処理なしの場合を１として
、本発明の方法による寿命の向上倍率を第２表の（）内
に示したが、酸素含有量の低い場合よりも普通レベルの
方が、またＳ含有量も低い場合より普通レベルの方が向
上倍率が高くなっている。

以上の実施例でも明らかなように、本発明により、一般
脱ガス鋼の酸素およびＳ含有レベルあるいはそれ以下の
含有レベルにおいて従釆の寿命レベルに比し、約３〜１
ぴ音の寿命向上を得ることが可能となった。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷間加工減面率と寿命の関係を示す図、第２図
はヒートＮｏ．４における介在物の顕微鏡写真、第３図
は袷間加工減面率と硫化物の球状化率の関係を示す図、
第４図は硫化物の球状化率と加熱条件の関係を示す図で
ある。第１図図Ｎ蛇第３図第４図

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ０．８０〜１．２０％Ｓｉ０．０５〜１．５０％Ｍｎ０．２０〜２．００％Ｃｒ０．８０〜２．００％Ｐ＜０．０３０％Ｓ０．０１０〜０．０５０％Ｏ＜０．００１７％Ｎ＜０．０１２０％Ｔｉ＜０．００７％残部Ｆｅ及び必然的に残留する不純物よりなり、かつ
硫黄と酸素の比（Ｓ／Ｏ）を５以上としたころがり軸受
鋼を熱間圧延又は熱間押出により母材鋼管とし、これを
軟化焼なまし後４０〜８５％の減面率の冷間圧延加工を
１回ほどこして成品寸法に仕上げ、次いで８００℃〜１
２００℃に３−１０００分加熱保持し、硫化物の球状化
を行ない、しかる後、炭化物の球状化焼鈍を行なうこと
を特徴とするころがり疲れ強さのすぐれたころがり軸受
鋼鋼管の製造方法。２Ｃ０．８０〜１．２０％Ｓｉ０．０５〜１．５０％Ｍｎ０．２０〜２．００％Ｃｒ０．８０〜２．００％Ｐ＜０．０３０％Ｓ０．０１０〜０．０５０％Ｏ＜０．００１７％Ｎ＜０．０１２０％Ｔｉ＜０．００７％Ｍｏ０．０５〜０．３０％残部Ｆｅ及び必然的に残留する不純物よりなり、かつ
硫黄と酸素の比（Ｓ／Ｏ）を５以上としたころがり軸受
鋼を熱間圧延又は熱間押出により母材鋼管とし、これを
軟化焼なまし後４０〜８５％の減面率の冷間圧延加工を
１回ほどこして成品寸法に仕上げ、次いで８００℃〜１
２００℃に３−１０００分加熱保持し、硫化物の球状化
を行ない、しかる後、炭化物の球状化焼鈍を行なうこと
を特徴とするころがり疲れ強さのすぐれたこれがり軸受
鋼鋼管の製造方法。