TWI480387B - 冷加工性優異之軸承用鋼材及其製造方法 - Google Patents

冷加工性優異之軸承用鋼材及其製造方法 Download PDF

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Description

冷加工性優異之軸承用鋼材及其製造方法
本發明係一種鋼材，用以製造汽車和各種產業機械等所使用的軸承構件，特別是以冷加工製造軸承構件時，發揮良好的冷加工性之軸承用鋼材及其製造方法。
以往，汽車和各種產業機械等各種領域使用的軸承材料，係使用JIS G 4805(1999)規定的SUJ2等高碳鉻軸承鋼。
本案申請人為了得到特性更優異的鋼材作為上述軸承用鋼材而進行各種提案，例如專利文獻1係為了使加工成製品形狀時的研磨性良好，並且穩定地得到良好的轉動疲勞壽命，而特別規定了分散於鋼中的Al系氮化合物的尺寸和密度及雪明碳鐵的尺寸和面積率者。又，專利文獻2係為了進一步提升轉動疲勞壽命，而規定了在各個條紋狀偏析之Cr濃化部和Cr非偏析部所觀察之碳化物面積率之比。進一步，專利文獻3提案有為了得到即使進 行伸線減面率超過約50%(甚至70%)之強伸線加工也不會斷線、適於強伸線加工的軸承鋼線材，而控制製造條件，使球狀化退火後的雪明碳鐵的平均圓等效直徑和標準偏差在一定以下以抑制不均。
而且，軸承構件係藉由對線材和棒鋼等形狀的軸承用鋼材施以切斷、鍛造、切削等冷加工，加工成最終形狀而得。但是，熱軋後的上述線材和棒材，由於過硬使得上述冷加工困難，因此為了提升冷加工性，一般會在冷加工前實施球狀化退火。為了確保優異的冷加工性，控制上述球狀化退火後的鋼材(球狀化退火材)之組織係屬重要，已有各種提案。
例如於專利文獻4，提案有藉由控制製造製程中的熱軋溫度和冷卻速度，達成使網狀初析雪明碳鐵降低和波來鐵層間隔粗大化。但由於該技術係使球狀化雪明碳鐵均勻且微細地分散，被認為難謂硬度充分降低。
又，專利文獻5揭示有藉由規定球狀化退火處理後、冷伸線後的肥粒鐵平均粒徑、雪明碳鐵平均粒徑，使冷加工性提升的專利。然而，由於C和Cr之含量多，會有產生共晶碳化物的情形，因此必須進行擴散退火，進一步於球狀化退火後以20~40%實施冷伸線，因而被認為鋼材製造良率惡化，製造成本變高。
但是，近年來基於進一步降低成本和減少CO2 之觀點，而尋求更優異的冷加工性。
〔先行技術文獻〕 〔專利文獻〕
[專利文獻1]日本特開2011-111668號公報
[專利文獻2]日本特開2010-047832號公報
[專利文獻3]日本特開2007-224410號公報
[專利文獻4]日本特開平6-299240號公報
[專利文獻5]日本特開2001-294972號公報
本發明係著眼於如上述情事而研發者，其目的在於實現發揮較以往更優異之冷加工性的軸承用鋼材及其製造方法。
能解決上述課題的本發明之冷加工性優異之軸承用鋼材，其特徴為：滿足C：0.95~1.10%(質量%、針對化學成分以下同樣)、Si：0.10~0.30%、Mn：0.1%~0.40%、Cr：1.00~1.50%、Ni：0.05%以下(不含0%)、Cu：0.05%以下(不含0%)、及 Mo：0.03%以下(包含0%)，剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質構成，母材中，從與球狀化雪明碳鐵的交界面至距離20nm位置的區域(界面域)所含的Si(界面Si)、Ni(界面Ni)、Cu(界面Cu)、Mo(界面Mo)、Mn(界面Mn)及Cr(界面Cr)滿足下述範圍，且球狀化雪明碳鐵的圓形度係數為0.80以上。
界面Si：0.6%以下(不含0%)
界面Ni：0.10%以下(不含0%)
界面Cu：0.10%以下(不含0%)
界面Mo：0.03%以下(包含0%)
界面Mn：0.10%以下(不含0%)
界面Cr：0.9%以下(不含0%)
本發明亦包含冷加工性優異的軸承用鋼材之製造方法，其係製造上述軸承用鋼材之方法，其特徵在於使用上述成分組成的鋼材，於熱軋後進行球狀化退火，將熱軋後至740℃的平均冷卻速度設定為8℃/s以上，且於球狀化退火中，以100~150℃/hr之平均升溫速度使溫度從室溫升溫至780~800℃之溫度域(均熱溫度)，以上述均熱溫度加熱1~2小時後，以50~150℃/hr之平均冷卻速度從上述均熱溫度冷卻至680℃。
根據本發明，能得到發揮較以往更優異之冷 加工性的軸承用鋼材。若使用此軸承用鋼材，可良好地進行切斷、鍛造、切削等冷加工。因此，於製造滾珠(ball)、滾子、滾針、座圈(race)等軸承構件時，可達成使用的模具之長壽命化。又，由於經熱加工的座圈等可藉由冷加工製造，因此能減少構件製造製程中的CO2 排出量。進一步，可縮短球狀化時間、降低成本。
本發明人等以進一步提升軸承用鋼材的冷加工性為目標，為了使冷加工時產生的變形阻力降低，而針對球狀化退火材的組織，特別是著眼於最弱部的球狀化雪明碳鐵和母相之界面，詳細而言是與母相的球狀化雪明碳鐵之界面區域的組織(肥粒鐵組織)，刻意進行研究。
其結果，(a)發現為了使冷加工時產生的變形阻力降低，減少從球狀化雪明碳鐵表面到20nm位置的母相區域(以下，有時稱此母相區域為「界面域」)的組織中之固溶元素(Si、Cr、Mn、Ni、Cu、Mo)極為有效。
進一步，(b)判明將球狀化雪明碳鐵的圓形度係數設定為0.80以上，確保優異之變形能，也對進一步提升冷加工性有效。
以下，首先詳述上述(a)。
針對以往的球狀化退火材的組織，將界面域的元素濃度以FE-TEM的EDX進行線分析後，了解於該 界面域，Si、Cu、Ni、Mo比鋼材母相的各元素濃度更高濃度化，而Cr、Mn比鋼材母相的各元素濃度低而缺乏。
Si、Ni、Cu、Mo皆為平衡分配係數低的元素，由於球狀化退火時不易溶入雪明碳鐵，因此在雪明碳鐵和母相的界面濃化，其結果，被認為界面域的肥粒鐵組織強化，變形阻力增大。因此，就變形阻力降低的觀點而言，較佳為減少該界面域的Si、Ni、Cu、Mo。
另一方面，Mn、Cr皆為平衡分配係數高的元素，於球狀化退火時容易溶入雪明碳鐵，被認為在雪明碳鐵和母相的界面產生Mn、Cr缺乏區域。若缺乏Mn、Cr，則肥粒鐵組織的強度降低，被認為可降低變形阻力。
如上述，為了確保優異的冷加工性(為了降低變形阻力)，除了積極地減少濃化在界面域之Si、Ni、Cu、Mo以外，並且使界面域容易缺乏的Mn、Cr更減少為佳，根據上述觀點，檢討過界面域的上述各元素的容許量(此外，以下分別將界面域的Si、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr，稱為界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo、界面Mn、界面Cr)。
其結果，發現為了充分減少變形阻力以確保優異的冷加工性，較佳為抑制成，界面Si：0.6%以下(不含0%)、界面Ni：0.10%以下(不含0%)、界面Cu：0.10%以下(不含0%)、界面Mo：0.03%以下(包含0%)、 界面Mn：0.10%以下(不含0%)、及界面Cr：0.9%以下(不含0%)。
如上述，為了減少變形阻力，使存在界面域的任何元素皆減少為佳，界面Si較佳為0.5%以下，更佳為0.4%以下。界面Ni和界面Cu較佳各為0.08%以下，更佳各為0.05%以下。又，界面Mo較佳為0.02%以下，更佳為0.01%以下。又，界面Mn較佳為0.08%以下，更佳為0.05%以下，界面Cr較佳為0.85%以下，更佳為0.70%以下。
此外，就確保優異的冷加工性之觀點而言，上述界面域的任何元素皆未特別定有含量下限，但考慮到鋼中成分和製造條件等，界面Si的下限為大約0.30%，界面Ni的下限為大約0.01%，界面Cu的下限為大約0.01%，界面Mo的下限為0%，界面Mn的下限為大約0.01%，界面Cr的下限為大約0.60%。
為了將界面Si、界面Ni、界面Cu及界面Mo設定於上述範圍內，必須將鋼材中的成分組成(母相的平均成分組成)中的Si、Ni、Cu、Mo，分別設定於規定的上限值以下。又，為了將界面Mn和界面Cr設定於上述範圍，必須將鋼材中的成分組成中的Mn、Cr，分別設定於規定的上限值以下，並且控制球狀化退火條件如後述。
在上述界面域，上述Si、Ni、Cu、Mo，Cr，Mn以外是鐵及不可避免的雜質。
接著，說明關於上述(b)(將球狀化雪明碳 鐵的圓形度係數設定為0.80以上，確保優異的變形能)。
球狀化雪明碳鐵的圓形度係數針對各種鋼材，進行後述實施例所示之冷加工實驗(壓縮實驗)，研究根據下述式(1)計算的球狀化雪明碳鐵的圓形度係數和冷加工性之關係後，發現上述球狀化雪明碳鐵的圓形度係數為0.80以上時，上述實驗中在壓縮後不會產生破裂，能確保良好的冷加工性。
另一方面，上述圓形度係數未達0.80時，冷鍛造時應力容易集中於球狀化雪明碳鐵，使界面發生龜裂而容易產生破裂。
上述球狀化雪明碳鐵的圓形度係數較佳為0.83以上，更佳為0.86以上。此外，上述圓形度係數的上限就生產性的觀點為0.95左右。
球狀化雪明碳鐵的圓形度係數=4π×(球狀化雪明碳鐵的面積)/(球狀化雪明碳鐵的周圍長)2 …(1)
為了將球狀化雪明碳鐵的圓形度係數設定為0.80以上，設定如下述那樣為佳。即，本發明中如以下詳述那樣，為了抑制球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn擴散至界面，將球狀化退火時間設定成較通常短。像這樣球狀化退火時間短時，波來鐵的切斷及球狀化不會充分進行，圓形度係數未達0.80使得破裂容易產生。因此，本發明中控制球狀化退火前的壓延條件。詳細而言，藉由使熱軋後的平均冷卻速度快到8℃/s以上，使初析雪明碳鐵和波來鐵微細 化，即使球狀化退火時間是短時間，雪明碳鐵也能容易球狀化，使圓形度係數達到0.80以上。
以下，詳述關於為了得到上述組織之成分組成和製造條件。
首先，為了得到上述組織並且確保作為軸承用鋼材的必要特性，必須將成分組成設定於下述範圍內。
〔C：0.95~1.10%〕
C係使淬火硬度增大，使適當的雪明碳鐵分散，維持室溫及高溫中的構件強度以賦予耐摩耗性所必要的元素。因而，必須含有0.95%以上的C，較佳為0.98%以上，更佳為1.00%以上。然而，C量過多時，肥粒鐵會被強化而使變形阻力容易增大，因此C量設定為1.10%以下。較佳為1.05%以下。
〔Si：0.10~0.30%〕
Si係為了回火使軟化阻力性提升，確保構件的轉動疲勞特性所必要的元素，但若是過剩，上述界面Si量也會過剩，因為基質的固溶強化使得冷加工時的變形阻力增加。因此，Si量設定為0.30%以下。較佳為0.25%以下，更佳為0.20%以下。然而，由於Si量過少時，無法充分確保上述轉動疲勞特性，因此Si量設定為0.10%以上。較佳為0.13%以上，更佳為0.15%以上。
〔Mn：0.1%~0.40%〕
Mn係為了提升母材的淬火性，確保轉動疲勞特性所必須的元素，若是過剩，則上述界面Mn量也會過剩，因為基質的固溶強化使冷加工時的變形阻力增加。因此，Mn量必須設定為0.40%以下。較佳為0.35%以下，更佳為0.30%以下。然而，Mn量過少時，無法確保淬火性，使得難以確保高的構件強度和優異的轉動疲勞特性，因此Mn量設定為0.10%以上。較佳為0.15%以上，更佳為0.20%以上。
〔Cr：1.00~1.50%〕
Cr係為了形成與C結合、微細且圓形度係數為0.80以上的雪明碳鐵，且賦予冷加工性及耐摩耗性並且使淬火性提升所必要的元素。為了使這種效果發揮，必須將Cr含量設定為1.00%以上。較佳為1.10%以上，更佳為1.15%以上。但是，若Cr量超過1.50%，則上述界面Cr量也會過剩，因為基質的固溶強化使得冷加工時的變形阻力增加。因此Cr量設定於1.50%以下。較佳為1.45%以下，更佳為1.40%以下。
〔Ni：0.05%以下(不含0%)〕
Ni係上述那樣平衡分配係數低，在球狀化雪明碳鐵和母相的界面濃化，提高上述界面Ni量，使得變形阻力增加之元素。因此，盡量減少為佳，本發明中將Ni量設 定為0.05%以下。較佳為0.04%以下，更佳為0.03%以下。此外，極端減少會導致製鋼成本增大，因此Ni量的下限為0.01%左右。
〔Cu：0.05%以下(不含0%)〕
Cu也是上述那樣平衡分配係數低，在球狀化雪明碳鐵和母相的界面濃化，提高上述界面Cu量，使得變形阻力增加之元素。因此，盡量減少為佳，本發明中將Cu量設定為0.05%以下。較佳為0.04%以下，更佳為0.03%以下。此外，極端減少會導致製鋼成本增大，因此Cu量的下限為0.01%左右。
〔Mo：0.03%以下(包含0%)〕
Mo也是上述那樣平衡分配係數低，在球狀化雪明碳鐵和母相的界面濃化，提高上述界面Mo量，使得變形阻力增加之元素。因此，盡量減少為佳，本發明中將Mo量設定為0.03%以下。較佳為0.02%以下，更佳為0.01%以下。此外，Mo量的下限未特別設定，也包含0%之情形。
本發明鋼材的成分如上述，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質構成。不可避免的雜質P偏析於粒界，由於會使轉動疲勞特性及衝撃特性降低，因而極力減少為佳，設定為0.05%以下為佳。較佳為減少至0.04%以下，更佳為減少至0.03%以下。又，不可避免的雜質S係作為MnS析出，由於會使轉動疲勞特性降低而極力減少為佳， 將S含量抑制在0.05%以下為佳。較佳為0.04%以下，更佳為0.03%以下。
〔製造條件〕
為了得到具有上述規定的界面域之軸承用鋼材，必須根據下述條件製造。
以往的球狀化退火是將上述熱軋材或熱鍛造材，於780~800℃之溫度範圍加熱2~8小時後，以10~15℃/hr的平均冷卻速度冷卻至680℃後，藉由大氣放冷使球狀化雪明碳鐵分散。其結果，冷卻中析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn一部分擴散至母相，界面Cr和界面Mn變成超過規定量。
相對於此，本發明中使用上述成分組成的鋼材，熱軋後進行球狀化退火時，至熱軋後的740℃之平均冷卻速度設定為8℃/s以上，且球狀化退火時，係使其以100~150℃/hr之平均升溫速度，從室溫升溫至780~800℃的溫度域(均熱溫度)，以上述均熱溫度加熱1~2小時後，以50~150℃/hr之平均冷卻速度，從上述均熱溫度冷卻至680℃(進一步，之後進行大氣放冷為佳)，藉此可達成雪明碳鐵之球狀化，並且不會使球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn擴散至母相，能將界面域的Cr和Mn的濃度抑制於規定的範圍內。
以下，詳述關於規定各製造條件之理由。
〔至熱軋後的740℃之平均冷卻速度：8℃/s以上〕
至熱軋後的740℃之平均冷卻速度低於8℃/s時，由於舊γ結晶粒會粗大化，因此無法使初析雪明碳鐵和波來鐵細微化，於後述條件下進行球狀化退火後，無法達成波來鐵的切斷及初析雪明碳鐵的球狀化，無法使球狀化雪明碳鐵的圓形度係數達到0.80以上。因此，將熱軋後至740℃之平均冷卻速度設定為8℃/s以上。較佳為10℃/s以上，更佳為20℃/s以上。此外，因為過冷組織(麻田散鐵)會使斷線產生，就製造性之觀點而言，上述平均冷卻速度的上限為100℃/s左右。
上述以外的至熱軋之製造條件，未受特別限定，可採用一般條件。例如，可舉出在加熱爐加熱至1100~1300℃後，以900~1200℃實施分塊輥軋，然後以830~1100℃進行熱軋。
接著，說明關於熱軋後的球狀化退火製程。
〔從室溫至780~800℃的溫度域(均熱溫度)之平均升溫速度：100~150℃/hr〕
從室溫至780~800℃的溫度域(均熱溫度)之平均升溫速度低於100℃/hr時，波來鐵切斷中，Cr、Mn會擴散至界面，而無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內。因此，將上述平均升溫速度設定為100℃/hr以上。較佳為110℃/hr以上，更佳為120℃/hr以上。另一方面，上述平均升溫速度超過150℃/hr時，無法充分切斷 波來鐵，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80。因此，將上述平均升溫速度設定為150℃/hr以下。較佳為140℃/hr以下，更佳為130℃/hr以下。
〔於780~800℃的溫度域(均熱溫度)加熱1~2小時〕
均熱溫度低於780℃時，波來鐵的切斷不充分，無法得到良好的雪明碳鐵分布，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80。因此，將均熱溫度設定為780℃以上。較佳為790℃以上。另一方面，均熱溫度超過800℃時，球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn擴散至界面，無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內。因此，均熱溫度抑制於800℃以下。較佳為795℃以下。
若於上述均熱溫度之加熱時間(均熱時間)未達1hr，則波來鐵的切斷不充分，無法得到良好的雪明碳鐵分布，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80。均熱時間較佳為1.2hr以上，更佳為1.5hr以上。但是，若均熱時間超過2hr，則球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn擴散至母相側，無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定以下。因此本發明係將均熱時間設定於2hr以下。較佳為1.8hr以下。
〔從上述均熱溫度至680℃之平均冷卻速度：50~150℃/hr〕
從上述均熱溫度至680℃之平均冷卻速度低於50℃/hr時，析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn擴散至界 面，無法將界面Cr和界面Mn抑制於既定的範圍內。因此，上述平均冷卻速度設定為50℃/hr以上。較佳為60℃/hr以上，更佳為70℃/hr以上。另一方面，上述平均冷卻速度超過150℃/hr時，析出的雪明碳鐵的球狀化變成不充分，雪明碳鐵之粗大化進展，大小變成0.6μm以上，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80。因此，上述平均冷卻速度設定為150℃/hr以下。較佳為140℃/hr以下，更佳為130℃/hr以下。
從上述均熱溫度以上述平均冷卻速度進行冷卻至少至680℃。於680℃以下時，各元素的擴散變成極為遲緩，因此680℃以下的冷卻速度幾乎不會影響界面域濃度。因此，680℃以下的冷卻速度可配合生產線做適當選擇。如此，冷卻至上述680℃後，冷卻至室溫的冷卻速度沒有特別限定，但就提升生產性之觀點而言，以設定成放冷(大氣放冷)為佳。
根據上述方法，較以往的球狀化退火製程之均熱時間短，因此能達成降低成本與提升生產性。
本發明之鋼材係於進行如上述之球狀化退火後，被加工成既定的構件形狀，接著經淬火、回火而被製造成軸承構件等，但鋼材階段的形狀為包含可適用於這樣的製造之線狀、棒狀之任一者，其尺寸亦可配合最終製品適當決定。
[實施例]
以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明原本即不受下述實施例限制，在能適合前後述宗旨之範圍內，當然也可適當地施加變更而實施，該等皆包含於本發明之技術範圍。
將表1所示之化學成分組成的鑄片，於加熱爐中加熱至1100~1300℃後，於900~1200℃實施分塊輥軋。然後，於830~1100℃熱軋，以表2所示之平均冷卻速度實施熱軋結束後到740℃的冷卻，得到尺寸20mm之鋼材。接著，以表2所示之各平均升溫速度將該鋼材從室溫加熱至表2所示之各均熱溫度，於該均熱溫度保持表2所示之均熱時間。然後，以表2所示之平均冷卻速度冷卻至680℃後大氣放冷。
使用如上述方式得到的鋼材，用以下方式進行測定界面域的各元素濃度、測定雪明碳鐵的圓形度係數，評估冷加工性(冷鍛造性)。
〔界面域的各元素濃度之測定〕
將上述球狀化退火(熱處理)後的鋼材在縱剖面(與輥軋方向平行的剖面)切斷成可觀察D(直徑)/4之位置，研磨該剖面後，以薄膜法製作試料，藉由FE-TEM(電場放出型透過型電子顯微鏡)實施球狀化雪明碳鐵之觀察。此時，藉由TEM的EDX(能量分散型X線檢測器)，以通過球狀化雪明碳鐵的大致圓中心之方式，實施球狀化雪明碳鐵的線分析，(測定條件如下述)，測定Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo各元素的濃度。針對任意選擇的5個球狀化雪明碳鐵進行此分析，求出到距離母材之與球狀化雪明碳鐵的交界面20nm位置之區域的各元素之平均值，分別作為界面Fe、界面Si、界面Mn、面Cr、界面Cu、界面Ni、界面Mo之量。
(測定條件)
倍率：500000倍
測定步驟：2nm
分析長度：100nm
〔雪明碳鐵的圓形度係數之測定〕
將上述熱處理後的實驗片在縱剖面(與輥軋方向平行的剖面)切斷成可觀察D(直徑)/4之位置，藉由掃描電子顯微鏡以2000倍觀察D/4之位置。1個視野之尺寸為2688μm2 ，觀察了合計4個視野(2688μm2 ×4=10752μm2 )。而且，使用粒子解析軟體〔粒子解析III〕，針對雪明碳鐵粒徑(圓相當直徑)為0.13μm以上者，由下述式(1)算出圓形度係數。
圓形度係數=4π×面積/(周圍長)2
〔冷加工性(冷鍛造性)之評估〕
從上述球狀化退火後的鋼材的軸中心部，切出直徑14mm、長度21mm的實驗片，使用沖壓實驗機，以壓縮率(加工率)60%冷加工後，藉由光學顯微鏡以20倍觀察實驗片的側面，確認有無破裂以評估變形能。又，測定以壓縮率40%加工時的變形阻力。
此外，上述壓縮率係由下述式(2)求出者。
壓縮率(%)=(1-L/L0)×100...(2)(於式(2)中，L0：加工前的實驗片長度，L：加工後的實驗片長度)
而且，將以壓縮率60%加工後未有破裂、且由下述式(3)求出之變形阻力相對於基底鋼(習知鋼，No.1)的降低率為5%以上者，判定為合格(冷加工性優異)。
變形阻力的降低率(%)=100×[No.1的變形阻力(934MPa)-各試料的變形阻力]/No.1的變形阻力 (934MPa)...(3)
該等結果顯示於表3及表4。
由表1~4可進行如下之考察。No.2~5、14~16、25~39係滿足本發明規定之要件者，可得到發揮良好的冷加工性之軸承用鋼材。相對於此，由於上述No.以外之例未滿足本發明規定之任何要件，因而無法得到優異之冷加工性。詳細情形如下。
即No.1為基底鋼(習知鋼)，熱軋後的冷卻速度慢(1℃/s)，且球狀化退火時之平均升溫速度慢(80℃/s)，且均熱時間長(6hr)，進一步均熱後至680℃的冷卻速度慢(15℃/hr)，因此未將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內，變形阻力高(934MPa)。
此外，於No.1，熱軋後的冷卻速度慢(1℃/s)，但球狀化雪明碳鐵的圓形度係數為0.80以上的理由，是因為均熱時間長(6hr)。
No.6和No.40由於升溫至均熱溫度的升溫時間過慢，因此皆無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內，變形阻力增加(No.6：921MPa，No.40：908MPa)。
No.7和No.41由於均熱溫度過高(No.7：820℃，No.41：830℃)，因此皆無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內，變形阻力增加(No.7：923MPa，No.41：910MPa)。
No.8和No.42由於均熱時間過長(No.8：5hr，No.42：7hr)，因此皆無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內，變形阻力變高(No.8：938MPa， No.42：925MPa)。
No.9和No.43由於至均熱後680℃的冷卻速度過慢(No.9：30℃/hr，No.43：30℃/hr)，因此皆無法將界面Cr和界面Mn抑制於規定範圍內，變形阻力變高(No.9：945MPa，No.43：932MPa)。
No.10和No.44由於熱軋後的冷卻速度過慢(No.10：1℃/s，No.44：5℃/s)，因此雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.11和No.45由於球狀化退火時之平均升溫速度過快(No.11：170℃/hr，No.45：180℃/hr)，因此波來鐵未充分被切斷，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.12和No.46由於均熱時間過短(No.12：0.5hr，No.46：0.5hr)，因此波來鐵切斷不充分，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.13和No.47由於均熱溫度過低(No.13：760℃，No.47：760℃)，因此波來鐵切斷不充分，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.48由於均熱後至680℃的冷卻速度過快(200℃/hr)，因此析出的雪明碳鐵的球狀化不充分，雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.17由於鋼材(鋼材編號5)的Si量過剩 (0.38mass%)，因此界面Si量成為規定範圍外，變形阻力增加(945MPa)。
No.18由於鋼材(鋼材編號6)的Mn量過剩(0.44mass%)，因此界面Mn量成為規定範圍外，變形阻力增加(897MPa)。
No.19由於鋼材(鋼材編號7)的Cr量不足(0.97mass%)，因此雪明碳鐵的圓形度係數低於0.80，其結果在冷加工時產生破裂。
No.20由於鋼材(鋼材編號8)的C量過剩(1.14mass%)，因此變形阻力增加(945MPa)。No.21由於鋼材(鋼材編號9)的Cr量過剩(1.58mass%)，界面Cr量成為規定範圍外，變形阻力增加(912MPa)。
No.22由於鋼材(鋼材編號10)的Cu量過剩(0.07mass%)，因此界面Cu量成為規定範圍外，變形阻力增加(942MPa)。又，No.23由於鋼材(鋼材編號11)的Ni量過剩(0.08mass%)，界面Ni量成為規定範圍外，變形阻力增加(923MPa)。
No.24由於鋼材(鋼材編號12)的Mo量過剩(0.06mass%)，因此界面Mo量成為規定範圍外，變形阻力增加(911MPa)。

Claims (2)

  1. 一種冷加工性優異之軸承用鋼材，其特徴為：滿足C：0.95~1.10%(質量%、針對化學成分以下同樣)、Si：0.10~0.30%、Mn：0.1%~0.40%、Cr：1.00~1.50%、Ni：0.05%以下(不含0%)、Cu：0.05%以下(不含0%)、及Mo：0.03%以下(包含0%)，剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質構成，母材中，從與球狀化雪明碳鐵的交界面至距離20nm位置的區域(界面域)所含的Si(界面Si)、Ni(界面Ni)、Cu(界面Cu)、Mo(界面Mo)、Mn(界面Mn)及Cr(界面Cr)為滿足下述範圍，且球狀化雪明碳鐵的圓形度係數為0.80以上，界面Si：0.6%以下(不含0%)界面Ni：0.10%以下(不含0%)界面Cu：0.10%以下(不含0%)界面Mo：0.03%以下(包含0%)界面Mn：0.10%以下(不含0%)界面Cr：0.9%以下(不含0%)。
  2. 一種冷加工性優異之軸承用鋼材之製造方法，係製造如申請專利範圍第1項之軸承用鋼材的方法，其特徴 為：使用如申請專利範圍第1項之成分組成的鋼材，熱軋後進行球狀化退火，將熱軋後至740℃的平均冷卻速度設定為8℃/s以上，於球狀化退火中，以100~150℃/hr之平均升溫速度從室溫升溫至780~800℃之溫度域(均熱溫度)，以上述均熱溫度加熱1~2小時後，以50~150℃/hr之平均冷卻速度從上述均熱溫度冷卻至680℃。
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