WO1995034692A1 - High-carbon and long-life bearing steel - Google Patents

High-carbon and long-life bearing steel Download PDF

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WO1995034692A1
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Tatsuro Ochi
Yuji Kawauchi
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Nippon Steel Corporation
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/906—Roller bearing element

Definitions

  • the present invention relates to bearing steel, and more particularly to a high-carbon high-life bearing ⁇ excellent in rolling fatigue characteristics for bearing components such as outer rings, inner rings, rollers, and balls used under high load.
  • bearing parts are also strongly oriented to improve rolling fatigue life. It is believed that the rolling fatigue fracture of bearing components starts from oxide inclusions.
  • the oxygen content in steel is increased to 0.002 to 0.005%, and oxide-based with things the a l 2 0 3 -S i 0 2 -CaO (MnO) system, are shown you to improve life.
  • An object of the present invention is to provide a high-carbon bearing steel capable of obtaining excellent rolling fatigue characteristics in a bearing component, particularly in a bearing component used particularly under a high load.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • T.Mg 0.00.05 to 0.030.0%
  • the present inventors have conducted intensive studies and obtained the following knowledge in order to realize a high-carbon bearing steel capable of obtaining excellent rolling fatigue characteristics even under a high load.
  • C is an effective element for obtaining the rolling fatigue strength and wear resistance necessary for bearing components of the final product.However, if the content is less than 0.70%, the effect is insufficient, and 1.20% If the content exceeds 300, the amount of reticulated grain boundary pro-eutectoid cementite becomes remarkable, resulting in deterioration of the workability after spheroidizing annealing and the strength of the final product. .
  • Si is added as a deoxidizing element and for the purpose of suppressing the formation of white structure and carbide structure during the rolling fatigue process and increasing the life of the final product by preventing a decrease in hardness.
  • the effect is inadequate. On the other hand, if it exceeds 1.7%, these effects are saturated and rather cause deterioration of the toughness of the final product.
  • Mn is an effective element for increasing the service life of the final product by improving the hardenability.However, if the content is less than 0.15%, the effect is insufficient, while if it exceeds 1.2%, the effect is increased. The effect saturates and rather causes the toughness of the final product to deteriorate, so the content was set to 0.15 to 1.20%.
  • Mo is added for the purpose of improving the hardenability and increasing the life of the final product by suppressing the formation of white structure and carbide structure during the rolling fatigue process, but this effect is insufficient if the Mo content is less than 0.05% On the other hand, if the content of Mo exceeds 1.5%, this effect is saturated, and rather, the toughness of the final product is deteriorated.
  • S exists as MnS in steel and contributes to the improvement of machinability and the refinement of microstructure, but its effect is insufficient if it is less than 0.01%. On the other hand, when the content exceeds 0.03%, the effect is saturated, and rather, the rolling contact fatigue characteristic is deteriorated. For the above reasons, the content of S is 0.0
  • a 1 is added as a deoxidizing element and a grain refining element
  • the effect is insufficient.On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the effect is saturated and the toughness is rather deteriorated. .05%.
  • N contributes to the refinement of austenite grains through the precipitation behavior of A1N, but its effect is insufficient at less than 0.03%, whereas at more than 0.015%, Since the effect saturates and rather deteriorates the toughness, its content is set to N: 0.003 to 0.015%.
  • Mg is a strong deoxidizing element and reacts with A l 2 0 3 of ⁇ , deprives 0 of A l 2 0 3, are added to produce a Mg O 'A l 2 03 or Mg 0.
  • a 1 2 03 weight i.e. T 0 ta 1 0 wt
  • Mg unreacted A123 remains, which is not preferable.
  • Total Mg wt% With 0.0 0 0 5% or more, to avoid residual unreacted reaction A 1 2 03, the complete oxide M g 0 ⁇ It turned out that A123 or Mg0 can be made.
  • the Mg content by weight exceeds 0.0300%, Mg carbides and Mg sulfides were formed, resulting in unfavorable materials. Based on the above, the Mg content was set to 0.0005 to 0.0300%.
  • the Total Mg content is the sum of the Soluble Mg content in steel, the Mg content forming oxides, and the Mg content forming other Mg compounds (inevitably generated). .
  • P causes grain boundary segregation in the center and segregation in the center, causing deterioration in the strength of the final product.
  • P exceeds 0.025%, the deterioration of the strength becomes remarkable, so the content is limited to 0.025% or less.
  • Ti forms hard precipitates TiN, which triggers the formation of a white structure and a carbide structure, that is, a starting point of the rolling fatigue fracture and causes a deterioration in the rolling life of the final product.
  • Ti exceeds 0.004%, the life is significantly deteriorated. Therefore, it is limited to 0.040% or less.
  • Total 10 content is the sum of the dissolved oxygen content in steel and the oxygen content forming oxides (mainly alumina). Approximately matches the oxygen content being formed. Accordingly, the T otal 0 in steel to be reformed higher content A 1 2 0 3 is large. Thus, the limit of the content of Tota 10 at which the effect of the present invention can be expected was examined. as a result, When the content of T ootal 0 exceeds 0.015% by weight,
  • one or more of V, Nb, and Ni are used for the purpose of preventing a decrease in hardness during the rolling fatigue process and suppressing the formation of a white structure and a carbide structure. It can be contained.
  • V and Nb are added for the purpose of preventing a decrease in hardness during the rolling fatigue process due to precipitation hardening, but the effect is insufficient when V: less than 0.03% and Nb: less than 0.05% And V: 0.7%, Nb:
  • Ni is added for the purpose of improving the hardenability and increasing the life of the final product by suppressing the formation of white structure and carbide structure during the rolling fatigue process.
  • the Ni is less than 0.10%, this effect is not obtained.
  • N i: more than 2.0% this effect saturates and is not economically favorable, so its content is set to N i: 0.10 to 2.0%. did.
  • the reason why the number ratio of the oxide-based inclusions in the steel of the third invention is specified will be described. Some in about seminal ⁇ steel unavoidable present invention range by incorporation, i.e., oxide inclusions other than M g O 'A l 2 03 and M g 0 is present.
  • the method for producing the steel of the present invention is not particularly limited.
  • the smelting of the mother molten steel may be performed by either the blast furnace first converter method or the electric furnace method.
  • the addition of components to the mother molten steel is not limited, and the metal or alloy thereof containing each additive component may be added to the mother molten steel.
  • the method of filling the source and supplying the iron wire into the molten steel may be freely adopted.
  • the method of producing a steel ingot from the mother molten steel and rolling the steel ingot is not limited.
  • Pieces of chemical components shown in Tables 1 and 2 were produced by a blast furnace-first converter continuous production method.
  • the molten iron discharged from the blast furnace is subjected to de-P and de-S treatments, and then the molten iron is charged into a converter and subjected to oxygen blowing to obtain a mother molten steel having a predetermined C, P, and S content.
  • Al, Si, Mn, Cr, and Mo were added during discharge of the mother molten steel into the ladle and during the RH treatment, and degassing and inclusion removal were performed by the RH treatment. After the RH treatment, Mg alloy was added to the molten steel in a ladle.
  • Mg alloys include Si—Mg, Fe—Si—Mg, Fe—Mn—Mg, Fe—Si—Mn—Mg alloys with Mg content of 0.5 to 30% by weight, and Mg content of 5 At least 70% by weight of at least one Mg alloy was used.
  • the addition method was such that an iron wire filled with a granular Mg alloy was added to the molten steel by a method of supplying the wire into the molten steel. A piece was produced from the molten steel thus obtained by a continuous production method.
  • Oxide size is circle equivalent diameter of oxide existing in 1 mm 2
  • Comparative Example ⁇ 3 is a case where Mo and Mg are below the range of the present invention, and Comparative Examples ⁇ 14, 16 and 17 are Mg, Si and Mo of the present invention, respectively. This is the case where the value was lower than the range, and Comparative Example Nd15 was the case where the Mg was higher than the range of the present invention. In each case, the fatigue life was less than 6 times that of Comparative Example Noi3. In each of the test pieces of the comparative examples, formation of a white structure and a carbide structure was observed.

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Description

明 細 書 高炭素系高寿命軸受鋼 技術分野
本発明は軸受鋼に関し、 特に高負荷下で使用される外輪、 内輪、 ころ、 ボール等の軸受部品用として転動疲労特性に優れた高炭素系 高寿命軸受鐧に関するものである。 背景技術
近年の自動車ェンジンの高出力化及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。 軸受部品の転 動疲労破壊は酸化物系介在物が起点となると考えられている。
このため、 これまで主として、 低酸素化、 鋼の高清浄化による高 寿命化が図られてきた。 例えば、 日本金属学会報第 3 2巻第 6号 4 4 1頁から 4 4 3頁には偏心炉底出鋼、 R H真空脱ガス等の組み合 わせにより、 酸素量を 3〜 6 ppm へ低減し、 これにともない大型の 酸化物系介在物が低減し、 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において不十分である。 一方、 特 開平 3- 644430号公報には、 上記の低酸素化による清浄度向上とは逆 に、 むしろ鋼中の酸素量を 0. 002 〜0. 005 %と高く して、 酸化物系 介在物を A l 203 -S i 02 -CaO (MnO) 系とすることにより、 寿命が向上す ることが示されている。
しかしながら、 本鋼材についても、 高負荷下で使用される場合に おいて寿命の向上が必ずしも十分ではない。 以上のように、 特に高 負荷下で使用される場合において、 より一層の高寿命鋼の開発が強 く望まれている 発明の開示
本発明の目的は、 軸受部品において、 中でも特に高負荷下で使用 される軸受部品において、 優れた転動疲労特性を得ることができる 高炭素系軸受鋼を提供しょう とするものである。
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
( 1 ) 重量％として、
C ： 0. 7 0 1 2 0 %、
S i ： 0 1 5 1 7 0 %、
Mn ： 0 1 5 1 2 0 %、
C r ： 0 5 0 2 0 0 %、
M o ： 0 0 5 1 5 0 %、
S ： 0. 0 0 1 0 0 3 %、
A 1 ： 0 0 1 0 0 . 0 5 %
N ： 0. 0 0 3 0 0 1 5 %
T. M g 0 0 0 0 5〜 0. 0 3 0 0 %
を含有し、
P ： 0. 0 2 5 %以下、 T i : 0. 0 0 4 0 %以下、 T. O : 0. 0 0 1 5 %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炭素系高寿命軸受鐧。
( 2 ) 重量％として、
C ： 0. 0〜 1 , 2 0 %、
S i ： 0 1 5〜 1 . 7 0 %
Mn ： 0 1 5〜 1 . 2 0 %
C r ： 0 5 0〜 2. 0 0 %
M 0 ： 0 0 5〜 1 . 5 096. S ： 0. 0 0 1〜 0. 0 3 %、
A 1 : 0. 0 1 0〜 0. 0 5 %、
N : 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %、
T. M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 0 0 %
を含有し、
さ らに、
V : 0. 0 3〜 0. 7 %
N b ： 0. 0 0 5〜 0. 3 %
N i : 0. 1 0〜 2 : 0 0 %、
の 1 種または 2種以上を含有し、
P ： 0. 0 2 5 %以下、 T i : 0. 0 0 4 0 %以下、 T. 0 : 0. 0 0 1 5 %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炭素系高寿命軸受鋼。
( 3 ) 上記 （ 1 ) または （ 2 ) において、 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することを特徴とする高炭素系高 寿命軸受鋼。
(M g 0 · A 1 2 03 個数 + M g 0個数） Z全酸化物系介在物個 数≥ 0. 8 0 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 高負荷下でも優れた転動疲労特性を得ることがで きる高炭素系軸受鋼を実現するために、 鋭意検討を行ない次の知見 を得た。
( 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 o
( 2) 以上から、 高寿命化のためには、 非金属介在物の微細化が効 果がある。 これには、 ①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、 ②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。 さらに、 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、 硬さ低下の防止が重要となる
( 3 ) 非金属介在物の微細化のためには、 本発明者らが特開平 7 - 5 4 1 0 3号にて提案した Mgの適正量添加が有効である。 この方 法の基本は、 A 1を含有する実用炭素鋼に Mgを添加し、 酸化物組 成を A l 2 03 から MgO ' A l 2 03 あるいは Mg 0に変換する こ とにより、 酸化物の凝集合体の発生を防止し、 微細分散を図るも のである。 こ こに、 Mg O ' A l 2 03 あるいは Mg Oは A l 2 03 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、 凝集合体になり難く、 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、 M g添加は高寿命化に大 きな効果がある。
( 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、 次の各点が有効である。
① M 0添加
② S i量増量
( 5 ) 上記に加えて、 さらに次の手法を付加することにより、 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。
① V， Nb添加
② N i添加
以下に、 本発明を詳細に説明する。 本発明の鋼の成分含有範囲を上記の如く限定した理由について説 明する。
C ：
Cは最終製品の軸受部品として必要な転動疲労強度と耐摩耗性を 得るために有効な元素であるが、 0. 7 0 %未満ではその効果が不 十分であり、 また 1 . 2 0 %を超えると網状の粒界初析セメ ンタイ ト量が顕著になり球状化焼鈍後の加工性、 最終製品の強度の劣化を 招くので、 含有量を 0. 7 0〜 1 . 2 0 %とした。
S i : '
S i 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が、 0. 1 5 %未満ではその効果は不十分 であり、 一方、 1. 7 0 %を超えるとこれらの効果は飽和しむしろ 最終製品の靭性の劣化を招くので、 その含有量を 0. 1 5〜
1. 7 0 %とした。
n ：
Mnは焼入れ性の向上を通じて、 最終製品の寿命を増加させるの に有効な元素であるが、 0. 1 5 %未満ではこの効果は不十分であ り、 一方、 1 . 2 %を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の 靭性の劣化を招くので、 その含有量を 0. 1 5〜 1 . 2 0 %とした
C r ：
C rは焼入れ性を向上し、 強靭化を図るとともに炭化物の形成を 助長することを通じて耐摩耗性を向上させるのに有効である。 この 効果は 0. 5 %未満では不十分であり、 一方 2. 0 %を超えるとこ の効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣化を招く ので、 その含有 量を 0. 5 0〜 2. 0 %とした。 M o ：
Moは焼入れ性の向上および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 添加するが、 Mo ： 0. 0 5 %未満ではこの効果は不十分であり、 一方、 Mo ： 1. 5 %を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品 の靭性の劣化を招くので、 その含有量を Mo ： 0. 0 5〜
1. 5 0 %とした。
S ：
Sは鋼中で Mn S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. 0 0 1 %未満ではその効果は不十分である。 一方、 0. 0 3 %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. 0 0 1〜
0. 0 3 %とした。
A 1 ：
A 1 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. 0 1 0 %未満ではその効果は不十分であり、 一方、 0. 0 5 % を超えるとその効果は飽和し、 むしろ靭性を劣化させるので、 その 含有量を 0. 0 1 0〜0. 0 5 %とした。
N ：
Nは A 1 N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. 0 0 3 %未満ではその効果は不十分であり、 一方、 0. 0 1 5 %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. 0 0 3〜0. 0 1 5 %とした。
T o t a l g ：
Mgは強脱酸元素であり、 鐧中の A l 2 03 と反応し、 A l 2 03 の 0を奪い、 Mg O ' A l 2 03 あるいは Mg 0を生成するために 添加される。 そのためには、 A 1 2 03 量即ち T 0 t a 1 0重量 %に応じて、 一定量以上の M gを添加しなければ未反応の A 1 2 03 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、 Total Mg重量％を 0. 0 0 0 5 %以上とすることにより、 未反 応 A 1 2 03 の残存を回避し、 酸化物を完全に M g 0 · A 1 2 03 あるいは Mg 0にできることがわかった。 しかし、 Total Mg重量％ を 0. 0 3 0 0 %を超えて添加すると、 M g炭化物、 M g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、 Mg含 有量を 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 0 0 %とした。 なお、 Total Mg含有 量とは、 鋼中の Soluble Mg含有量と酸化物を形成している Mg含有 量及びその他の 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。
P ：
Pは鐧中で粒界偏析ゃ中心偏析を起こ し、 最終製品の強度劣化の 原因となる。 特に Pが 0. 0 2 5 %を超えると強度の劣化が顕著と なるため、 0. 0 2 5 %以下に制限する。
T i ：
T i は硬質析出物 T i N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、 つまり転動疲労破壤の起点となり、 最終製品 の転動寿命劣化の原因となる。 特に T iが 0. 0 0 4 0 %を超える と寿命の劣化が顕著となるため、 0. 0 0 4 0 %以下に制限する。
T o t a l 0 ：
本発明において T o t a 1 0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 t a l 0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 t a l 0含有量が高いほど改質すべき 鋼中 A 1 2 03 が多いことになる。 そこで、 本発明の効果が期待で きる限界 T o t a 1 0含有量について検討した。 その結果、 T o o t a l 0含有量が 0. 0 0 1 5重量％を超えると、
A 1 2 03 量が多くなりすぎ、 M gを添加しても、 鋼中の A l 2 03 全量を M g 0 · A 1 2 03 あるいは M g〇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 t a 1 0含有量を 0. 0 0 1 5重量 以下に制 限する。
次に、 第 2の発明の鋼では、 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 V， N b , N i の 1種ま たは 2種以上を含有させることが出来る。
N b， V ：
V, N bは析出硬化による転動疲労過程での硬さ低下防止を狙い として添加するが、 V : 0. 0 3 %未満、 N b : 0. 0 0 5 %未満 ではその効果は不十分であり、 一方、 V ： 0. 7 %、 N b ：
0. 3 %を超えるとその効果は飽和し、 むしろ靭性を劣化させるの で、 その含有量を V : 0. 0 3〜 0. 7 %、 N b : 0. 0 1 〜
0. 3 %とした。
N i ：
N i は焼入れ性の向上および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 添加するが、 N i ： 0. 1 0 %未満ではこの効果は不十分であり、 —方、 N i ： 2. 0 0 %を超えるとこの効果は飽和し経済的に好ま しくないので、 その含有量を N i : 0. 1 0〜 2. 0 0 %とした。 次に、 第 3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。 鋼の精鍊工程では一部不可避的な混入により 本発明範囲外、 即ち、 M g O ' A l 2 03 及び M g 0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 2 0 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、 炭化物 組織および白色組織の形成が抑制されて、 転動疲労過程での硬さの 低下が抑制された。 そして顕著な寿命向上が認められた。 以上の理 由から、 （Mg O * A l 2 〇 3 個数 + Mg O個数） 全酸化物系介 在物個数≥ 0. 8 と規定した。 なお、 各酸化物系介在物の個数の定 量は、 圧延方向断面で電子顕微鏡観察を行い、 1 mm2 当たりの各 酸化物系介在物の個数を求めることによつた。
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一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源を充填して 鉄製ワイヤ一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。
以下に、 本発明について実施例に基づきさらに詳述する。 実施例
高炉一転炉一連続铸造法により第 1表および第 2表に示す化学成 分の铸片を製造した。
0 I
Figure imgf000012_0001
80ZIO/S6dT/X3d Z69P IS6 OM. ΐ ΐ
Figure imgf000013_0001
80riO/S6dT/XDd[ 高炉から排出された熔銑に脱 P、 脱 S処理を施し、 続いて当該熔 銑を転炉に装入し酸素吹鍊を実施し、 所定の C、 P、 S含有量の母 溶鋼を得た。 この母溶鋼を取鍋に排出する間および R H処理中に A l、 S i、 Mn、 C r、 M oを添加し、 また R H処理により脱ガ ス、 介在物除去を行った。 さらに RH処理後、 溶鐧取鍋にて Mg合 金を溶鋼に添加した。 Mg合金としては、 Mg含有量 0.5 〜30重量 %の S i — Mg、 F e - S i - Mg、 F e -Mn -Mg, F e - S i 一 Mn - Mg合金、 および Mg含有量 5 〜70重量％の八 1 一 Mg合金の 1種類以上を用いた。 添加方法は粒状 Mg合金を充塡し た鉄製ワイヤーを溶鋼中に供給する方法にて溶鋼に添加した。 この ようにして得た溶鋼から連続铸造法により铸片を製造した。
次に分塊圧延、 棒鋼圧延して直径 6 5 mm(D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、 第 3表および第 4表に示すように本発明鋼はすべて適正範囲内にあ つた。
第 3表 酸化物 森式スラス ト型転動疲労試験 区分 Να サイズ / m 個数比 L 1 0 白色組織 · 炭化物 組織の有無
1 2 - 7 0.77 7.8
2 3〜 7 0.72 7.5 〃
3 2〜 7 0.90 9.3 〃 本 4 2〜 7 0.75 6.7 //
5 3〜 7 0.88 10.4 ,,
発
明 6 2〜 7 0.76 8.3 // 鋼 7 2〜 7 0.85 9.7 /
8 3〜 8 0.71 9.0
9 2〜 7 0.75 8.5 //
10 3〜 7 0.75 9.4 /
11 2〜 7 0.77 9.4 //
12 2〜 7 0.87 10.0 〃
13 5〜20 0 1 有
比 14 5〜15 0.54 3.3
較 15 4〜15 0.90 4.0 〃 鋼 16 2〜 7 0.75 3.1
17 2〜 7 0.80 4.7 〃
第 4表
Figure imgf000016_0001
注） 1 ) 酸化物サイズは 1 mm2 に存在する酸化物の円相当直径
2 ) 酸化物個数比 ；
(MgO ■ A1203個数 + MgO個数） /全酸化物系介在物個数 但し ； 個数は 1 mm2 当り。
3 ) L ] 0 ； 比較例 13の L 10を 1 とした時の相対値 本鋼材を球状化焼鈍した後、 転動疲労試験片を作成し、 8 4 0 °C 加熱焼入れ→ 1 6 0 °C焼戻しの条件で焼入れ焼戻し処理を行った。 森式スラス ト型転動疲労試験機 （ヘルツ最大接触応力 5 4 0 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 6 0 0 kgf /mm2 ) により転動疲特性の評価 を行った。 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 1 0 %における疲労破壊 までの応力繰り返し数」 が L】。寿命として用いられる。 第 3表およ び第 4表に比較例 1 3の L 1 0寿命を.1 とした時の各鋼材の L ,。寿命 の相対値を示した。 Να 1、 2、 4、 6は第 1 発明例であり、 Να 8、 9、 1 0、 1 1 は第 2発明例であるが、 比較例 Να 1 3に比較してい ずれも良好な疲労特性が得られている。 また、 Να 3、 5、 7、 1 2 は M g 0系の酸化物個数比が 0 . 8以上である第 3発明例であるが 、 1 他の第 1 発明例あるいは Νοι 8他の第 2発明例に比較して、 さ らに良好な疲労特性が得られている。
また、 1 0 8 回転動疲労後の試験片について、 白色組織および炭 化物組織の有無を調べ、 その結果を第 3表および第 4表に併せて示 した。 本発明鋼では白色組織 ·炭化物組織の生成が抑制されている 。 一方、 比較例 Να ΐ 3は M o、 M gが本発明の範囲を下回った場合 であり、 比較例 Να 1 4、 1 6、 1 7はそれぞれ M g、 S i、 M oが 本発明の範囲を下回った場合であり、 比較例 Nd l 5は M gが本発明 の範囲を上回った場合であり、 いずれも比較例 Noi l 3の 6倍未満の 疲労寿命しか得られていない。 比較例の試験片では、 いずれも白色 組織および炭化物組織の生成が認められた。
以上述べたごとく、 本発明により、 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 —
T/JP95/01208 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

1 . 重量％として、
C ： 0. 7 0〜 1 . 2 0 %、
S i ： 0. 1 5〜 1 7 0 %、
M n ： 0. 1 5〜 1 2 0 %、
C r ： 0. 5 0〜 2 0 0 %、
M 0 ： 0. 0 5〜 1 請 5 0 %.
S ： 0. 0 0 1〜 0 0 3 %、
A 1 ： 0. 0 1 0〜 0. 0 5 %、の
N ： 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %、
T. M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 0 0 %
囲
を含有し、
P ： 0. 0 2 5 %以下、 T i : 0. 0 0 4 0 %以下、 T. 0 : 0. 0 0 1 5 %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炭素系高寿命軸受鋼。
2. 重量％として、
C ： 0. 7 0〜 1 . 2 0 %、
S i ： 0. 1 5〜し 7 0 %、
M n ： 0. 1 5〜 1. 2 0 %、
C r ： 0. 5 0〜 2. 0 0 %、
M 0 ： 0. 0 5〜 1 . 5 0 %、
S ： 0. 0 0 1〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 0 1 0〜 0. 0 5 %、
N ： 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %、
T. M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 3 0 0 %
を含有し、 さらに、
V : 0. 0 3〜 0. 7 %
N b ： 0. 0 0 5〜 0. 3 %
N i : 0. 1 0〜 2. 0 0 %,
の 1種または 2種以上を含有し、
P ： 0. 0 2 5 %以下、 T i : 0. 0 0 4 0 %以下、 T. 0 : 0. 0 0 1 5 %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炭素系高寿命軸受鋼。
3. 請求の範囲 1 または 2において、 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することを特徴とする高炭素系高寿 命軸受鋼。
(Mg O ' A l 2 03 個数 + Mg 0個数） Z全酸化物系介在物個 数≥ 0. 8 0
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