WO2006082673A1 - 耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 - Google Patents

耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 Download PDF

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WO2006082673A1
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hydrogen embrittlement
steel
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Kikuo Maeda
Yukio Matsubara
Toshiya Kinami
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • F16C33/58—Raceways; Race rings
    • F16C33/62—Selection of substances

Definitions

  • the present invention relates to an environmentally resistant bearing steel excellent in hydrogen embrittlement resistance, and more particularly to an environmentally resistant bearing steel that suppresses a decrease in life due to hydrogen embrittlement peeling and has a long life.
  • early peeling may occur with a change in the structure of a white-wood-like layer along a grain boundary different from the white band, which is a conventional yarn and weave change.
  • Patent Document 1 discloses an invention of a rolling bearing, in which corrosion pitting including hydrogen-induced cracking hardly occurs even under conditions where corrosion pitting occurs due to water intrusion. Is disclosed.
  • Patent Document 1 is different from the present invention in the solution to hydrogen brittle exfoliation.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 11 80897
  • the present invention is based on the use conditions that cause hydrogen brittle exfoliation by adding alloy elements based on SUJ 2 without significantly changing the conventional heat treatment conditions.
  • the purpose of this study was to provide environmentally resistant bearing steel with excellent rolling fatigue life.
  • Claim 2 includes the alloy element according to claim 1 in mass%, including Ni: 0.1 to 3.0%, Mo: 0.05 to 2.0%, or one or two of them! / It is characterized by that.
  • steel for springs and bolts with excellent delayed fracture resistance steel in which a large number of fine carbides are precipitated and diffusible hydrogen is trapped to prevent diffusion of hydrogen to grain boundaries and stress concentration parts is used. It has been.
  • the present invention produces a large number of fine V-based carbides of about several tens to several hundreds of nanometers by adding V.
  • the inventors of the present invention added a variety of carbide-forming elements and conducted tests, and found that V was added compared to other additive elements. And found that the best results were obtained.
  • V is easy to uniformly disperse and precipitate fine carbides by adding a small amount, and the fine carbides formed by V-added soot have the property of easily creating a strain field with high hydrogen trapping ability around them. It is considered a thing.
  • the hydrogen trap effect is enhanced when a matching strain field exists around the precipitated particles.
  • V V-type carbides are coherently precipitated during high-temperature tempering and a coherent strain field is formed.
  • the co-precipitated V-based carbide is fine, so the surface area is increased and the hydrogen trap effect is further increased.
  • V-based carbides have the property that their consistency is less likely to deteriorate after heat treatment.
  • undissolved V-based carbides present at the same time are incommensurate, but the maximum diameter of V is due to the fact that the carbides are finely dispersed and have a hydrogen trap effect even in inconsistent strain fields. By setting it to 500 nm or less, it is considered that an excellent hydrogen trap effect can be obtained.
  • the repeated fatigue test was carried out using a hydrogen-charged test piece for a short period of time by ultrasonic fatigue so that hydrogen was not dissipated during the test.
  • C is an essential element for securing strength as a rolling bearing, and needs to be contained in an amount of 0.6% or more in order to maintain the hardness after a predetermined heat treatment.
  • Si is used as a deoxidizing agent in the production of steel, and is added to improve the strength and rolling fatigue life of the steel.
  • Mn is an element used for deoxidation when manufacturing steel and is an element that improves hardenability. However, if Mn is contained in a large amount exceeding 1.5%, the machinability is greatly reduced, so the upper limit of Mn content is limited to 1.5%.
  • Cr is added to improve hardenability, secure hardness by carbides, and improve life.
  • an additive of 0.3% or more is required.
  • V 0.05-2.0%
  • V is an element that plays an important role in the present invention, and binds to carbon to precipitate a large number of fine V-based carbides having a particle size of several hundred nm or less, and traps diffusible hydrogen in the steel, thereby causing grain boundaries.
  • it has the effect of suppressing hydrogen embrittlement separation by suppressing the diffusion of hydrogen to the stress concentration part.
  • it has the effect of improving the strength and toughness by promoting the refinement of crystal grains.
  • the lower limit of the V content is set to 0.05%.
  • the upper limit of V content was set to 2.0%.
  • Al is used as a deoxidizer during steel production, but it is desirable to reduce it to form hard non-metallic inclusions and reduce the rolling fatigue life.
  • the upper limit of the A1 content is set to 0.050%.
  • Ni suppresses the structural change during the rolling fatigue process and improves the rolling fatigue life.
  • the added strength of Ni is effective in improving toughness and corrosion resistance.
  • the Ni content should be 0.1% or more.
  • Mo not only improves the hardenability of steel, but also has the effect of suppressing the decrease in hardness during tempering by dissolving in carbides. In order to obtain this effect, the Mo content needs to be 0.05% or more, so the lower limit was set to 0.05%.
  • V-based carbides have the effect of suppressing hydrogen embrittlement separation by trapping hydrogen. In order to obtain the effect, it is necessary to precipitate a large number of fine carbides, and when coarse V-based carbides whose particle size exceeds 50 Onm are produced, the effect of trapping hydrogen due to coarsening becomes small and the same. The number of fine V-type carbides effective for hydrogen traps decreases even with V content, and the effect decreases rapidly. Therefore, the maximum diameter is set to 500 nm or less.
  • FIG. 1 (A) is a diagram showing temperature, holding time, and cooling conditions in spherical annealing. (B) shows the temperature, holding time, and cooling conditions in quenching and tempering.
  • FIG. 2 is a view showing V-based carbides observed by EPMA analysis.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the V amount and the 10% strength of 10 7 times fracture strength obtained by hydrogen-fed ultrasonic fatigue test.
  • FIG. 4 A graph showing the relationship between VC, cementite content and V content by 840 ° C equilibrium calculation.
  • Comparative Example No. 13 is JIS SUJ 2.
  • the 28mm material strength was also cut into a 15mm length test piece, quenched and tempered under the conditions shown in Fig. 1 (B), the end face was ground to a depth of lmm, and then the surface was polished. Kookwell hardness was determined.
  • test piece was charged with hydrogen for 20 hours at an electric current density of 0.1 and 0.2 mAZcm 2 using an electrolytic solution obtained by adding thiourea to dilute sulfuric acid.
  • the amount of diffusible hydrogen that penetrates into the test piece by hydrogen charging was determined by thermal desorption analysis after separately charging with hydrogen under the same conditions.
  • the reason why the ultrasonic fatigue test was used here as a repeated fatigue test is to make the test short enough so that hydrogen does not dissipate from the hydrogen-charged test piece during the test.
  • the time from hydrogen charging to the start of the test was set to 10 minutes.
  • a thrust-type rolling fatigue test piece having an outer diameter of 63 mm and an inner diameter of 28.7 mm was prepared from a material having a diameter of 65 mm and subjected to quenching and tempering under the conditions shown in Fig. 1 (B). The surface was polished by rubbing and subjected to a rolling fatigue test. The rolling fatigue test was performed under the conditions shown in Table 2.
  • Table 3 shows the test results of the quenched and tempered material.
  • All of the examples of the present invention with V added have a surface hardness of HRC58 or higher.
  • V-type carbides having a maximum diameter of 500 nm or less were observed in the present invention example in which V was added, whereas V-type carbides were not present in the comparative example.
  • Figure 2 shows the carbides observed with EPMA!
  • the granular carbide indicated by the arrow in the figure is approximately 300 nm in size.
  • Table 4 shows the composition analysis results of this carbide compared with the equilibrium calculation results using thermocalc. From this component analysis result, this carbide is recognized as VC.
  • the fatigue strength under hydrogen embrittlement conditions evaluated by a hydrogen-charged ultrasonic fatigue test shows that the inventive example with V added has higher fatigue strength than the comparative example with no V added.
  • Fig. 3 shows the relationship between the fatigue strength and the V amount of the present invention.
  • Fig. 4 shows the VC and cementite contents at a quenching temperature of 840 ° C by calculation of the equilibrium diagram using a thermocalc.
  • the V-added example of the present invention has improved hydrogen brittle fracture life in ultrasonic fatigue, but it has been confirmed that the same mechanism is effective for hydrogen brittle exfoliation due to rolling fatigue. is doing.

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Abstract

　SUJ 2をベースとして合金元素を添加することにより従来の熱処理条件等を大幅に変更することなく、水素脆性剥離が生じるような使用条件下においても優れた転動疲労寿命を有する耐環境用軸受鋼を提供することを目的とする。 　軸受鋼の組成を、質量％で、C：0.6～1.3％、Si：0.1～1.0％、Mn：≦1.5％、P：≦0.03％、S：≦0.03％、Cr：0.3～2.5％、V：0.05～2.0％、Al：≦0.050％、O：≦0.0015％、Ti：≦0.003％、N ：≦0.015％、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成とし、且つ焼入れ焼戻し処理後の表面硬さがＨＲＣ５８以上で、最大径５００ｎｍ以下の微細なV系炭化物が分散析出したものである。

Description

明 細 書
耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼
技術分野
[0001] この発明は、耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼に関し、詳しくは水素脆性剥離 による寿命低下を抑制し、長寿命を有する耐環境用軸受鋼に関する。
背景技術
[0002] 自動車，産業機器等の軸受部品において高振動，高荷重，急加減速等の厳しい負 荷条件下で、且つ特定の潤滑油や水混入条件等が複合した場合に、通常の転がり 疲労寿命より著しく短寿命の早期剥離が発生する問題がある。
この早期剥離の原因は、転がり過程において転動面に水素が発生し、それが内部 に侵入することによる水素脆性によるものと考えられる。
このような水素脆性が生じると剥離寿命が著しく低下する。
[0003] 詳しくは、近年自動車や産業機器に用いられる軸受部品は高性能化、高速化に伴 い使用条件が過酷ィ匕している。
新しい変速機である無段変速機 CVTをはじめ潤滑油の種類も多様ィ匕しており、従 来とは異なる剥離形態による早期剥離を生じる場合があり、問題となっている。
例えば自動車のオルタネーター用軸受で、従来型の糸且織変化であるホワイトバンド とは異なる粒界に沿った榭木状の白色層の組織変化を伴う早期剥離が生じる場合が ある。
これは高振動 ·高荷重の厳しい負荷条件下で潤滑油が分解して転動面に水素が 発生し、内部に侵入することにより水素脆性剥離が生じたためと考えられている。
[0004] オルタネーター用軸受では潤滑油を変えることにより、この早期剥離防止してきた。
し力しながら軸受部品の使用条件の過酷ィ匕及び多様ィ匕により、従来軸受鋼の転動 疲労破壊においてほとんど問題にならな力つた、水素脆性剥離が発生する条件が増 加する傾向にあり、単に潤滑油を変えるだけでは抑制できなくなりつつある。
このため、このような転動疲労における水素脆性剥離に対して耐性が高ぐ長寿命 を有する材料の開発が求められていた。 [0005] 尚、下記特許文献 1には転がり軸受についての発明が示され、そこにおいて水浸 入による腐食ピッチング発生下の条件においても、水素誘起割れを含む腐食ピッチ ングを起し難 、転がり軸受が開示されて 、る。
し力しながらこの特許文献 1に開示のものは、水素脆性剥離に対する解決手段が 本発明とは異なっている。
[0006] 特許文献 1 :特開平 11 80897号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 本発明は以上のような事情を背景とし、 SUJ 2をベースとして合金元素を添加するこ とにより、従来の熱処理条件を大幅に変更することなぐ水素脆性剥離を生ぜしめる ような使用条件の下においても優れた転動疲労寿命を有する耐環境用軸受鋼を提 供することを目的としてなされたものである。
課題を解決するための手段
[0008] 而して請求項 1の軸受鋼は、質量0 /0で、 C : 0.6〜1.3%、 Si: 0.1〜1.0%、 Mn:≤1.5 %、 P:≤0.03%S :≤0.03%、 Cr: 0.3〜2.5%、 V: 0.05〜2.0%、 Al:≤ 0.050%, O：≤ 0.0015%、 Ti:≤ 0.003%, N：≤0.015%、残部 Fe及び不可避的不純物からなり、且 つ焼入れ焼戻し処理後の表面硬さが HRC58以上で、最大径 500nm以下の微細な V系炭化物が分散析出して 、ることを特徴とする。
[0009] 請求項 2のものは、請求項 1記載の合金元素にカ卩えて質量％で、 Ni: 0.1〜3.0%、 Mo： 0.05〜2.0%のうち 1種又は 2種を含んで!/、ることを特徴とする。
発明の作用'効果
[0010] (発明の作用）
従来より、水素脆性による材料強度低下現象は知られており、例えば、ばねやボル ト部品では水等の分解により曝露環境から侵入する拡散性水素が遅れ破壊の原因と なることが知られている。
そこで耐遅れ破壊性に優れたばね，ボルト用鋼として、微細な炭化物を多数析出さ せ、拡散性水素をトラップして粒界や応力集中部への水素の拡散を抑えた鋼が用い られている。
[0011] ここにおいて本発明は SUJ2をベースに種々の合金元素の組み合わせを検討した 結果、 Vを添加することにより数十〜数百 nm程度の微細な V系炭化物を多数生成す ることにより、繰返し疲労条件下での水素脆性による寿命低下を抑え得る知見を得た 即ち、本発明者等は様々な炭化物形成元素を添加し試験を行ったところ、他の添 加元素に比べて Vを添加した場合に、最も良好な結果の得られることを見出した。
[0012] このように V添カ卩した場合に最も良好な結果の得られる理由については十分に確認 されては!、な!/、が、その理由として次の点が考えられる。
即ち、 Vは少量添加で微細な炭化物を均一に分散析出し易ぐまた V添カ卩によって 形成される微細な炭化物は、その周りに水素のトラップ能力の高い歪場を作り易い性 質を有するものと考えられる。
[0013] より具体的には、析出粒子の周囲に整合ひずみ場が存在すると水素トラップ効果 が高くなる。 Vについては、高温焼戻しにおいて V系炭化物が整合析出し、整合ひず み場ができる。またこの整合析出した V系炭化物が微細であるため表面積が大きくな り、水素トラップ効果がより大きくなる。更に V系炭化物は熱処理等の実施後も整合性 が低下しにくい性質を有している。一方、同時に存在する未固溶 V系炭化物は非整 合であるが、 Vにつ 、ては炭化物が微細分散しやす 、こと及び非整合ひずみ場でも 水素トラップ効果を有することのため、最大径 500nm以下とすることにより、優れた水 素トラップ効果が得られるものと考えられる。
尚、本発明で繰返し疲労試験は、水素チャージした試験片を用いて試験中に水素 が散逸しな 、ように超音波疲労による短時間の試験を行った。
[0014] 次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
C : 0.6〜1.3%
Cは転がり軸受として強度を確保するために必須の元素であり、所定の熱処理後硬 さを維持するためには 0.6%以上含有させる必要がある。
但し C量が 1.3%を越えた場合大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生 じることが判明したため、 C量の上限値は 1.3%とした。 [0015] Si: 0.1〜1.0%
Siは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられ、また鋼の強度、転動疲労寿命を向上 するために添加される力 その効果を得るために 0.1 %以上が必要である
一方、 1.0%を超えて添加すると、靭性が低下するとともに熱間加工性が低下する ため、上限値を 1.0%とした。
[0016] Mn:≤1.5%
Mnは鋼を製造する際に脱酸に用いられる元素であるとともに、焼入れ性を改善す る元素である。しかし、 1.5%を超えて多量に Mnを含有させると被削性が大幅に低下 するため、 Mn含有量の上限を 1.5%に限定した。
[0017] P :≤0.03%
Pは鋼のオーステナイト粒界に偏祈し、靭性ゃ転動疲労寿命の低下を招くため、 0.0 3%を P含有量の上限とした。
[0018] S :≤0.03%
sは鋼の熱間加工性を害し、鋼中での非金属介在物を形成して靭性ゃ転動寿命を 低下させるため、可及的に少なくすることが望ましいが、 Sは切削加工性を向上する 効果も有しているため、 0.03%を Sの上限値とした。
[0019] Cr: 0.3〜2.5%
Crは焼入れ性の改善と、炭化物による硬さの確保と、寿命改善のために添加される 。所定の炭化物を得るためには 0.3%以上の添カ卩が必要である。
但し 2.5%を超えて含有させると大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生 じるため、 Cr含有量の上限を 2.5%とした。
[0020] V : 0.05〜2.0%
Vは本発明において重要な作用を果たす元素であり、炭素と結合して粒径数百 nm 以下の微細な V系炭化物を多数析出し、鋼中で拡散性水素をトラップすることにより、 粒界或いは応力集中部への水素の拡散を抑制し、水素脆性剥離を抑制する効果が ある。また、結晶粒の微細化を促進して強度，靭性を改善する効果を有する。
この効果が得られる Vの含有量が 0.05%以上であるため、 V含有量の下限値を 0.05 %とした。 しかし 2.0%を超えて多量に Vを含有させると被削性、熱間加工性が低下するため、 V含有量の上限を 2.0%とした。
[0021] Al:≤ 0.050%
Alは鋼の製造時の脱酸剤として使用されるが、硬質の非金属介在物を生成し、転 動疲労寿命を低下させるため低減することが望まし ヽ。 0.050%を超えて A1が多量に 含有されると顕著な転動疲労寿命の低下が認められるため、 A1含有量の上限を 0.05 0%とした。
尚、 A1含有量を 0.005%未満とするためには鋼製造コストの上昇が生じるため、 A1の 含有量の下限を 0.005%にすることが望ましい。
[0022] 0 :≤ 0.0015%
Ti:≤ 0.003%
N :≤ 0.015%
0, Ti及び Nは鋼中に酸化物、窒化物を形成し、非金属介在物として疲労破壊の起 点となり、転動疲労寿命を低下させるため、 0 : 0.0015%, Ti: 0.003%, N: 0.015%を 各元素の上限とした。
[0023] Ni: 0.1〜3.0%
Niは転動疲労過程での組織変化を抑制し、転動疲労寿命を向上する。また、 Niの 添力卩は靭性及び耐食性の改善にも効果がある。これらの効果を得るために Ni含有量 を 0.1%以上とする。
但し 3.0%を超えて多量に含有させると、鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイ トを生成し、所定の硬さが得られなくなるとともに、鋼材のコストが上昇するため、 Ni含 有量の上限値を 3.0%とした。
[0024] Mo : 0.05〜2.0%
Moは鋼の焼入れ性を改善するとともに、炭化物中に固溶することにより焼戻し時の 硬さの低下を抑制する効果がある。この効果を得るためには Mo含有量が 0.05%以上 必要であるため下限値を 0.05%とした。
但し 2.0%を超えて多量に含有させると鋼材のコストが上昇し、また熱間加工性や切 削性が低下するため Moの上限値を 2.0%とした。 [0025] 次に、本発明の耐環境軸受鋼の表面硬さ及び V系炭化物について言及する。 表面硬さ
焼戻し後の表面硬さと転動疲労寿命には相関が認められ、表面硬さが高いほど転 動疲労寿命は長くなる傾向がある。特に、焼戻し処理後の表面硬さが HRC58未満 になると急激に転動疲労寿命が低下し、寿命のばらつきも大きくなるため、焼戻し処 理後の表面硬さを HRC58以上とする。
[0026] V系炭化物
V系炭化物は水素をトラップすることにより、水素脆性剥離を抑制する効果がある。 その効果を得るためには微細な炭化物を多数析出させる必要があり、その粒径が 50 Onmを超える粗大な V系炭化物が生成すると、粗大化により水素をトラップする効果 力 、さくなるとともに、同一 V量でも水素トラップに有効な微細な V系炭化物の数が減 少し、急速にその効果が低下するため、最大径を 500nm以下の微細な炭化物とし た。
[0027] (発明の効果）
以上のような本発明によれば、 SUJ 2をベースとして合金元素を添加することにより、 従来の熱処理条件等を大幅に変更することなぐ水素脆性剥離が生じ得るような使 用条件においても、長寿命を有する耐環境軸受鋼を提供することができる。
図面の簡単な説明
[0028] [図 1] (A)球状ィ匕焼きなまし処理における温度，保持時間及び冷却条件を示す図で ある。 （B)焼入れ焼戻し処理における温度，保持時間及び冷却条件を示す図であ る。
[図 2]EPMA分析で観察した V系炭化物を示す図である。
[図 3]水素チャージした超音波疲労試験による 107回破損強度の 10%強度と V量の 関係を示す図である。
[図 4]840°C平衡状態計算による VC,セメンタイト量と V量の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
[0029] 次に本発明の実施形態を以下に詳しく説明する。
表 1に示すィ匕学成分の材料 150kgを真空溶解で溶製し、熱間鍛造により直径 28m mと 65mmの棒鋼を製造した。
この後、焼ならし処理として 920°Cに加熱して 2時間保持した後空冷し、更に図 1 ( A)に示す条件で球状化焼なまし処理を行い、各試験の素材とした。
[表 1]
Figure imgf000009_0001
[0031] 尚、比較例 No.13は JIS SUJ 2である。
その 28mm素材力も長さ 15mmの試験片を削り出し、図 1 (B)に示す条件で焼入 れ焼戻し処理を行い、端面を深さ lmm研削した後、表面研磨を行い、 5点平均で口 ックウエル硬さを求めた。
その後、同試験片の縦断面を埋め込み、研磨仕上げし、表層部の V, Cr, Fe量を E PMAを用いて約 10000倍で面分析し、数百 nmの大きさの V系炭化物を同定し、最 大 V系炭化物径を求めた。
[0032] また、同素材力 最小部径 4mmのサーキユラ一テーパーダンベル型の超音波疲 労試験片を作製し、図 1 (B)に示す条件で焼入れ焼戻し処理を施した後、研削加工 により所定の寸法に仕上げた。
その後、同試験片を希硫酸にチォ尿素を加えた電解液を用いて、電流密度 0. 1及 び 0. 2mAZcm2で 20時間の水素チャージを行った。
尚、水素チャージによって試験片に浸入する拡散性水素の量については、別途同 じ条件で水素チャージしたものを昇温脱離分析により定量した。
[0033] その後、常温大気中において負荷周波数 20kHz、応力比 1で超音波疲労試験 に供した。
ここで繰返し疲労試験として超音波疲労試験を用いたのは、水素チャージした試験 片から試験中に水素が散逸しな 、ように短時間試験とするためである
尚、水素チャージ後の散逸による影響を抑えるため、水素チャージしてから試験開 始するまでの時間は 10分とした。
また、超音波疲労試験中の試験片の発熱を抑制するため、 0. 11秒負荷後、休止 を 1. 10秒とする間欠負荷方式を用いた。
[0034] 試験は同一鋼種，同一水素チャージ条件において数 10点行い、 SN線図を採取し 、 日本材料学会標準 (JSMS-SD-6-02)を適用し、連続降下型片対数 SN回帰曲線を 求め、 107回における 10%疲労強度を算出した。
更に、異なる水素チャージ条件での試験結果から、拡散性水素量と 10%強度との 関係を求め、拡散性水素量 2ppmでの 107回における 10%疲労強度を算出し評価 に用いた。 [0035] 一方、径 65mmの素材より外径 63mm,内径 28. 7mmのスラスト型転動疲労試験 片を作製し，図 1 (B)に示す条件で焼入れ焼戻し処理を施した後、機械加工及びラ ッビング加工によって表面研磨を行 、転動疲労試験に供した。ここで転動疲労試験 は表 2に示した条件で行った。
この試験は同一条件で約 10点行 ヽ、ワイブル分布の 10%寿命を求めて評価寿命 とした。
[0036] [表 2] 表 2 スラス ト試験条件
Figure imgf000011_0001
[0037] 表 3に焼入れ焼戻し材の試験結果を示して ヽる。
Vを添カ卩した本発明例は何れも表面硬さ HRC58以上である。
ΕΡΜΑ分析では、比較例では V系炭化物が存在しないのに対して、 Vを添加した 本発明例では最大径 500nm以下の V系炭化物が多数観察された。
[0038] [表 3]
表 3
Figure imgf000012_0001
拡散性水素量 2 ppmでの 10 '回破損強度の 10 %強度
[0039] 図 2は EPMAで観察した炭化物を示して!/ヽる。
図中に矢印で示す粒状の炭化物は大きさが約 300nmである。
表 4はこの炭化物の組成分析結果を、サーモカルクを用いた平衡状態計算結果と 比較して示している。この成分分析結果から本炭化物は VCと認められる。
[0040] [表 4] EPMAによる サーモカルクによる計算結果（840 C)
(mas s) VC セメンタイ ト マトリ ックス
V 65. 0 71. 6 1. 1 0. 04
Cr 10. 3 9. 7 丄丄. 6 1. 3
Fc 20. 1 0. 9 79. 7 97. 0
[0041] 水素チャージした超音波疲労試験により評価した、水素脆性条件下での疲労強度 は、 Vを添加した本発明例が V非添加の比較例に対して高 、疲労強度を有して 、る。 また、常温スラスト転動疲労寿命では、本発明例は比較例と同等以上である。
[0042] 図 3は本発明例の疲労強度と V量との関係を示している。
図 3の結果から、 V量の増加に伴ない疲労強度が向上していることが分る。 これは、水素のトラップサイトとなる V系炭化物 (VC)の量力 量とともに増加するた めと考えられる。
[0043] 図 4はサーモカルクによる平衡状態図計算によって焼入れ温度 840°Cでの VC及び セメンタイト量を求めたものである。
VC量は V量の増加に伴な 、一様に増加して 、ることが分る。
尚、 V添加した本発明例は超音波疲労での水素脆性破壊寿命が改善しているが、 当然のことながら同様の機構によって、転がり疲労の水素脆性剥離に対しても効果 があることも確認している。

Claims

請求の範囲
質量％で
C :0.6〜1.3%
Si:0.1〜1.0%
Mn:≤1.5%
P :≤0.03%
S :≤0.03%
Cr:0.3〜2.5%
V :0.05〜2.0%
Al:≤ 0.050%
O :≤ 0.0015%
Ti:≤ 0.003%
N :≤ 0.015%
残部 Fe及び不可避的不純物力 なり、且つ焼入れ焼戻し処理後の表面硬さが HR C58以上で、最大径 500nm以下の微細な V系炭化物が分散析出して 、ることを特 徴とする耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼。
請求項 1記載の合金元素に加えて、質量％で
Ni:0.1〜3.0%
Mo:0.05〜2.0%
のうち 1種又は 2種を含んでいることを特徴とする耐水素脆性に優れた耐環境用軸 受鋼。
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