(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：0.6％以上1.2％以下、
Si：0.8％以上1.5％未満、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2.0％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有し、
さらに、平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトを含有し、残部がフェライト間に層状に生成した残留オーステナイトで構成される、組織を有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の軸受鋼において、さらに
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下および
Ni：1.0％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の軸受鋼において、さらに
Ti：0.2％以下、
Ｖ：0.2％以下および
Nb：0.1％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【請求項４】
質量％で
Ｃ：0.6％以上1.2％以下、
Si：0.8％以上1.5％未満、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2.0％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有する鋼を、800℃以上に加熱した後、冷却速度Ｖ（℃／ｓ）と下記（１）式によって得られる臨界冷却速度Ｖcr（℃／ｓ）との関係が、Ｖ＞Ｖcrとなるように恒温変態処理温度まで冷却を行い、その後、下記（２）式によって得られるマルテンサイト変態温度（Ms）に対して(Ms＋10)〜250℃で１段もしくは複数段の恒温変態処理を20ksec以上行うことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
記
Ｖcr＝0.32−0.54Ｃ％＋0.018Si％＋1.29Mn％＋0.61Ni％＋0.85Cr％＋0.69Cu％＋4.9Mo％・・・（１）
Ms（℃）＝561−474Ｃ％−33Mn％−17Cr％−17Ni％−21Mo％・・・（２）
【請求項５】
請求項４において、さらに、
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下および
Ni：1.0％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
【請求項６】
請求項４または５において、さらに、
Ti：0.2％以下、
Ｖ：0.2％以下および
Nb：0.1％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品や産業機械部品などの機械部品に適した軸受鋼に関し、特に熱処理が困難な大形部品に好適な加工性と転動疲労特性に優れた、軸受部品に好適な軸受鋼とその製造方法に関する。なお、ここでいう軸受部品とは、ベアリング内外輪、軸受ボール、軸受ころおよびニードルなどの軸受を構成する部品である。
【背景技術】
【０００２】
軸受部品は、例えばJIS Ｇ4805に規定されているSUJ２やSUJ３などの鋼を用いて、冷間鍛造や熱間鍛造により所定の形状に成型した後、焼入れ焼もどし処理により硬質なマルテンサイト組織として使用されるのが通例である。
ところで、風力発電機の普及にともない大型の軸受部品への需要が高まってきている。このような部品の大型化により、工業的には、焼入れ時の熱処理歪みおよび被削性が従来に比し問題となり、焼入れ歪みが少なくかつ被削性に優れた軸受鋼の開発が望まれている。一般的に、マルテンサイト組織に次ぐ高強度組織としてベイナイト組織が利用されるが、焼入れ焼もどし処理で得られるマルテンサイトと比較して強度が低いため、軸受用途には不向きであり実用化に至っていない。
【０００３】
ここで、特許文献１には、従来と比較して極めて低温にてベイナイトを生成させることにより、従来は得られなかった高強度を達成することが提案されている。この改良されたベイナイト鋼は、炭素0.6〜1.1％を含有する鋼を1150℃で24時間均質化した後空冷し、さらに900〜1000℃の間の温度に加熱するステップを経て、190〜260℃の間の温度で１〜３週間にわたり恒温変態させることで得られる、少なくとも50％のベイナイト構造を持つ鋼である。ところが、当該鋼は高強度を得ることに主眼が置かれ、加工性に対する配慮がなされていないため、工業的に利用することは難しかった。また、高強度が得られる組織に関する知見が不十分であり、軸受部品に必要な強度を得るための組織因子と製造条件との関係が明確ではなかった。
【特許文献１】特許第3751250号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
そこで、本発明は、上記の現状に鑑みて開発されたものであり、大型部品への適用に好適な熱処理歪みの発生しない、ベイナイト型の軸受鋼およびその製造方法について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
さて、発明者らは、前述したような軸受部品に必要な強度を達成し、かつ被削性にも優れた軸受部品を得ることを目標として、最適な鋼組織の検討を行い、本発明を導くに到った。
すなわち、本発明の要旨構成は、次の通りである。（１）質量％で
Ｃ：0.6％以上1.2％以下、
Si：0.8％以上1.5％未満、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2.0％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有し、
さらに、平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトを含有し、残部がフェライト間に層状に生成した残留オーステナイトで構成される、組織を有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【０００７】
（２）前記（１）に記載の軸受鋼において、さらに
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下および
Ni：1.0％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【０００８】
（３）前記（１）または（２）に記載の軸受鋼において、さらに
Ti：0.2％以下、
Ｖ：0.2％以下および
Nb：0.1％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼。
【０００９】
（４）質量％で
Ｃ：0.6％以上1.2％以下、
Si：0.8％以上1.5％未満、
Mn：0.5％以上3.5％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、
Al：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.1％以上2.0％以下および
Ｏ：0.0012％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分を有する鋼を、800℃以上に加熱した後、冷却速度Ｖ（℃／ｓ）と下記（１）式によって得られる臨界冷却速度Vcr（℃／ｓ）との関係が、Ｖ＞Vcrとなるように恒温変態処理温度まで冷却を行い、その後、下記（２）式によって得られるマルテンサイト変態温度（Ms）に対して（Ms＋10）〜250℃で１段もしくは複数段の恒温変態処理を20ksec以上行うことを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
記
Vcr＝0.32−0.54Ｃ％＋0.018Si％＋1.29Mn％＋0.61Ni％＋0.85Cr％＋0.69Cu％＋4.9Mo％・・・（１）
Ms（℃）＝561−474Ｃ％−33Mn％−17Cr％−17Ni％−21Mo％・・・（２）
【００１０】
（５）前記（４）において、さらに
Mo：1.0％以下、
Cu：1.0％以下および
Ni：1.0％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
【００１１】
（６）前記（４）または（５）において、さらに
Ti：0.2％以下、
Ｖ：0.2％以下および
Nb：0.1％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の軸受鋼を用いれば、転動疲労特性に優れたベイナイト型軸受部品や軸受を安定して得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を具体的に説明する。
すなわち、本発明の軸受鋼は、平均幅が60nm以下であって、体積分率が50％以上であるプレート状のフェライトを含有し、残部が主としてフェライト間に層状に生成する残留オーステナイトで構成される、組織を有することに特徴がある。
そこで、まず、平均幅60nm以下のプレート状のフェライトを50％以上含有することが、軸受鋼としての特性が満足されるとの知見を得るに到った実験結果から説明する。
【００１４】
さて、軸受鋼として多用される、マルテンサイト組織を形成するには、オーステナイト域から、フェライト、パーライトおよびベイナイトの生成しない冷却速度にて、マルテンサイト変態開始点（Ms点）以下まで急冷する必要がある。しかし、大型部品の場合、素材を均一に冷却することが難しく、部品内の温度差に起因した熱処理歪みが発生する。また、マルテンサイト変態は大きな体積膨張を伴うため、部品の部位ごとにマルテンサイト変態のタイミングがずれることで大きな内部応力が発生し、割れが発生しやすくなる問題がある。
【００１５】
一方、ベイナイト組織は、Ms点以上の温度域で得られ、特に、恒温処理によってベイナイトを生成させる場合、素材の温度が均一であるため、部位毎の温度差に起因した歪みや割れは発生しない。そこで、前述した問題を解決する手段として、ベイナイト組織に着目した。
【００１６】
ベイナイト変態では、Ｃの過飽和なフェライトがせん断的に生成し、その後周囲のオーステナイトにＣが拡散し、オーステナイト中のＣ量の濃化が起こる。すなわち、ベイナイト変態後にはフェライトと残留オーステナイトとの混合組織となる。このようにして生成するフェライトを微細化させるためには、（ｉ）恒温変態温度を低下する、（ii）微細組織を維持するために炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトとフェライトの２相組織とする、ことが必要である。炭化物を形成させにくくするには0.8％以上のSi添加が有効である。一方、過剰にSiを添加すると被削性を著しく低下させるため、1.5％未満に制限する必要がある。
【００１７】
次に、軸受鋼としての条件を具備する組織形態について、実験的に検討した結果を示す。Ｃ：0.5〜1.5質量％、Si：0.5〜2.0質量％、Mn：0.25〜4.0質量％、Ｐ：0.050質量％以下、Al：１質量％以下、Cr：3.0質量％以下、Ｏ：0.0020質量％以下の範囲の種々の成分組成を有する鋼および、比較鋼であるJISのSUJ２に従う鋼を、真空溶解炉にて100kg溶製し、これを熱間鍛造にて30mmφの棒鋼とした。この棒鋼の1/4直径位置（D／4部）より12.5mmφで長さ22mmのラジアル型転動疲労試験片を粗加工にて作製した。供試鋼は、850℃で30分加熱保持した後、170℃〜300℃で種々の保持温度で20ksec以上恒温保持した後室温まで冷却し、仕上げ加工により12mmφで長さ22mmの試験片に仕上げた。SUJ２鋼は、850℃で30分加熱保持した後、60℃の油中で焼入れ処理を行って、170℃で30分の焼戻し処理を行った後、仕上げ加工を行った。
【００１８】
かくして得られた試験片について転動寿命を評価した。転動寿命の評価は、次の要領で行った。ラジアル型転動疲労試験機を用いて、ヘルツ応力5884MPa、回転数46000cpmの条件の下で20本の試験を行い、それぞれの試験片寿命をワイブルプロットすることで得られる、累積破損確率10％となる寿命（Ｂ10寿命）で評価した。
【００１９】
また、各供試鋼の組織について、プレート状フェライトのプレート幅を調査した。ここで、プレート状フェライトとは、ベイナイト変態によってせん断的に形成されるフェライトであり、通常の拡散変態によって得られるフェライトよりも微細で転位密度が高い特徴がある。
【００２０】
そして、プレート状フェライトにおけるプレート幅に着目したのは、プレート幅が細かい程高い強度が得られるからである。
【００２１】
フェライトのプレート幅は非常に微細であるため、その測定においては、薄膜状に加工、電解研磨した試験片を透過型電子顕微鏡によって、３万倍で５視野観察し、その平均値を求めることで測定した。さらに、フェライト分率は、Ｘ線法により測定した。これらの結果を図１に示す。
【００２２】
図１から、鋼組織が在来の焼戻しマルテンサイトでないにも関わらず、SUJ２鋼と同等以上のＢ10寿命が得られる領域が存在することが明らかである。すなわち、鋼組織を、フェライトの平均幅が60nm以下で、かつフェライト分率が50％以上にすることによって、SUJ２鋼と同等以上のＢ10寿命が得られることが判明したのである。
【００２３】
前記フェライト組織以外の残部は、フェライト間に層状に生成する残留オーステナイトで構成される。すなわち、ベイナイト変態によって、剪断的に生成したＣ過飽和フェライトからオーステナイトへＣの排出が起こる結果、オーステナイト中のＣ濃度は高くなる。オーステナイト中のＣ濃度が高くなると通常セメンタイトが析出するが、高Ｓｉ化によって炭化物の生成が抑制されるため、組織はフェライトと残留オーステナイトの２相から構成されることになる。SUJ２鋼と同等以上のＢ10寿命を得るためには、これらフェライトと残留オーステナイトの２相組織であることが望ましい。恒温保持中にベイナイト変態が完全に停止するまでに、万が一供試鋼を冷却した場合、一部マルテンサイト組織が混入することになるが、これらマルテンサイト組織は組織全体の15％以下であれば、焼割れを起こすことなくフェライト・残留オーステナイトの２相組織の場合とほぼ同等の特性を有する。
【００２４】
次に、前記の組織とするための好適な成分組成について、詳しく説明する。なお、以下に示す成分に関する「％」表示は、特に断らない限り質量％を表すものとする。
Ｃ：0.6〜1.2％
Ｃは、Bs点を低下させる効果があり、0.6％以上の含有が必要である。また、Ｃはベイナイト変態後にオーステナイトに濃化し、残留オーステナイトを安定化させる効果があるが、1.2％を超えると被削性を大きく低下させるため、0.6〜1.2％の範囲とすることが好ましい。
【００２５】
Si：0.8％以上1.5％未満
Siは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを安定化させる働きがある。この効果を得るためには0.8％以上の含有が必要であるが、過剰に添加すると被削性が著しく低下するため、0.8％以上1.5％未満が好ましい。
【００２６】
Mn：0.5〜3.5％
Mnは、Bs点を低下させる効果がある。0.5％未満ではその効果が乏しく、3.5％を超えると被削性が大きく低下するため、0.5〜3.5％の範囲とすることが好ましい。
【００２７】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは不純物元素であり、0.030％を超えると転動寿命が低下するため、0.030％以下とすることが好ましい。
【００２８】
Ｓ：0.030％以下
Ｓは、不純物元素であり、0.030％を超えると転動寿命が低下するため、0.030％以下とすることが好ましい。
【００２９】
Al：0.005〜0.050％
Alは、脱酸元素として必要な元素である。0.005％未満ではその効果に乏しく、0.050％
以上ではその効果は飽和するため、0.005〜0.050％の範囲とした。
【００３０】
Cr：0.1〜2.0％
Crは、Mn同様にBs点を低下させる効果がある。0.1％未満ではその効果に乏しく、2.0％を超えると残留オーステナイトを不安定化させるため、0.1〜2.0％の範囲が好ましい。
【００３１】
Ｏ：0.0012％以下
Ｏは、非金属介在物として転動寿命を低下させるため、0.0012％以下とすることが好ましい。
【００３２】
さらに、上記基本成分に加えて、以下の元素を添加することができる。
Mo：1.0％以下
Moは、Bs点を低下させる効果があり、好ましくは0.1％以上で添加するが、1.0％を超えると被削性の低下を招くため、1.0％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Cu：1.0％以下
Cuは、固溶強化元素としてベイナイトを強化する働きがあり、好ましくは0.2％以上で添加するが、1.0％を超えて添加すると、熱間加工時に割れが発生するため、1.0％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ni：1.0％以下
Niは、Bs点を低下させる効果かあり、好ましくは0.2％以上で添加するが、1.0％を超えると被削性の低下を招くため1.0％以下とすることが好ましい。
【００３５】
Ti：0.2％以下
Tiは、酸化物や窒化物として、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果があり、またＣ、Ｎと結合し析出強化元素としても作用する。この効果を得るためには0.005％以上、より好ましくは0.05％以上で添加するとよい。しかしながら、0.2％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.2％以下とすることが好ましい。
【００３６】
Ｖ：0.2％以下
Ｖは、鋼中でＣおよびＮと結合し析出強化元素として作用するため、好ましくは0.05％以上で添加する。しかしながら、0.2％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.2％以下とすることが好ましい。
【００３７】
Nb：0.1％以下
Nbは、鋼中でＣおよびＮと結合し析出強化元素として作用するため、好ましくは0.05％以上で添加する。しかしながら、0.1％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.1％以下とすることが好ましい。
【００３８】
次に、微細なフェライトと残部が残留オーステナイトである組織を得るための条件について検討した。この組織を得るためには、800℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却過程で生成するフェライトやパーライトを抑制する必要があり、これを達成できる臨界冷却速度Ｖが、次式（１）で表されるVcrに対して、Ｖ＞Vcrとなる場合に可能であることが明らかになった。
Vcr＝0.32−0.54C％＋0.018Si％＋1.29Mn％＋0.61Ni％＋0.85Cr％＋0.69Cu％＋4.9Mo％…（１）
【００３９】
冷却速度ＶがＶ＞Vcrとなる条件の冷却は、下記（２）式にて求められるマルテンサイト変態温度Msに対して、（Ms＋10）〜250℃の温度範囲で停止し、その後は、この温度範囲にて１段もしくは複数段の恒温変態処理を行う。
Ms（℃）＝561−474C％−33Mn％−17Cr％−17Ni％−21Mo％・・・（２）
恒温変態処理の温度がMs点以下となると、マルテンサイトが生成し焼割れの問題が発生するため、特に大型部品に好適な軸受鋼を提供しようとする、本発明においてはマルテンサイト生成を回避し焼割れを防止することが重要となる。このため、マルテンサイトが生成することがないよう、あるいは、生成したとしてもその分率が15％以下とできるよう、（Ms＋10）℃を恒温変態処理温度の下限値とする必要がある。一方、恒温変態処理温度が高くなると、プレート状のフェライトの幅が大きくなる。恒温変態処理温度が250℃超になると、プレート状のフェライトの平均幅が60nmを超えてしまうため、転動疲労寿命の向上効果が得られなくなる。よって、恒温変態処理は（Ms＋10）〜250℃の範囲で行う。
【００４０】
また、恒温変態処理は20ksec（20×10３sec）以上行う。恒温変態処理時間が短いと、マルテンサイトが15％以上生成してしまう。なお恒温変態処理を２段以上で行う場合には、合計の処理時間を20ksec以上とすればよい。
【実施例】
【００４１】
表１に示す成分組成を有する、100kg真空鋼塊を溶製し、1250℃で24hr均質化処理を行った後、900℃以上の温度で熱間鍛造し、30mmφの丸棒に加工した。得られた棒鋼のD／4部より12.5mmφで長さ22mmのラジアル型転動疲労試験片を粗加工し、850℃で30分加熱した後、表２に示す種々の冷却速度で冷却し恒温変態処理を行った。恒温変態処理後、一旦室温まで冷却し、12mmφで長さ22mmのラジアル試験片に仕上げた。
一方、SUJ２鋼（鋼番号23）は、850℃および30分加熱保持した後、60℃の油で焼入れ処理を行ってから、170℃および30分の焼戻し処理を行った後、ラジアル試験片の仕上げ加工を行った。
【００４２】
転動寿命の評価は、ラジアル試験によるＢlO寿命をSUJ２鋼のＢ10寿命との比率で評価した。なお、ラジアル試験は、ヘルツ応力5884MPa、回転数46000cpmで20本試験を行い、Ｂ10寿命を求めた。
【００４３】
また、供試鋼のプレート状のフェライトの平均幅は、薄膜状に加工、電解研磨した試料を、透過型電子顕微鏡を用いて、３万倍の倍率で５視野の平均的な幅を上述したところに従って測定した。一方、フェライト分率は、Ｘ線法により測定した。
【００４４】
さらに、被削性試験は、ラジアル試験片と同様の熱処理を、30mmφで400mm長さの丸棒で実施し、外周旋削試験により得られた工具寿命がSUJ２よりも良好な場合を○、劣る場合を×と評価した。なお、外周旋削試験は、超硬工具P10を用い、旋削速度200m／min、送り0.15mm／rev、切り込み１mm、潤滑有で実施した。
工具寿命は、工具の逃げ面摩耗が0.2mmとなるまでの時間で評価した。
各評価の結果を、表２に併記する。
【００４５】
【表１】
0005463662.tif 000002
【００４６】
【表２】
0005463662.tif 000003
【００４７】
表２から、記号１〜13は本発明例であり、SUJ２と同等以上の転動疲労特性と被削性を示した。一方、記号14〜25は、いずれも本発明外であり転動疲労特性と被削性のいずれか、もしくは両方がSUJ２鋼よりも劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】プレート状フェライトの平均幅とフェライト分率とがＢ10寿命に与える影響を示すグラフである。
【図１】
0005463662.tif 000004