(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が重量％で、
Ｃ  ：０．７０〜０．９３％
Ｓｉ：０．１５〜０．５０％
Ｍｎ：０．５０〜１．１０％
Ｃｒ：０．３０〜０．６５％
Ｎ  ：０．００５〜０．０２％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、且つ０．４≦Ｃｒ／Ｃ≦０．７とし、これに
（１）Ａｌ：０．０１〜０．１％、かつＡｌ×Ｎ≧０．０００１５
（２）Ｎｂ：０．０２〜０．１％
の少なくとも１つを添加したことを特徴とする軸受用鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の軸受用鋼からなる軸受。
【請求項３】
請求項１に記載の軸受用鋼からなり、８２０〜８６０℃で焼入れ、１６０〜２００℃の低温焼戻し処理を行った軸受。
【請求項４】
請求項１に記載の軸受用鋼からなり、結晶粒径を１５μｍ以下とした転がり軸受。
【請求項５】
請求項１に記載の軸受用鋼からなり、簡易球状化焼鈍化処理として７４０〜７８０℃で保持し、その後６５０℃から空冷を開始し、その後焼入焼戻処理をした転がり軸受。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼塊の鋳込み時の巨大炭化物の生成を防止することにより高温長時間のソーキング処理を省略し、焼入焼戻後の結晶粒度を微細にすることにより、衝撃特性、抗折特性および圧壊特性等の機械的性質を向上させた転がり軸受に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、転がり軸受の構成部品である転動体や内外輪の材料として、ＳＵＪ２、ＳＵＪ３などのスルーハードニング型の軸受用鋼のほか、ＳＣｒ４２０、ＳＣ  Ｍ４２０などのケースハードニング型の肌焼鋼が主として使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＳＵＪ２，ＳＵＪ３などの高炭素クロム鋼の場合は、鋼塊の鋳込み時に生じた巨大炭化物を消滅させるために高温長時間のソーキング処理が必要であり、製造コストが高くなっていた。
一方、肌焼鋼の場合は素材の炭素濃度が低いので、表面層を硬化させるためには浸炭または浸炭窒化といった、長時間の熱処理が必要であり、熱処理コストは高くなっていた。
そこで、本発明はこれらの問題点を解決するためになされたもので、素材コストと軸受製造上の熱処理コストを低減しながら、しかも軸受特性を十分に満足し、更に衝撃特性、圧壊特性および抗折特性等の機械的性質をも向上させた軸受用鋼を提供することを目的としている。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成する本発明の軸受用鋼は、
（１）成分が重量％で、
Ｃ  ：０．７０〜０．９３％
Ｓｉ：０．１５〜０．５０％
Ｍｎ：０．５０〜１．１０％
Ｃｒ：０．３０〜０．６５％
Ｎ  ：０．００５〜０．０２％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、且つ０．４≦Ｃｒ／Ｃ≦０．７を主要成分とし、これに
（１）Ａｌ：０．０１〜０．１％、かつＡｌ×Ｎ≧０．０００１５
（２）Ｎｂ：０．０２〜０．１％
の少なくとも１つを添加した軸受用鋼。
（２）前記（１）に記載の軸受用鋼からなる軸受。
（３）前記（１）に記載の軸受用鋼からなり、８２０〜８６０℃で焼入れ、１６０〜２００℃の低温焼戻し処理を行った軸受。
（４）前記（１）に記載の軸受用鋼からなり、結晶粒径を１５μｍ以下とした転がり軸受。
（５）前記（１）に記載の軸受用鋼からなり、簡易球状化焼鈍化処理として７４０〜７８０℃で保持し、その後６５０℃を経て空冷した後に焼入焼戻処理をした転がり軸受にある。
【０００５】
【作用】
本発明者らは、コストを考慮した最適な材料と熱処理に関して研究を重ねた。その結果、高炭素クロム鋼の場合、Ｃ量、Ｃｒ量、Ｃｒ／Ｃ比を限定すれば、鋳込み時に生じる巨大炭化物の生成を防止することが可能であり、高温長時間のソーキング処理が省略できることを見出した。さらに、本発明のような高Ｃ域において、衝撃特性のみならず圧壊特性および抗折特性までもが結晶粒径の−１／２乗に比例することを突き止め、衝撃特性、圧壊特性および抗折特性等の機械的性質の向上には結晶粒度の微細化が非常に有効であることを突き止めた。また、主要成分のような高Ｃ領域においてはマトリックス中に分散した微細炭化物が結晶粒の粗大化を抑制することを見出し、さらに、ＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）のような析出物も結晶粒の粗大化を抑制することを見出した。それゆえ、ＡｌＮおよびＮｂ（Ｃ，Ｎ）を利用することにより主要成分の軸受用鋼の衝撃特性、圧壊特性および抗折特性等の機械的性質を向上させることが可能であるとの知見を得、本発明に至ったものである。
【０００６】
以下に、本発明の合金成分の限定理由について説明する。
本発明の軸受用鋼は、浸炭または浸炭窒化といったような長時間の熱処理を行わずに、ＳＵＪ２またはＳＵＪ３などの高炭素クロム鋼と同様の熱処理、すなわち還元雰囲気中で前処理加熱後、８２０〜８６０℃で焼入れ、１６０〜２００℃程度の低温焼戻処理を行って、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）６０以上という軸受として必要な高硬度を得るだけでなく、異物混入潤滑下における寿命を劣化させないためにマトリックス中に炭化物を分散させた組織にすることを目標とする。このため組成的には過共析組成とする必要があり、他の成分を考慮して、Ｃ量は０．７％以上を必要とする。
【０００７】
他方、本発明の軸受用鋼は、ソーキング処理の省略により低コストを達成することを目標とする。Ｆｅ−Ｃ二元系状態図とブンガルトの状態図によれば一般のＳＵＪ２の共晶物の理論発生限界はＣ＝１．６８％程度と考えられる。溶鋼の凝固時のＣ濃化は分析結果から母相（鋼材の中心偏析部以外の部分）の１．８倍程度まで達してしまう。すなわち、母相のＣ量の上限値は前記共晶物の理論発生限界１．６８％を偏析の程度１．８で割った値０．９３％である。すなわち、Ｃ量が０．９３％を越えると鋼塊の鋳込み時に巨大炭化物が生じ、ソーキング処理が必要となってくる。それ故、このソーキング処理省略のためには、Ｃ量の上限を０．９３％とする必要がある。
以上の理由から、下限を０．７％、上限を０．９３％とした。
【０００８】
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤として作用する以外に、焼入性を向上させるとともに基地マルテンサイトを強化するので、転動体および内外輪を問わず軸受の寿命を延長するのに有効な元素である。その軸受寿命の延長効果はＳｉ量０．１５％以上１．２％程度までは有効であるが、反面、含有量が増加するにつれて被削性、鍛造性、冷間加工性などの加工性が低下する。そこで、現行のＳＵＪ２と同程度の加工性を確保するためにＳｉ量の上限値を０．５％とする。
下限値の方は、Ｓｉ量０．１５％未満では焼入性を確保するのが難しい。
以上の理由から、Ｓｉ量の下限を０．１５％、上限を０．５０％とした。
【０００９】
Ｍｎは焼入性の調整と残留オーステナイト量の確保のために添加する。例えば自動車のトランスミッション用の軸受は異物混入潤滑の状態で使用されるが、このような使用環境のもとでは、軸受素材鋼の残留オーステナイト量（γＲ）を増加させることが長寿命化に有効であることが明らかになってきている（特開昭６４−５５４２３号公報）。
そこで、本発明の軸受用鋼にあっては、ＳＵＪ２と同等以上の焼入性と残留オーステナイト量（例えばγＲ＝１２〜１７容量％）とを確保するのに必要な最低限のＭｎ量として０．５０％を規定する。
しかし、Ｍｎはフェライトを強化する元素でもあり、含有量が増すと冷間加工性が著しく劣化するため上限を１．１％とする。
以上の理由から、本発明軸受用鋼のＭｎ量は０．５０％以上１．１０％以下とする。
【００１０】
Ｃｒは焼入性向上、焼戻軟化抵抗性向上、耐摩耗性向上などに有効に機能する元素である。その効果を有効に出すためには０．３％以上が必要である。しかし、Ｃ量との関連で炭化物生成元素でもあり、Ｃｒ含有量が０．６５％を越えると、製鋼過程で巨大炭化物が生じてこれを消滅させるために高温、長時間のソーキング処理を行う必要があり、コストが上昇してしまう。そこで、Ｃｒ量の上限を０．６５％とする。
以上の理由から、本発明軸受用鋼のＣｒ量は０．３％以上、０．６５％以下とする。
【００１１】
Ｃｒ／Ｃの比の限定値は、鋳造時の溶鋼において、鋼材の凝固時に中心偏析部にＣ、Ｃｒの溶質が濃化され、その結果、共晶炭化物が発生することを防止するための臨界値である。
母相のＣ量の上限値は０．９３％であり、Ｃｒの上限値は上述したように０．６５％であるから、これらの値に基づいてＣｒ／Ｃの比の上限は、Ｃｒ／Ｃ≦０．６５／０．９３＝０．７と規定した。
また、Ｃｒ／Ｃの比の下限は、０．４とする。Ｃｒ／Ｃの下限値設定理由は、上述したように、ＣとＣｒによるマトリックスを強化して焼戻軟化抵抗性、硬さを高めることにより軸受寿命を高寿命とするためにはＣｒ／Ｃの最低値を０．４とする必要があるためである。
【００１２】
ＮはＡｌまたはＮｂおよびＣと結合してＡｌＮまたはＮｂ（Ｃ，Ｎ）になり、鋼材中に微細析出して結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。このＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）を均一に分散させるためにはＮが０．００５％以上必要である。また、０．０２％以上添加することは通常の製鋼作業上困難であるため、下限を０．００５％とし、上限を０．０２％とした。
【００１３】
ＡｌはＮと結合してＡｌＮになり、鋼材中に微細析出して結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。０．０１％以下では析出するＡｌＮの量が不十分である。０．１％を越えると大型の介在物が生成するため下限を０．０１％とし、上限を０．１％とした。
また、析出粒子による結晶粒の粗大化抑制作用はＧｌａｄｍａｎらによって導かれ、ＡｌＮでＳＵＪ２並みの結晶粒度を維持するにはＡｌ×Ｎ≧０．０００１５と考えられる。そこでＡｌ×Ｎ≧０．０００１５とした。
【００１４】
ＮｂはＣおよびＮと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）となり結晶粒の粗大化を抑制させる。その効果は０．０２％以上で現れる。そこで下限を０．０２％とした。また、高価な元素であるため、経済性を考慮し、上限を０．１％とした。
【００１５】
軸受用鋼の不純物元素であるＰとＳは、鋼の機械的性質を劣化させるので、軸受用鋼としては少ないほど良い。しかしながら、結晶粒度調整により機械的性質の劣化は十分に補うことができる。さらに、Ｐ、Ｓを極限的に低減させるには高度の精錬設備と十分な精錬時間が必要であり、コストアップの要因となる。
したがって、Ｐ、Ｓの上限値は、（ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５）を満足する水準とした。
【００１６】
ＴｉとＯは転がり軸受の疲労に有害な非金属介在物生成元素であり、これらの元素を低減した、軸受の長寿命化に好適な高清浄度鋼が公知である。しかしながら、これらの元素を低減するためには、原料の厳選、取鍋の特別な管理などが必須であり、コストアップ要因となる。
そこで、本発明の軸受用鋼にあっては、鋼中のＴｉ量、Ｏ量と寿命の関係に着目して、寿命への影響が緩慢となる含有量をもって上限値を規定し、Ｔｉ≦４０ｐｐｍ、Ｏ≦１５ｐｐｍとした。
【００１７】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を説明する。
１．供試材
表１に供試材の化学成分を示す。これらの材料は１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、ソーキング処理は省略し、直径６５ｍｍの棒鋼に鍛伸した後、前処理として図１に示す簡易球状化焼鈍処理（図１ａは試料番号１〜１６、図１ｂは試料番号１７）を行い、その後、図２に示す焼入焼戻処理を実施した。その後、試験片に粗加工し、焼入焼戻処理を施し、仕上げ加工を施した後各試験に供した。
表１中、試料番号１〜３は本発明軸受鋼であり、試料番号４〜１６は比較鋼である。試料番号１７はＳＵＪ２であり、この試料についてはソーキング処理を行っている。なお、全試料において、不純物であるＰ，Ｓの量はそれぞれ０．０２５重量％以下、Ｔｉ量は４０ｐｐｍ以下、Ｏ量は１５ｐｐｍ以下である。
【００１８】
【表１】
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【００１９】
２．試験
試料番号１〜１７の試料について焼入焼戻し硬さ測定、異物混入潤滑下寿命試験、被削性試験、巨大炭化物の確認、衝撃試験、圧壊試験および抗折試験を行った。焼入焼戻条件は図２のようである。
寿命試験は、スラスト型寿命試験機を用いた。
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各供試材毎に試験数ｎは８〜１０とし、Ｌ１０寿命をもって寿命の評価を行った。結果を表２に示す。
【００２０】
被削性試験
被削性試験は、資料番号１〜１６については簡易球状化焼鈍後の試験片を用いた。また、資料番号１７の標準鋼については球状化焼鈍処理後の試験片を用いた。
切削条件：
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．
切り込み：１ｍｍ
送    り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．
上記試験条件で供試材を切削して、切削工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍに達する時間をもって優劣を判定した。その結果を表２に示す。
【００２１】
【表２】
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【００２２】
衝撃試験
衝撃試験片には１０ＲＣノッチ試験片を用いた。結果を表２に示す。
圧壊試験
圧壊試験片は外径６０ｍｍ、内径４０ｍｍ、巾１５ｍｍのリング状試験片とした。
抗折試験
抗折試験片は直径１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの棒状試験片とした。
【００２３】
本発明鋼である試料番号１〜３は、鋼塊鋳込み時の巨大炭化物の発生もなく、試料番号１７の標準鋼に比べて、焼入焼戻硬さ、寿命、球状化焼鈍硬さおよび衝撃値とも同等以上の特性を有している。
これに対し、比較鋼は、以下の通りである。
試料番号４はＣ量が本発明の上限を越えており、鋼塊鋳込み時に巨大炭化物が生じ、ソーキング処理が必要であった。試験結果はソーキング処理を行っていない試験片での結果である。
試料番号５は、Ｃ量が本発明の下限値を下回っており、焼入焼戻後の組織に微細分散した炭化物がなく、寿命が短くなっている。
試料番号６は、Ｓｉ量が本発明の上限値を越えており、被削性が著しく低下している。
【００２４】
試料番号７は、Ｓｉ量が本発明の下限値を下回っており焼入性不足から焼入焼戻硬さのばらつきが大きく、寿命も短くなっている。
試料番号８は、Ｍｎ量が本発明の上限値を越えており、被削性が著しく低下している。
試料番号９は、Ｍｎ量が本発明の下限値を下回っており、寿命が低下している。試料番号１０は、Ｃｒ量およびＣｒ／Ｃ値が本発明の上限値を越えており、巨大炭化物が生成して寿命、被削性とも低下している。
試料番号１１は、Ｃｒ量およびＣｒ／Ｃ値が本発明の下限値を下回っており、寿命値が低下している。
【００２５】
試料番号１２は、Ｃｒ／Ｃ値が本発明の上限値を越えており、試料番号１０と同様に寿命、被削性とも低下している。
試料番号１３は、Ｃｒ／Ｃ値が本発明の下限値を下回っており、寿命値が低下している。
試料番号１４から１６はＡｌ，Ｎのバランスが悪く、焼入焼戻後の結晶粒度が粗大化しており衝撃値、圧壊荷重および抗折荷重が低くなっている。また、これらの特性と結晶粒度との関係を図３、４に示す。衝撃値、圧壊荷重および抗折荷重はどれも結晶粒径の−１／２乗に比例している。
試料番号１７は、標準鋼のＳＵＪ２である。ソーキングの条件は１２００℃×１５ｈｒで行った。
【００２６】
以上説明したように、転がり軸受として、焼戻軟化抵抗性向上、低寿命となる巨大炭化物を生成せず、従ってソーキングを不要とするため、Ｃ：０．７〜０．９３ｗｔ％，Ｃｒ：０．３〜０．６ｗｔ％，Ｃｒ／Ｃ：０．４〜０．７とするのが好適である。また、軸受の熱処理前加工性を向上させるため、Ｓｉ：０．１５〜０．５ｗｔ％、また、軸受の異物混入潤滑下長寿命とするγＲ  ：１２〜１７ｖｏｌ％を確保するためＭｎ：０．５〜１．１０ｗｔ％と、さらに、機械的強度を確保するための結晶粒径を１５μｍ以下とすることが必要である。
【００２７】
【発明の効果】
以上、説明したように、本発明の軸受用鋼によれば、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ａｌ量、Ｎ量およびＮｂ量を限定したため、鋼塊の鋳込み時の巨大炭化物の生成を防止することができ、高温長時間のソーキング処理が省略でき、鋼材の製造コストが低減できるという効果が得られると同時に焼入焼戻後の結晶粒度を微細化し、衝撃特性、圧壊特性および抗折特性等の機械的性質を向上させることが可能である。また、本発明の転がり軸受用鋼は、所要量の残留γが確保されて、異物混入潤滑下の厳しい使用環境においても長寿命を有するという効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る前処理としての簡易球状化焼鈍処理を示すヒートサイクル、
【図２】本発明に係る焼入焼戻処理を示すヒートサイクル、
【図３】結晶粒径と衝撃値との関係を示す図、
【図４】機械的性質の結晶粒径依存性を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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