(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比として、
Ｃ：０．７０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１５〜１．７０％、
Ｍｎ：０．１５〜１．２０％、
Ｃｒ：０．５０〜２．００％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
Ｔｏｔａｌ  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％
を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下、Ｔｏｔａｌ  Ｏ：０．００１５％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。
【請求項２】
質量比として、
Ｃ：０．７０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１５〜１．７０％、
Ｍｎ：０．１５〜１．２０％、
Ｃｒ：０．５０〜２．００％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
Ｔｏｔａｌ  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％
を含有し、
さらに
Ｖ：０．０３〜０．７％
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｉ：０．１０〜２．００％、
の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下、Ｔｏｔａｌ  Ｏ：０．００１５％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。
【請求項３】
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請求項１または２記載の高炭素系高寿命軸受鋼。
（ＭｇＯ・Ａｌ２  Ｏ３  個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系介在物個数≧０．８０
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は高炭素系高寿命軸受鋼にかかわり、さらに詳しくは、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好適な鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年の自動車エ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。これに対して、これまで鋼の高清浄化による高寿命化が図られてきた。これは、軸受部品の転動疲労破壊は非金属介在物が起点となると考えられているためである。例えば、日本金属学会報第３２巻第６号４４１頁から４４３頁には偏心炉底出鋼、ＲＨ真空脱ガス等の組み合わせにより、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等において、より一層の高寿命鋼の開発が強く望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、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ようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
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。
【０００５】
（２）以上から、高寿命化のためには、非金属介在物の微細化（これには、▲１▼従来から言われているき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）、および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、硬さ低下の防止がポイントである。
【０００６】
（３）非金属介在物の微細化のためには、本発明者らが特願平５−２０２４１６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、Ａｌを含有する実用炭素鋼にＭｇを添加し、酸化物組成をＡｌ２  Ｏ３  からＭｇＯ・Ａｌ２  Ｏ３  あるいはＭｇＯに変換することにより、酸化物の凝集合体を防止し、微細分散を図るものである。ここに、ＭｇＯ・Ａｌ２  Ｏ３  あるいはＭｇＯはＡｌ２  Ｏ３  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、凝集合体しにくく、微細分散が達成される。非金属介在物の微細化には、上記のようにき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、Ｍｇ添加は高寿命化に大きな効果がある。
【０００７】
（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▼Ｍｏ添加
▲２▼Ｓｉ量増量
【０００８】
（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▼Ｎｉ添加
【０００９】
本発明は以上の新規なる知見にもとずいてなされたものであって、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）  質量比として、
Ｃ：０．７０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１５〜１．７０％、
Ｍｎ：０．１５〜１．２０％、
Ｃｒ：０．５０〜２．００％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、
Ｓ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
Ｔｏｔａｌ  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％
を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下、Ｔｏｔａｌ  Ｏ：０．００１５％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。
【００１０】
（２）更に、質量比で、
Ｖ：０．０３〜０．７％
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｉ：０．１０〜２．００％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の高炭素高寿命軸受鋼。
【００１１】
（３）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上記（１）または（２）記載の高炭素系高寿命軸受鋼。
（ＭｇＯ・Ａｌ２  Ｏ３  個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系介在物個数≧０．８０
【００１２】
【作用】
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。
【００１３】
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、０．７０％未満ではその効果が不十分であり、また１．２０％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０．７０〜１．２０％とした。
【００１４】
Ｓｉ：
Ｓｉ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、０．１５％未満ではその効果は不十分であり、一方、１．７０％を超えるとこれらの効果は飽和しむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、その含有量を０．１５〜１．７０％とした。
【００１５】
Ｍｎ：
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、０．１５％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靱性の劣化を招くので、その含有量を０．１５〜１．２０％とした。
【００１６】
Ｃｒ：
Ｃｒは焼入れ性を向上し、強靱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０．５０％未満では不十分であり、一方２．００％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、その含有量を０．５０〜２．００％とした。
【００１７】
Ｍｏ：
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：０．０５％未満ではこの効果は不十分であり、一方、Ｍｏ：１．５０％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、その含有量をＭｏ：０．０５〜１．５０％とした。
【００１８】
Ｓ：
Ｓは鋼中でＭｎＳ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、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０３％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０．００１〜０．０３％とした。
【００１９】
Ａｌ：
Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加するが、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱性を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０５％とした。
【００２０】
Ｎ：
ＮはＡｌＮ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、０．００３％未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０１５％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：０．００３〜０．０１５％とした。
【００２１】
Ｔｏｔａｌ  Ｍｇ：
Ｍｇは強脱酸元素であり、鋼中のＡｌ２Ｏ３  と反応し、Ａｌ２Ｏ３  のＯを奪い、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３  あるいはＭｇＯを生成するために添加される。そのためには、Ａｌ２Ｏ３  量、即ち、Ｔｏｔａｌ  Ｏ質量％に応じて、一定量以上のＭｇを添加しなければ未反応のＡｌ２Ｏ３  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質量％を０．０００５％以上とすることにより、未反応Ａｌ２Ｏ３  の残存を回避し、酸化物を完全にＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３  あるいはＭｇＯにできることがわかった。しかし、Ｔｏｔａｌ  Ｍｇ質量％を０．０３００％を超えて添加すると、Ｍｇ炭化物、Ｍｇ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０．０００５〜０．０３００％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。
【００２２】
Ｐ：
Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、最終製品の強度劣化の原因となる。特にＰが０．０２５％を超えると強度の劣化が顕著となるため、０．０２５％以下に制限する。
【００２３】
Ｔｉ：
Ｔｉは硬質析出物ＴｉＮ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、つまり転動疲労破壊の起点となり、最終製品の転動寿命劣化の原因となる。特にＴｉが０．００４０％を超えると寿命の劣化が顕著となるため、０．００４０％以下に制限する。
【００２４】
Ｔｏｔａｌ  Ｏ：
本発明においてＴｏｔａｌ  Ｏ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、Ｔｏｔａｌ  Ｏ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、Ｔｏｔａｌ  Ｏ含有量が高いほど改質すべき鋼中Ａｌ２Ｏ３  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Ｔｏｔａｌ  Ｏ含有量について検討した。その結果、Ｔｏｔａｌ  Ｏ含有量が０．００１５質量％を超えると、Ａｌ２Ｏ３  量が多くなりすぎ、Ｍｇを添加しても、鋼中のＡｌ２Ｏ３  全量をＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３  あるいはＭｇＯ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Ｔｏｔａｌ  Ｏ含有量を０．００１５質量％以下に制限する。
【００２５】
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，Ｎｂ，Ｎｉの１種または２種以上を含有させることが出来る。
【００２６】
Ｎｂ，Ｖ：
Ｖ，Ｎｂ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：０．０３％未満、Ｎｂ：０．００５％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｖ：０．７％、Ｎｂ：０．３％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱性を劣化させるので、その含有量をＶ：０．０３〜０．７％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％とした。
【００２７】
Ｎｉ：
Ｎｉ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、Ｎｉ：０．１０％未満ではこの効果は不十分であり、一方、Ｎｉ：２．００％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Ｎｉ：０．１０〜２．００％とした。
【００２８】
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。鋼の精錬工程では一部不可避的な混入により本発明範囲外、即ち、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3及びＭｇＯ以外の酸化物系介在物（硫化物を含む介在物を除く）が存在する。この量を個数割合で全体の２０％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、さらなる材質向上効果が認められたため、（ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物系介在物個数≧０．８と規定した。
【００２９】
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−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ー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。
【００３０】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００３１】
【実施例】
高炉−転炉−連続鋳造法により表１および表２に示す化学成分の鋳片を製造した。
【００３２】
【表１】
0003556968.tif 000002
【００３３】
【表２】
0003556968.tif 000003
【００３４】
Ｍｇ添加は、特願平５−２０２４１６号の実施例−１と同様の方法によりＣ含有量０．９８〜１．０１質量％のＭｇ添加は、転炉から排出された取鍋内溶鋼に、金属Ｍｇ粒及びＦｅ−Ｓｉ合金粒の混合物を充填した鉄製ワイヤーを供給する方法によった。
次に分塊圧延、棒鋼圧延して直径６５ｍｍΦ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、表３および表４に示すように本発明鋼はすべて適正範囲内にあった。
【００３５】
【表３】
0003556968.tif 000004
【００３６】
【表４】
0003556968.tif 000005
【００３７】
本鋼材を球状化焼鈍した後、転動疲労試験片を作成し、８４０℃加熱焼入れ→１６０℃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５４０  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６００  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１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」がＬ１０寿命として用いられる。表３および表４に比較例１３のＬ１０寿命を１とした時の各鋼材のＬ１０寿命の相対値を示した。本発明鋼は比較従来鋼に比べて極めて良好な疲労特性が得られた。また、１０８  回転動疲労後の試験片について、白色帯組織および炭化物組織の有無を調べ、その結果を表２に併せて示したが、本発明鋼では白色帯組織・炭化物組織の生成が抑制されている。
【００３８】
【発明の効果】
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。