(57)【要約】【課題】本発明は、従来より過酷な使用条件の下でも、軸受寿命を一層延長可能な転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法を提供することを目的としている。【解決手段】Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼素材に、球状化焼なまし及び焼入れ焼戻しを順次施した鋼材である。その特徴は、焼入れ焼戻し後に、該鋼材中に粒子径が０．０５〜１．５μｍの残留セメンタイトと、粒径３０μｍの旧オーステナイトからなるミクロ組織を有していることである。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有し、焼入れ焼戻しが施された鋼材であって、
残留セメンタイトの粒子径が０．０５〜１．５μｍ、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のミクロ組織を有してなることを特徴とする転動疲労寿命の優れた鋼材。
【請求項２】
前記鋼組成が、さらに、
Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１記載の転動疲労寿命の優れた鋼材。
【請求項３】
Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼素材を、７５０〜８５０℃に保持した後、０．０１５℃／ｓ以下の速度で７００℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、引き続き焼入れ焼戻しすることを特徴とする転動疲労寿命の優れた鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼組成が、さらに、
Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の転動疲労寿命の優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法に係わり、詳しくは、ころ軸受あるいは玉軸受といった転がり軸受の要素部材として用いられる軸受鋼のうち、特に、軸受使用環境の過酷化に伴って生ずる特有の劣化、すなわち繰り返し応力負荷によって転動接触面下に発生するミクロ組織変化（劣化）に対する遅延特性の優れた軸受鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車並びに産業機械等に用いられる転がり軸受の素材には、従来、ＪＩＳ−ＳＵＪ２に規定されている高炭素クロム軸受鋼が最も多く使用されている。一般に、軸受鋼は、その転動疲労寿命の長いことが重要な性質の１つであり、該転動疲労寿命に影響を与える要因として、鋼中非金属介在物が最も主要と考えられていた。そのため、上記高炭素クロム軸受鋼に対して鋼中酸素量の低減を図り、非金属介在物の量、形状及び大きさを調整することで軸受寿命を向上させる方策が採られてきた（例えば特許文献１及び特許文献２を参照）。しかしながら、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備の設置あるいは従来設備の大幅な改良が必要であり、経済的な負担が大きいという問題があった。
【０００３】
そこで、本出願人の一人は、上記問題点を解消すべく種々の研究を行い、単に非金属介在物を低減させても、軸受の転動寿命、特に高負荷あるいは高温といった過酷な条件下での軸受寿命の向上に対しては大きな効果が得られないケースが多いので、転動寿命を決めている要因としては、従来から一般に論じられてきた「非金属介在物」の存在以外の要因があることに気がついた。具体的には、軸受の使用環境が激化するに伴って、軸受の内外輪と転動体との接触時に発生するせん断応力で、接触面の下層部分（表層部）に白色生成物からなるミクロ組織変化層が発生すること、加えて、このミクロ組織変化層は転動回数を増すに連れて次第に成長し、最終的にはこのミクロ組織変化部から疲労剥離が生じ、軸受の寿命を決定することを明らかにした。また、軸受使用環境の過酷化、すなわち高面圧下（小型化）、使用温度の上昇は、これらミクロ組織の変化が発生するまでの転動回数を短縮し、著しい軸受寿命の低下につながることも突き止めた。このように、使用環境の過酷化に伴う軸受寿命の低下を抑制するには、従来技術のような非金属介在物の量等を調整するだけでは不十分であり、ミクロ組織の変化を遅延させる必要があると考えた。そして、対策として、Ｃ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ：２．５超え〜８．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．００１〜０．０１５ｗｔ％、Ｏ：０．００２ｗｔ％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる軸受鋼を提案すると共に、この軸受鋼に、さらにＳｉ：０．５超え〜２．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７ｗｔ％等を含有させた軸受鋼を開発した（特許文献３参照）。
【０００４】
その結果、高負荷転動疲労時の繰り返し応力負荷に伴うミクロ組織変化の遅延がもたらされ、所謂「Ｂ５０高負荷転動疲労寿命（転動疲労寿命試験での累積破損確率５０％におけるミクロ組織変化層の白色部が剥離するまでの総負荷回数）」の向上が達成されるようになった。
【０００５】
しかしながら、軸受の使用環境は、上記特許文献３の出願当時より厳しくなっているので、さらに転動疲労寿命に優れた鋼材の開発が熱望されているのが現状である。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１−３０６５４２号公報
【特許文献２】
特開平３−１２６８３９号公報
【特許文献３】
特開平６−２８７６９１号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる事情に鑑み、従来より過酷な使用条件の下でも、軸受寿命を一層延長可能な転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法を提供することを目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記目的を達成するため、前記特許文献３記載の“ミクロ組織変化の遅延”に着目した研究を重ね、その知見を本発明に具現化した。
【０００９】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有し、焼入れ焼戻しが施された鋼材であって、残留セメンタイトの粒子径が０．０５〜１．５μｍ、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のミクロ組織を有してなることを特徴とする転動疲労寿命の優れた鋼材である。この場合、さらにＮｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有しているのが好ましい。
【００１０】
また、本発明は、Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼素材を、７５０〜８５０℃に保持した後、０．０１５℃／ｓ以下の速度で７００℃以下まで冷却する球状化焼なましを施し、引き続き焼入れ焼戻しすることを特徴とする転動疲労寿命の優れた鋼材の製造方法である。この場合、前記鋼組成が、さらに、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有しているのが好ましい。
【００１１】
本発明によれば、従来より過酷な条件の下で軸受を使用しても、該軸受の素材である鋼材のミクロ組織の変化が抑制されるので、該軸受の寿命が一層延長できるようになる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、発明をなすに至った経緯をまじえ、本発明の実施の形態を説明する。
【００１３】
まず、発明者は、軸受に採用した鋼材の前記した過酷な転動環境下におけるミクロ組織の劣化について検討し、その劣化は、鋼材の硬質な部分への応力集中と、その周辺における炭素（記号：Ｃ）の拡散が主な原因となっていることを知見した。言い換えるならば、使用環境下での鋼材中のＣ拡散を抑制すると、該鋼材のミクロ組織の変化を遅延できる。
【００１４】
そこで、この知見を具体化するため引き続き研究を行い、鋼中Ｃの拡散を抑制する方法として、焼入れ時の加熱段階において、鋼素材の金属組織に存在するオーステナイト（以下、記号γで表す）粒を微細化すると共に、焼入れ焼戻し後に残留するセメンタイトの粒子径を０．０５〜１．５μｍに調整すれば良いことを見出し、本発明を完成させた。なお、前記したＪＩＳ−ＳＵＪ２に代表される高炭素軸受鋼においては、溶鋼を鋳造して凝固させる際に晶出した粗大な炭化物の影響で、焼入れ焼戻しを施した後の鋼材中に、粒径が５μｍ以上の「共晶炭化物」と呼ばれる粗大な炭化物が残留することもある。本発明では、こうした粗大炭化物の除去は勿論のことであるが、球状化焼なまし時に生成する球状炭化物もそのサイズの阻大化に伴って応力集中源として作用し、ミクロ組織の変化を早めるので、その対策を考えたのである。
【００１５】
本発明に係る鋼材の成分限定理由は、以下の通りである。
【００１６】
Ｃ：０．７〜１．１ｍａｓｓ％、
Ｃは、鋼の金属組織において基地に固溶するが、マルテンサイト粒を強化し、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬度確保と転動疲労寿命の向上に有効な働きをもたらすには、０．７ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。しかし、多過ぎると、共晶炭化物に代表される粗大な炭化物の形成を促すと同時に、鋼中のＣ拡散によるミクロ組織変化を助長し、転動疲労寿命を劣化させるので、１．１ｍａｓｓ％を上限とする。
【００１７】
Ｓｉ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する他、基地に固溶して焼入れ後の焼戻し時に鋼材の強度が低下するのを抑制する。また、転動負荷環境下におけるミクロ組織の変化を遅延するのにも有効な元素である。そこで、十分な効果を得るために、０．２ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える含有は、鋼材の鍛造性、被削性等を大幅に劣化させるので、上限を２．０ｍａｓｓ％とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．４〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｍｎは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、鋼材の低酸素化に有効な元素である。また、鋼の焼入れ性を向上させて、基地であるマルテンサイトの靭性及び強度を向上させ、転動疲労寿命の向上に有効に作用する。さらに、セメンタイト相を安定化させ、ミクロ組織の変化を遅延させる効果も有する。このような効果を十分に発揮させるには、０．４ｍａｓｓ％以上を必要とする。一方、２．５ｍａｓｓ％を超える含有は、鋼材の鍛造性、被削性等を大幅に劣化させるので、上限を２．５ｍａｓｓ％とする。
【００１９】
Ｃｒ：１．６〜４．０ｍａｓｓ％、
Ｃｒは、鋼中のセメンタイト相を安定化させて、Ｃの拡散を抑制すると共に、セメンタイト粒の粗大化を抑制して応力集中を防ぐ作用を有し、転動疲労寿命の向上に有効に作用する元素である。そして、十分な効果を得るには１．６ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、４．０ｍａｓｓ％を超える含有は、マルテンサイトへのＣの固溶量を低下させて焼入れ焼戻し後の硬さを低下させ、転動疲労寿命をかえって劣化させるので、上限を４．０ｍａｓｓ％とする。
【００２０】
Ｍｏ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満、
Ｍｏは、基地に固溶し、焼入れ後の焼戻し時における鋼材強度の低下を抑制する働きを有する。また、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さ及び転動疲労寿命を向上させる。さらに、炭化物の安定化によりミクロ組織の変化を遅延する作用も有する。０．１ｍａｓｓ％未満の含有では十分な効果が得られず、０．５ｍａｓｓ％以上添加しても効果が飽和し、コスト上昇となるだけなので、０．１〜０．５ｍａｓｓ％未満の含有とする。
【００２１】
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、
Ａｌは、鋼の溶製時に脱酸剤として必要であると共に、鋼中のＮと結合して焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径を微細化して転動疲労寿命の向上に有効に作用する元素として、積極的に添加する。その際、十分な効果を得るためには、０．０１０ｍａｓｓ％以上の含有が必要であり、一方、０．０５０ｍａｓｓ％を超えて多量に含有すると、鋼中に多数析出するＡｌＮがかえって転動疲労寿命を劣化させるので、０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％の含有とする。
【００２２】
Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉは、基地に固溶し、焼戻し後の鋼材強度の低下を抑制させるため、必要に応じて添加する。十分な効果が得るには、０．５ｍａｓｓ％以上の含有を要する。一方で２．０ｍａｓｓ％を超えると、多量の残留オーステナイトが生成する原因となり、焼入れ焼戻し後の強度を低下させるので、２．０ｍａｓｓ％を含有量の上限とする。
【００２３】
Ｖ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｖは、安定な炭化物を形成し、鋼の硬さを上昇させると共に、ミクロ組織の変化を抑制して転動疲労寿命を向上させる作用を有する元素であるので、必要に応じて添加する。０．０５ｍａｓｓ％未満では十分な効果を得られず、一方多量の含有は固溶Ｃを低下し、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さを低下するため、１．００ｍａｓｓ％の含有を上限とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｎｂは、Ｖと同様に安定な炭化物を形成し、鋼材の硬さを上昇させると共に、ミクロ組織の変化を抑制して転動疲労寿命を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有させる。０．００５ｍａｓｓ％未満では、十分な効果を得られず、また０．５０ｍａｓｓ％を超えても効果が飽和するので、０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％の含有とする。
【００２５】
Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｓｂは、熱処理時の脱炭を抑制すると共に、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径を微細化することで鋼の転動疲労寿命を向上させる元素であり、必要に応して含有させる。０．００１０ｍａｓｓ％以下では十分な効果か得られず、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、効果が飽和するばかりか、かえって鋼材の熱間加工性及ひ靭性を劣化させるので、０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％の含有とする。
【００２６】
次に、本発明で焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトの粒子径を０．０５〜１．５μｍとしたのは、下記の理由である。
【００２７】
前記したＣ量の鋼素材に焼入れ焼戻しを施すと、該鋼素材のミクロ組織中には、一般に焼入れ前に存在するセメンタイトが残留する。そこで、本発明者は、この残留セメンタイトの分布形態がミクロ組織の変化特性に強く影響を与えることに着目して研究を重ね、残留セメンタイトの平均粒子径が０．０５μｍを下回ると、セメンタイトの体積に対する表面積の割合が大きくなり、基地へのＣの溶出を促進することを見出した。一方、１．５μｍを超える粗大な残留セメンタイトが存在すると、該残留セメンタイトと基地との界面への応力集中が促進され、ミクロ組織の変化及び前記ミクロ組織の剥離に達するまでの応力負荷回数を短縮する。以上の観点から、本発明では、焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトの粒子径を０．０５〜１．５μｍに規定したのである。
【００２８】
また、本発明では、焼入れ焼戻し組織における旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下に規定した。その理由は、焼入れ焼戻し後の鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下とすると、疲労亀裂の結晶粒内の伝播を粒界で止め、それ以上の進展を遅延させることが可能だからである。
【００２９】
このような本発明に係る耐転動疲労性に優れた鋼材は、次のような工程を経て製造する。
【００３０】
まず、製鋼工程で前記した化学組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造等で鋼鋳片とする。その鋼鋳片を熱間圧延工程において鋼素材（例えば、棒鋼）とする。そして、通常の条件で焼ならしを行った後、７５０〜８５０℃に保持してから０．０１５℃／ｓ以下の速度で７００℃以下まで冷却する球状化焼なましを施す。さらに、引き続いて、焼入れ焼戻しをする。これにより、本発明に係る鋼材となる所望の残留セメンタイト分布を得ることが可能となる。前記保持温度が８５０℃を超えると、球状化後のセメンタイトが粗大となり、ひいては焼入れ焼戻し後の残留セメンタイトも粗大となるので注意が必要である。同時に、保持後の冷却時に新たに層状のセメンタイトが形成され、所望の球状化セメンタイトを得ることが困難となる。また、保持温度が７５０℃未満では、球状化焼きなまし前にパーライトとして存在するセメンタイトの分解が十分に進まないため所望の残留セメンタイト分布が得られない。さらに、焼入れ焼戻し後に所望の残留セメンタイト分布及び旧オーステナイト粒径を得るには、焼入れ時に鋼素材の加熱温度を８００〜９５０℃とすることが望ましい。この温度範囲において最も好ましいミクロ組織が得られるからである。なお、焼入れ焼戻し後のセメンタイトの組織分率は、主にＣ量に応じて変化するが、本発明の組成範囲では、体積率で３〜２５％となる。
【００３１】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
【００３２】
表１に示す化学組成を有する溶鋼を転炉にて溶製した後、連続鋳造して鋼鋳片とした。得られた鋼鋳片を１２４０℃で３０時間の拡散焼鈍を行い、その後に６５ｍｍφの棒鋼に圧延した。次いで、切削加工により該棒鋼のＤ（直径）／４に相当する位置から１５ｍｍφ×２０ｍｍの円柱状試験片及び転動疲労を測定する試験片（以下、転動疲労試験片という）を採取した。その後、これらの試験片について焼ならし、球状化焼なまし・焼入れ焼戻しの順で熱処理を行った。球状化焼なましは、種々の保持温度から０．００４〜０．０２０℃／ｓの冷却速度で６５０℃まで冷却し、その後放冷とした。さらに、転動疲労試験片は、脱炭層を完全に除去する目的で深さ１ｍｍ以上の研磨及びラッピング仕上げを行い、その試験片寸法を１２ｍｍφ×２２ｍｍとした。熱処理後のミクロ組織は、１５ｍｍφ×２０ｍｍの前記円柱状試験片を、円柱の高さ方向で切断し、その切断面をピクリン酸アルコール溶液にて腐食後、引き続き硝酸アルコール溶液にて腐食し、ミクロ組織を観察後、画像解析により残留セメンタイトの平均粒子径及び平均旧オーステナイト粒径を測定した。転動疲労寿命の試験は、ラジアルタイプの転動疲労寿命試験機を用い、ヘルツ最大接触応力５８８０ＭＰａ、繰り返し応力数約４６５００ｃｐｍの条件で行った。その試験結果は、所謂「ワイブル分布」に従うものとして確率紙上にまとめ、鋼材Ｎｏ．１の平均寿命（前記Ｂ５０高負荷転動疲労寿命）を１として評価した。評価結果を一括して表１に示す。
【００３３】
【表１】
2004315890.tif 000002
【００３４】
表中の鋼１はＪＩＳ―ＳＵＪ２に相当する従来鋼、鋼２はＣが、鋼３はＳｉが、鋼４はＭｎが、鋼５はＣｒが、鋼６はＭｏが、鋼７はＡｌがそれぞれ本発明の規定外となる比較鋼である。
【００３５】
本発明で必須とする元素が本発明の規定から外れる実施Ｎｏ．２〜７は、いずれも従来鋼に比較してＢ５０は劣るか、せいぜいほぼ同等の値を示している。特に、Ｃｒ量の低い鋼５やＡｌ量の低い鋼７は、ミクロ組織を本発明の規定内とすることができず、Ｂ５０の値も著しく低いものとなっている。また、鋼材の化学組成が本発明規定内にあっても、ミクロ組織が本発明における規定と異なる場合実施Ｎｏ．８及び１９には、従来鋼よりはＢ５０は優れるものの、その優れる程度はまだ軽微である。これに対して、化学組成及びミクロ組織が全て本発明の規定に合致する実施Ｎｏ．９〜１８及び２０〜２５においては、いずれも従来鋼の１０倍以上の優れたＢ５０を示している。
【００３６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、高負荷転動環境下においてミクロ組織の変化遅延をもたらし、所謂Ｂ５０（高負荷転動疲労寿命）に優れた鋼材が得られる。その結果、転がり軸受の小型化が達成できるばかりでなく、従来よりも高速高負荷環境で使用可能な軸受も提供できるようになる。