(57)【要約】質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜８．０％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（１）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。  Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０    ・・・（１）
2004057049.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜８．０％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（１）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０                      ・・・（１）
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜８．０％、Ｎｉ：２．０％以下を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（２）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ＋２．０×Ｎｉ−３００×Ｓ≧２．０        ・・・（２）
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする請求の範囲１または２に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ａｌ：０．０４％以下（０％含む）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％含む）に制限することを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれか１項に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｏ：０．００１５％以下（０％含む）に制限することを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれか１項に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項６】
請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了温度を９５０℃未満とし、かつ、圧延終了後の８００〜４００℃における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とすることを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
【請求項７】
請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了後、引続いて４００℃以上の温度から再加熱炉に装入し、６００〜７５０℃に９００秒以上保持することを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
【請求項８】
請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の軸受鋼を素材とし、焼入れ−焼戻し処理工程を含む製造工程にて製造したことを特徴とする耐食性に優れた軸受部品。
【請求項９】
請求の範囲６または７に記載の軟質な軸受用鋼素材の製造方法で製造した軟質な軸受用鋼素材を、焼入れ−焼戻し処理工程を含む軸受部品製造工程に供することを特徴とする耐食性に優れた軸受部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、比較的穏やかな腐食環境および防錆油の使用が制限される環境で使用する軸受部品の素材となる耐食性軸受鋼、および、該軸受鋼の棒鋼または線材を製造する製造方法、ならびに、該棒鋼または線材から製造した軸受部品や精密機器部品に関するものである。
本発明は、直動運動案内システム用のレールとキャリッジ、ボールねじ、ＸＹテーブル、および、回転運動する転がり軸受、すべり軸受、鋼球など、軸受部品一般および精密機器部材に適用される。
【背景技術】  軸受部品の中には、転動部分が比較的穏やかな腐食環境にさらされた状態で使用されるが、その使用目的の要請から、防錆剤や潤滑剤を適用できないものがある。現在、このような軸受には、マルテンサイト系ステンレス鋼のような高合金鋼が適用されている。
日本工業規格（ＪＩＳ）に規格化されているマルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃｒを少なくとも１１．５質量％以上含有する鋼である。特に、軸受用として使用されているＳＵＳ４４０は、０．６質量％以上のＣ、１６質量％以上のＣｒを含有する。
このような高Ｃｒ鋼は高価であるばかりでなく、非常に焼きが入り易いので、鋳造から棒鋼または線材までの製造工程において、置き割れの防止、剪断性の確保などのために、加熱−加工後に徐冷することが必須である。
さらに、鋼の熱間延性が低いことや、高い焼入れ温度を必要とする等の点で、部品製造性も悪いので、最終部品のコストが非常に高くなる。
このような問題を解決するため、ＳＵＳ４４０より低合金で、かつ、必要な耐食性と転動疲労強さを兼備える鋼が検討されてきた。
例えば、特開平９−１９５００８号公報には、耐食軸受鋼として、Ｃを０．７５〜０．８５質量％、Ｃｒを８．０〜１０．５質量％含有し、平均炭化物間距離が０．４５μｍ以上、１．００μｍ以下の軸受鋼が開示されている。
また、特開平１１−２１７６５３号公報には、被削性に優れた高耐食高強度マルテンサイト系ステンレス鋼として、Ｃを０．２５〜０．５０質量％、Ｃｒを１０〜１６質量％とすることでＣ／Ｃｒの比を大きくして耐食性を高め、さらに、Ｓｉを１．０質量％以上とすることで切削性を高めた鋼が開示されている。
オーステナイト系ステンレス鋼においては、Ｎ（窒素）が耐食性を高めることが知られているが、マルテンサイト系ステンレス鋼では、焼入れ加熱時に固溶するＮを強化元素として利用する例もある。
例えば、特開平７−２３３４４２号公報には、転動疲労特性に優れた耐摩耗耐食軸受鋼として、Ｃを０．５〜１．３質量％、Ｃｒを１１〜２０質量％、Ｎを０．０６〜０．２０質量％含有する鋼が開示されている。
マルテンサイト系ステンレス鋼とその代替鋼は、耐食性に優れるとともに、軸受鋼として十分な転動疲労特性を備えた鋼である。しかし、これらの鋼は、以下の問題を抱えている。
すなわち、（ａ）高Ｃｒ組成であるため合金コストが高い、および、（ｂ）非常に焼きが入り易いので、鋼塊、鋼片、および、棒鋼または線材の各製造工程で徐冷を施して軟質化し、剪断性の低下や遅れ破壊を防止する必要がある点で、製造性が悪いという問題である。
【発明の開示】
本発明は、高価なＣｒ含有量を更に低減しても、なお、従来鋼並みの耐食性と転動疲労寿命を備え、かつ、鋼塊、鋼片、および、棒鋼または線材への製造性に優れる耐食性軸受鋼と該軸受鋼素材の製造方法、および、該素材を用いて製造した軸受部品とその製造方法を提供し、上記問題の解決を図るものである。
合金コストを低減する第１の手段は、Ｃｒ含有量を低減することである。しかし、Ｃｒは耐食性を高めるために必要な合金成分であるので、何らかの方法で、耐食性を補償することが必要である。
本発明者は、軸受部品に要求される耐食性が、主に、耐孔食腐食性であることに注目した。Ｃｒの不動態皮膜が腐食総量を低減することはよく知られているが、孔食腐食の発生に関しても、Ｃｒによる抑制効果は大きい。
しかし、孔食腐食は、何らかの表面欠陥を起点として優先的に形成されるものであるから、孔食腐食の発生には、欠陥として働く第二相を形成する合金成分、特に、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、および／または、Ｎの影響が大きいと考えられる。
そこで、Ｃｒ量を最低限に抑制しつつ、耐孔食腐食性を高めることを目指し、種々の鋼組成について検討した。
はじめに、質量％で、０．５％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−残部Ｆｅおよび不可避不純物を基本組成とし、Ｃｒ、Ｓ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ、および、Ｎの各含有量を変えた鋼、および、低Ｃｒ含有量の従来鋼として、０．５％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．３％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．０１８％Ｓ−１０．５％Ｃｒ−０．０３％Ａｌ−０．５％Ｍｏ−０．０２５％Ｎ−残部実質Ｆｅの鋼（以下、Ａ鋼と言う。）を、真空溶解にて溶解し、１６ｋｇのインゴットに鋳造し、熱間鍛造で、直径４５ｍｍの棒鋼にした。
その後、実際の軸受部品の製造工程を再現するため、１０００℃−６００秒加熱−徐冷の焼きならし、９５０℃−１０８００秒加熱−徐冷の焼鈍、さらに、１０００℃−３００秒加熱−油冷−１５０℃−３６００秒加熱−放冷のＱＴ処理（焼入れ−焼戻し処理）を行い、その後、研削仕上げで、表面粗さＲｚ１．０μｍ、直径４０ｍｍの棒鋼に仕上げた。
これらの鋼について、ＪＩＳ  Ｃ００２８に則り、低温サイクルなしの温湿潤サイクル試験（２４ｈｒ／サイクル）を行い、孔食腐食発生までのサイクル数を比較して、図１にまとめた。
図１では、比較結果をＣｒ含有量とＳ含有量で整理した。◎はＡ鋼（従来鋼）よりも優れている（孔食腐食発生までのサイクル数が従来鋼よりも多い）こと、○は同等であること、また、△は劣る（孔食腐食発生までのサイクル数が従来鋼よりも少ない）ことを表している。
図１において、注釈のないプロットは、Ｎｉ、Ａｌ、Ｔｉ、および、Ｍｏが０％で、Ｎを０．０１％含有する鋼に係るものである。図１より、Ｃｒは３％以上必要であり、Ｓは、Ｃｒおよび／またはＮｉと関係させて、低減する必要があることが分かる。
更に、耐食性の向上効果を有するＮｉおよび／またはＭｏを添加すると耐食性は向上するが、一方で、Ａｌ、Ｔｉおよび／またはＮを低減すると、同様に、耐食性が向上することが分かる。図１では、Ｎｉ：０％の補助線とＮｉ：１．０％の補助線によって、Ｎｉの影響を示した。
例えば、Ｎｉ：０％で、Ｎ：０．０１％を含有する鋼は、Ｎｉ：０％の補助線より上の領域（高Ｃｒ−低Ｓ領域）で、Ａ鋼（従来鋼）と同等以上の耐孔食腐食性を備えている。また、Ｎｉ：１．０％を含有する鋼も、同様に、Ａ鋼（従来鋼）と同等以上の耐孔食腐食性を備えている。
本発明者は、ＪＩＳ  Ｃ００２８号に規定された温湿潤サイクル試験で、耐孔食腐食性を評価した結果、１０質量％Ｃｒを含有するＡ鋼（従来鋼）と同等の耐孔食腐食性を、３〜８質量％のＣｒ添加と、鋼中介在物および／または析出物量の低減との組合せで実現できることを見出した。
なお、ＪＩＳ  Ｃ００２８号に規定された温湿潤サイクル試験は、塩や酸と接触しない比較的穏やかな腐食環境を再現する試験である。
さらに、本発明者は、図２および図３に示すように、Ａ鋼（従来鋼）の連続冷却変態（ＣＣＴ）線図、および、Ａ鋼と同等の耐食性を備えると考えられる“０．５０％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．６％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−５．０％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ−０．５％Ｎｉ−０．０１５％Ｎ−残部実質Ｆｅの鋼”（以下、Ｂ鋼と言う。）の連続冷却変態（ＣＣＴ）線図を作成した。
図２および図３より、Ｂ鋼は、Ｃｒ量がＡ鋼よりも５％以上少ないにもかかわらず、フェライト、ベイナイトの変態ノーズが短時間側にあり、Ａ鋼（従来鋼）よりも焼きが入り易いことが分かる。すなわち、Ｂ鋼のような成分組成の鋼は、Ａ鋼またはステンレス軸受鋼と同様に、素材棒鋼や線材を圧延する際は、軟化のための後熱処理が必要となる。
そこで、本発明者は、さらに、耐食性を維持しつつ、焼きが入り難い成分組成を検討した。その結果、少なくともＣｒ量４〜７％の組成範囲で、ＣＣＴ線図上のベイナイト変態ノーズに及ぼすＣｒの影響は顕著ではないこと、および、この組成範囲で、微量のＭｎおよび／またはＭｏの添加が、ベイナイト変態ノーズを短時間側に大きく移動させることを見出した。
即ち、鋼の耐食性を維持しつつ焼きを入り難くするためには、Ｃｒを増加し、かつ、Ｍｎおよび／またはＭｏを低減することが合理的であることを見出した。
さらに、フェライト変態を促進する方法として、フェライト安定化元素であるＳｉを利用する方法と、素材圧延時のγ結晶粒を微細化してフェライト、ベイナイト変態を促進するため、Ｖおよび／またはＮｂの炭窒化物を利用する方法を併用することが効果的であることを見出した。
また、本発明者は、本発明鋼に係る圧延材を確実に軟質化するため、鋼素材の製造方法を検討した。その結果、本発明鋼の圧延に、肌焼鋼などの合金鋼の軟質化に用いる制御圧延および制御冷却を適用すると、フェライト・パーライト、または、ベイナイト変態が促進され、マルテンサイト分率が低減することを確認した。
制御圧延により、特段、徐冷をしなくとも、冷却後の硬さが低減して、シャー切断性を確保し、遅れ破壊を防止することができた。また、マルテンサイト変態を抑制して、冷却中の曲がり発生も防止することができた。
そして、上記軟質化効果を発揮する条件としては、圧延終了温度（仕上げ温度）を９５０℃未満とし、かつ、フェライト、パーライト、ベイナイトの変態温度域である８００〜４００℃を０．３℃／秒以下で冷却することが好ましいことを確認した。
さらに、本発明者は、一般に、線材圧延工場において、圧延ラインに続いて、焼鈍、徐冷の目的で設置されている連続熱処理炉を活用して、鋼の軟質化を図る製造方法についても検討した。
本発明鋼並みに焼きが入り難くなると、圧延ラインに続く熱処理炉を、軟質化のために有効に活用することができる。
すなわち、本発明鋼を、熱間圧延後、オーステナイト状態にあるまま熱処理炉に装入し、パーライト変態温度域に再加熱し、そのまま、フェライト・パーライト変態温度域に保定または徐冷すると、短時間で、軟質なパーライトまたはフェライト・パーライト組織を得ることができる。
一方、従来鋼の場合には、軟質化のための処理時間が非常に長くなり、連続炉の生産性を著しく低下させることになる。
以上の検討から、本発明を完成した。そして、本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜８．０％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（１）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０                      ・・・（１）
（２）  質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜８．０％、Ｎｉ：２．０％以下を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（２）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ＋２．０×Ｎｉ−３００×Ｓ≧２．０        ・・・（２）
（３）  さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
（４）  さらに、質量％で、Ａｌ：０．０４％以下（０％含む）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％含む）に制限することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
（５）  さらに、質量％で、Ｏ：０．００１５％以下（０％含む）に制限することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
（６）  前記（１）〜（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了温度を９５０℃未満とし、かつ、圧延終了後の８００〜４００℃における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とすることを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
（７）  前記（１）〜（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了後、引続いて４００℃以上の温度から再加熱炉に装入し、６００〜７５０℃に９００秒以上保持することを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
（８）  前記（１）〜（５）のいずれかに記載の軸受鋼を素材とし、焼入れ−焼戻し処理工程を含む製造工程にて製造したことを特徴とする耐食性に優れた軸受部品。
（９）  前記（６）または（７）に記載の軟質な軸受用鋼素材の製造方法で製造した軟質な軸受用鋼素材を、焼入れ−焼戻し処理工程を含む軸受部品製造工程に供することを特徴とする耐食性に優れた軸受部品の製造方法。
【図面の簡単な説明】  図１は、温湿潤サイクル試験による耐食性の評価結果を、従来鋼（１０％Ｃｒ鋼（Ａ鋼））の耐食性と比較して示す図である。
図２は、Ａ鋼のＣＣＴ線図である。
図３は、Ａ鋼と同等の耐食性を備える５％Ｃｒ鋼のＣＣＴ線図である。
【発明を実施するための最良の形態】  以下に、本発明について詳細に説明する。
まず、鋼の成分組成に係る限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは、焼入れ−焼き戻しにより、表面硬さＨＲＣ５２以上を得、転動疲労強さを高めるため、０．３％以上必要である。望ましくは０．４％以上である。一方、０．６％を超えて含有すると、焼入れ硬さが必要以上に高くなり、焼入れ後の機械加工が困難となるばかりでなく、焼き割れが発生し易くなる。それ故、Ｃ含有量の上限を０．６％とする。
Ｓｉ：Ｓｉは、本発明鋼においてはフェライト変態を促進し、素材である棒鋼または線材の製造時に、該棒鋼または線材を軟質化するために添加する。０．１％未満の添加では、フェライト変態の促進効果を期待することはできない。一方、２．０％を越えて含有すると、冷間および熱間での変形抵抗が高くなり、加工性が低下する。
Ｍｎ：Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、熱間延性と被削性を高める作用をなす。ＳをＭｎＳとして固定するには、最低０．１％のＭｎが必要である。一方、固溶状態にあるＭｎが多くなると、鋼に焼きが入り易くなる。
軸受部品は、ＱＴ処理して使用されるので、ＱＴ処理だけに着目すれば、焼きが入り易いことに問題はないが、軸受部品の素材である棒鋼または線材の製造性に着目すると、圧延材に焼きが入って硬化した場合、冷却後の剪断不能、曲がり発生、遅れ破壊発生の危険性が高まる。
すなわち、軸受部品の素材である棒鋼または線材の圧延後の硬さ制御が、素材の製造性を確保する上で非常に重要である。
棒鋼または線材の圧延後にマルテンサイト組織分率が高くなって硬化するかどうかは、Ｍｎ以外の合金元素とその含有量、圧延条件、ならびに、冷却速度にもよるが、本発明鋼の成分組成の場合、Ｍｎを０．５％を越えて過剰に添加すると、棒鋼または線材の圧延後に、軟質化のための徐冷が必要となり、この結果、製造コストが大きく上昇する。それ故、Ｍｎ含有量の上限を０．５％とする。
Ｃｒ：Ｃｒは、大気環境、または、穏やかな腐食環境で最低限の耐食性を得るため、最低３．０％必要である。Ｃｒ含有量が多いほど、耐孔食腐食性は向上するが、過剰に含有すると、鋼材のコストが高くなるばかりでなく、棒鋼素材または線材素材の圧延時における圧延反力が大きくなって、制御圧延が困難となる。それ故、Ｃｒ含有量の上限を８．０％とする。好ましくは７．０％以下である。
Ｍｏ：Ｍｏは、耐孔食腐食性を高める作用をなす。しかし、Ｍｏは、微量の添加で、焼きを入り易くするので、棒鋼素材または線材素材の圧延後に、望ましくないマルテンサイト組織を増やす作用をなす。それ故、棒鋼素材または線材素材の硬さを製造上支障のない範囲に抑制するため、Ｍｏを０．５％以下に制限する。なお、望ましくは０．２％未満である。
Ｖ、Ｎｂ：ＶとＮｂは、棒鋼または線材の圧延組織を軟質な組織とする一手段として、Ｖおよび／またはＮｂの析出物を利用するために添加する。Ｖおよび／またはＮｂの析出物は、棒鋼または線材の圧延時におけるオーステナイト組織の粗大化防止および再結晶の遅延作用を通じて、フェライト変態を促進する効果を奏する。
Ｖ、Ｎｂともにこの効果を期待するには、どちらも０．０１％以上の含有が必要である。一方、０．１％を越えると析出強化作用により、圧延材が硬化するので、どちらの上限も０．１％とする。
Ｎｉ：ＮｉはＣｒと同様に含有量が多いほど耐食性が増すので、必要に応じて、所定量添加するが、Ｎｉ量が多くなるほど焼入れ性が高くなり、圧延後の棒鋼または線材の硬さが増し、遅れ破壊の危険性が高まる。それ故、硬さを抑制するため、Ｎｉは２．０％以下に限定する。確実に、棒鋼または線材の硬さを低減するために望ましいＮｉ含有量は、１．０％以下である。
Ｎ：多量のＮの添加は、孔食腐食の発生起点となる粗大な窒化物の生成原因となる。それ故、粗大な窒化物の生成を抑制するため、Ｎを０．０２％以下（０％を含む）に制限する。
Ａｌ：Ａｌは、微細ＡｌＮとして析出し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を防止し、焼入れ歪を低減する作用をなすので、適量添加する。しかし、Ａｌが酸化物として存在すると、孔食腐食の発生起点となるので、高い耐食性を必要とする場合には、０．０４％以下（０％を含む）に制限する。
Ｔｉ：Ｔｉは、主にＴｉＮとして析出し、棒鋼または線材の圧延時における結晶粒の粗大化を防止し、軟質化を促進する作用をなす。しかし、溶製方法によっては、粗大なＴｉＮが生成し、孔食腐食の発生起点となるので、Ｔｉ含有量は０．０１％以下（０％を含む）に制限する。
Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０（式（１））およびＣｒ＋２．０×Ｎｉ−３００×Ｓ≧２．０（式（２））：本発明鋼においては、Ｎｉを含有しない場合、ＣｒとＳは式（１）を満たし、また、Ｎｉを含有する場合、Ｃｒ、ＮｉおよびＳは、式（２）を満たす必要がある。
耐食性を高めるＣｒとＮｉと、孔食腐食の基点となるＭｎＳの生成に寄与するＳのバランスは、本発明において非常に重要である。ＣｒとＳ、または、Ｃｒ、ＮｉおよびＳが、上記式（１）または（２）を満たすとき、本発明鋼は、ＪＩＳ  Ｃ００２８に規定する腐食環境において、１０％Ｃｒの従来鋼と同等以上の耐孔食腐食性を実現する。
なお、Ｓは、被削性の要求が格別厳しくない限り０．０１％以下に制限することが望ましい。
Ｏ：Ｏは、酸化物を形成して鋼中に分散する。酸化物は、窒化物と同様に、孔食腐食の発生起点となるので、その量は少量であることが望まれる。また、酸化物は、軸受部品の使用中の転動負荷時に破壊起点となり、転動疲労寿命を低下させるので、０．００１５％以下に制限することが望ましい。特に、高寿命を必要とする場合は、０．００１０％以下に制限する。
その他の元素については、以下のとおりである。
Ｃｕは、耐孔食腐食性を極わずかながら損なう傾向があり、また、焼きを入り易くするので、含有量は０．２％未満に制限する。Ｐは、通常の含有量（０．０５％以下程度）の範囲内にあれば、耐孔食腐食性およびに機械的特性に特段影響しない。
その他、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｓｂなどを、硫化物の微細化、被削性の向上、脱炭防止などの目的に応じ、本発明鋼の特性を阻害しない範囲で微量添加する。上記元素は酸化物を形成するので、多量の添加は避けるのが望ましい。
本発明の軸受鋼を軸受用鋼素材（棒鋼または線材）に熱間圧延する際、該軸受鋼材を確実に軟質化せしめるため、圧延終了温度を９５０℃未満とする。圧延終了温度を９５０℃未満とすることで、圧延後のオーステナイト結晶粒を微細化するとともに、二次再結晶を効果的に防止することができる。
さらに、圧延終了後は、８００〜４００℃の温度域を平均０．５℃／秒以下の冷却速度で冷却する。この冷却により、フェライト、パーライト、および、ベイナイトの変態が促進される。上記圧延終了温度と、冷却域および冷却速度の組合せで、フェライト、パーライトの変態が促進され、軸受用鋼素材が軟質化する。
本発明の軸受鋼を軸受用鋼素材（棒鋼または線材）に熱間圧延した後、さらに、フェライト、パーライト変態を促進して軸受用鋼素材を確実に軟質化するため、４００℃以上の温度から再加熱炉に装入し、６００〜７５０℃に９００秒以上保持する。
再加熱前の温度が４００℃未満であると、鋼の成分組成によっては、部分的にマルテンサイト変態が開始して、均一な組織が得られない。保持温度６００〜７５０℃は、フェライト、パーライトの変態温度域であるので、この温度域で軟質化が容易となる。
上記保持温度での保持時間は９００ｓ以上とする。保持時間を９００秒未満とし、かつ、急速な冷却を行うと、未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、硬さにばらつきが生じる可能性がある。
本発明鋼を素材とし、焼入れ−焼き戻し処理により製造した軸受部品は、軸受部品として必要な硬さおよび疲労寿命を備えている。焼入れは、大気中、不活性ガス雰囲気中または真空中での焼入れ、または、高周波焼入れを用いることができる。
十分な硬さを得るためには、焼入れ温度を９５０℃以上とすることが望ましい。また、焼戻しは、主に内部応力を除去して歪みの発生を防止する目的で行うので、１５０℃以下で行うことが望ましい。１５０℃を越えて焼戻すと、硬さが大きく低下する。
本発明の軸受部品は、本発明の軸受用鋼素材を所要形状に成形加工した後、焼入れ−焼戻し処理を施して、転動疲労強さを高めたものである。焼入れは、大気中、不活性ガス雰囲気中または真空中での焼入れ、または、高周波焼入れを用いることができる。
焼入れは、硬さが安定する条件を選ぶ必要がある。例えば、後出の表１に示すＣ鋼を焼入れする場合、焼入れ加熱温度９５０〜１０５０℃で、安定した硬さ（ＨＲＣ６２以上）を得ることができる。
ここで、本発明鋼の好ましい成分組成例を表１に示す。
Ｃ鋼は、耐孔食腐食性を高めるＣｒおよびＮｉを、それぞれ、５．７％および０．５％含有し、孔食腐食の起点を形成するＳ、Ｎ、ＴｉおよびＯを、それぞれ、０．０２％以下、０．０２％以下、０．０１％以下および０．００１０％以下に抑制した鋼である。
炭素含有量を０．５０％以上とすると、焼入れ焼戻し後に、Ｈｖ７００以上の硬さを得ることができ、従来鋼並みの転動疲労寿命を確保することができる。即ち、Ｃ鋼は、従来鋼（前述のＡ鋼［１０％Ｃｒ鋼］）並の耐孔食腐食性と転動疲労特性を備えるものである。
Ｄ鋼は、Ｃｒを６．１％含有し、かつ、Ｓ、ＴｉおよびＯの各含有量を低減することで、従来鋼並みの耐孔食腐食性を付与したものである。Ｃ鋼と比較して、Ｓｉ含有量が０．７％と高く、圧延後のパーライト変態が促進されるので、Ｄ鋼は、より軟質な棒鋼または線材を得やすい成分組成の軸受鋼である。
Ｃ鋼およびＤ鋼を転炉で溶製し、２２０×２２０ｍｍの鋳片に鋳込み、分塊圧延をしてビレットとした。このビレットを棒鋼と線材に圧延した。
棒鋼は、加熱温度１０５０℃、仕上げ温度８８０℃で、直径６５ｍｍに圧延したものである。この棒鋼を冷却する際、８００〜４００℃間における平均冷却速度は０．３２℃／秒であった。冷却中に曲がり等の異常はなかった。
冷却後の棒鋼の組織は、若干のマルテンサイトが混在するものの、Ｃ鋼、Ｄ鋼とも、狙いとする軟質なパーライト主体の組織となった。その結果、棒鋼の硬さは、Ｃ鋼は３９０Ｈｖ、Ｄ鋼は３７５Ｈｖとなり、シャー切断に問題は生じなかった。
すなわち、Ｃ鋼およびＤ鋼を棒鋼に製造する際、圧延後の徐冷などの特別な後熱処理を行う必要がなく、全て、通常の低合金鋼と同様の製造方法を採用することができた。
線材は、加熱温度１１００℃、仕上げ温度９２０℃で直径１６ｍｍに圧延し、圧延後、２トンコイルに巻き取ったものである。コイル側面の中央部が６６０℃になった時点で、雰囲気温度７２０℃の連続熱処理炉に装入し、２４００秒保持し、その後、上記炉の後室で若干冷却してから６９０℃で炉から取り出し、放冷した。
冷却後の線材の組織は、ほぼ１００％のパーライト組織であり、硬さは、Ｃ鋼が２５５Ｈｖ、Ｄ鋼が２６７Ｈｖであった。すなわち、線材コイルの製造に際しては、連続熱処理炉を使用することにより、線材を容易に軟質化することができ、遅れ破壊を防止することができる。
上記製造条件で製造したＣ鋼およびＤ鋼を素材とする軸受部品の性能、および、Ａ鋼（前述の従来鋼）を素材とする軸受部品の性能は、部品製造工程と同じ熱処理工程を経て作製した転動疲労試験片で、以下のように評価した。
すなわち、直径６５ｍｍの棒鋼素材を、球状化焼鈍−１０００℃焼入れ−１３０℃焼戻しの処理を施した後、研削・穴開け加工し、スラスト式転動疲労試験片（直径６０．５ｍｍ、厚さ５．０ｍｍ、表面粗さＲｙ＝１．０μｍ）に仕上げ、該試験片を、鋼球数６、ヘルツ応力４１１６ＭＰａ、回転数２０００ｒｐｍの条件で、スラスト転動疲労試験に供した。
ｎ＝２０の試験結果から、Ｃ鋼、Ｄ鋼およびＡ鋼（従来鋼）のＬ１０寿命は、５．８×１０６回、６．０×１０７回、６．３×１０７回と求められ、本発明鋼であるＣ鋼およびＤ鋼は、Ａ鋼（従来鋼）と同等の転動疲労寿命を備えていることが分かる。
さらに、Ｃ鋼、Ｄ鋼およびＡ鋼（従来鋼）に、球状化焼鈍−１０００℃焼入れ−１３０℃焼戻しの処理を施した後、直径５５ｍｍ、長さ１００ｍ、表面粗さＲｙ＝１．０±０．２μｍの棒状試験片に旋削仕上げし、該試験片について、ＪＩＳ  Ｃ００２８に基づいて、低温サイクルなしの温湿潤サイクル試験（２４ｈｒ／サイクル）を行い、耐食性を評価した。
試験機床面と水平に置いた試験片の上半分（上から観察した場合）の孔食腐食数は、１６サイクル試験後、Ａ鋼（従来鋼）の２０に対して、Ｃ鋼が１６、Ｄ鋼が７であった。
なお、本発明鋼は、焼入れ−焼戻し処理を施すと、焼鈍状態よりも耐食性が向上する。
このように焼入れ−焼戻し処理を施して製造される軸受部品は、具体的には、直動運動案内システム用のレールとキャリッジ、ボールねじ、ＸＹテーブル、および、回転運動する転がり軸受、すべり軸受、鋼球など、軸受部品一般および軸受け機能を備える精密機器部材である。
2004057049.tif 000003
【実施例】  表２に示す成分組成の鋼を１００ｋｇ、真空溶解にて溶解し、インゴットに鋳造した。Ｎｏ．３０は、耐食軸受鋼として用いられている１０％Ｃｒ耐食鋼であり、Ｎｏ．３２は、耐食性の要請のない部品に適用され、最も広く使用されている軸受鋼ＳＵＪ２である。
上記鋼のインゴットの一部を、熱間鍛造で直径３０ｍｍの棒鋼に成形し徐冷した後、１０００℃に６００秒再加熱して油焼入れし、その後、１３０℃で３６００秒焼戻した。
上記棒鋼を、直径２６ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、表面粗さＲｙ＝１．０〜１．２μｍの棒鋼に仕上げ、耐食性試験試料とした。
2004057049.tif 000004
耐食性は、ＪＩＳ  Ｃ００２８に基づく低温サイクルなしの温湿潤サイクル試験（２４ｈｒ／サイクル）での発銹で評価した。発銹状態の評価結果を表３に示す。
2004057049.tif 000005
本発明鋼の孔食腐食の程度は、Ｃｒを１０％含有する従来鋼と同等である。表３の腐食状況において、○印は、微少な孔食腐食が試料全体で５個以下のもの、△印は、孔食腐食が５〜２５個の軽微なもの、×印は、２６個以上の錆発生があるものを表す。
１０％のＣｒを含有する従来鋼Ｎｏ．３０は、孔食腐食が皆無ではないものの、温湿潤１６サイクル後まで、軽微な錆（△印）で留まっている。また、通常の軸受鋼Ｎｏ．３２（ＳＵＪ２）においては、４サイクル後に、試料全体に錆が発生した。これに対し、本発明鋼は、従来の耐食軸受鋼Ｎｏ．３０と同等以上の耐食性を備えている。
同じ１００ｋｇ真空溶解インゴットの一部を、熱間鍛造で、直径７０ｍｍの棒鋼に成形し、冷却した後、該棒鋼から、厚さ９ｍｍの円盤状試料を２０枚切り出した。そして、上記円盤状試料を、１０００℃に６００秒再加熱し、水焼入れし、その後、１３０℃で３６００秒焼戻した。
これらの試料を、スラスト式転動疲労試験片（直径６０．５ｍｍ、厚さ５．０ｍｍ、表面粗さＲｙ＝１．０μｍ）に仕上げ、鋼球数６、ヘルツ応力４１１６ＭＰａ、回転数２０００ｒｐｍ、打ち切り回数１．１×１０８回の条件で行うスラスト転動疲労試験に供した。試験結果は、Ｌ１０寿命で評価し、表３に併せて示す。
本発明鋼のＬ１０寿命は、硬さが、従来の高Ｃｒ耐食鋼（従来鋼）のＮｏ．３０（Ｌ１０＝６．２９×１０７）と同等である場合、従来鋼と同等である。
本発明の軸受用鋼素材の製造方法を、実験室で、直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの試験片を棒鋼圧延して再現した。この試験片を、真空中で、１０００℃で６００秒加熱した後、５℃／秒で９２０℃に冷却し、長さ方向に５０％の据え込み加工し、その後、０．５℃／秒で室温まで冷却した。
そして、試験片の１／４厚さ部分のマルテンサイト分率を測定した。棒鋼圧延後、マルテンサイトが５０％以上となると、冷却床での曲がり発生し、シャー剪断の不良の発生、および、遅れ破壊の発生の確率が大きくなる。
表４に、組織中のマルテンサイト分率を示すが、本発明鋼においては、すべて、マルテンサイト分率が５０％未満である。
2004057049.tif 000006
また、本発明の別の軸受用鋼素材の製造方法を、実験室で、上記直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの試験片を線材圧延し、続いて連続熱処理して再現した。
上記試験片を、真空中で、１０５０℃で６００秒加熱した後、５℃／秒で１０００℃に冷却し、長さ方向に５０％の据え込み加工し、その後、０．７℃／秒で４１０℃まで冷却した。
その後、直ちに、３℃／秒で７００℃まで加熱、９００秒保持した後、１℃／秒で室温まで冷却した。
その結果を表４に示す。本発明鋼の全てが、Ｈｖ３００未満の硬さとなった。すなわち、本発明の製造方法によれば、軸受用鋼素材の硬さを、遅れ破壊が生じない程度の硬さに制御できる。
【産業上の利用可能性】  本発明鋼は、従来鋼と比較して低Ｃｒ組成であり、格段に焼きが入り難いので、軸受部品用の素材となる棒鋼または線材を軟質化するための徐冷が不要であり、軸受部品用素材の製造性に優れている。
また、本発明の軸受鋼を、焼入れ−焼き戻して製造した軸受部品は、温湿潤環境下において、Ｃｒを１０％以上含有する耐食軸受鋼（従来鋼）と同等の耐孔食腐食性を備えている。
したがって、本発明によれば、耐孔食腐食性を備える軸受部品を、低コストで製造し提供できるので、機械部品製造技術としての利用可能性の高いものであり、機械技術産業の発展に貢献する。
【図１】
2004057049.tif 000007
【図２】
2004057049.tif 000008
【図３】
2004057049.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】平成16年5月19日(2004.5.19)
【手続補正００１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１】（補正後）質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜７．０％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（１）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０                    ・・・（１）
【請求項２】（補正後）質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：３．０〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下を含有し、Ｍｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（２）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
Ｃｒ＋２．０×Ｎｉ−３００×Ｓ≧２．０      ・・・（２）
【請求項３】さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする請求の範囲１または２に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項４】さらに、質量％で、Ａｌ：０．０４％以下（０％含む）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％含む）に制限することを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれか１項に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項５】さらに、質量％で、Ｏ：０．００１５％以下（０％含む）に制限することを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれか１項に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
【請求項６】請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了温度を９５０℃未満とし、かつ、圧延終了後の８００〜４００℃における平均冷却速度を０．５℃／秒以下とすることを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
【請求項７】請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、圧延終了後、引続いて４００℃以上の温度から再加熱炉に装入し、６００〜７５０℃に９００秒以上保持することを特徴とする軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
【請求項８】請求の範囲１〜５のいずれか１項に記載の軸受鋼を素材とし、焼入れ−焼戻し処理工程を含む製造工程にて製造したことを特徴とする耐食性に優れた軸受部品。
【請求項９】請求の範囲６または７に記載の軟質な軸受用鋼素材の製造方法で製造した軟質な軸受用鋼素材を、焼入れ−焼戻し処理工程を含む軸受部品製造工程に供することを特徴とする耐食性に優れた軸受部品の製造方法。




【国際調査報告】
2004057049.tif 000010
2004057049.tif 000011
2004057049.tif 000012
2004057049.tif 000013