(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.15〜0.23mass％、
Si：0.5 〜2.0 mass％、
Mn：0.47〜2.0 mass％、
Cr：1.3 〜2.5 mass％、
Mo：0.3 〜1.0 mass％および
Ｏ：0.0012mass％以下を、
（Si＋Mo）≧1.0 mass％を満足する範囲において含有し、残部は鉄および不可避的不純物の組成になり、また酸化物系非金属介在物の最大径が12.5μm 以下で、かつ円相当径が３μm 以上の酸化物系非金属介在物の個数が被検面積が 320mm2 のときに 250個以下であり、さらに浸炭処理により、表層部のＣ濃度を 0.7〜1.2 mass％の範囲に調整したことを特徴とする、靭性および準高温域での転動疲労寿命に優れる肌焼き軸受け用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、 ころ軸受けや玉軸受けといった転がり軸受けに用いられる肌焼き軸受け用鋼に関するものである。
特に本発明は、この種軸受けの使用環境の過酷化、中でも高速化、高面圧化に伴う使用温度の上昇に適正に対応して、 150℃から 250℃に至るような温度域（以下、準高温域と称す) で使用しても、優れた転動疲労寿命特性を発揮することができ、かつ靱性にも優れた耐熱肌焼き軸受け用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
準高温域で転がり軸受けなどに用いられる耐熱軸受け材料は、 使用温度域での転動疲労寿命が長いことが要求される。そのために、例えば特公昭54−41014 号公報では、炭化物形成元素を多量に添加することによって、常温ならびに高温における特性の改善を図っている。また、特開平３−253542号公報では、焼戻し軟化抵抗に着目して、SiやMoを増加させた鋼材を提案している。
しかしながら、元々靭性が低い軸受け鋼を、さらに高合金化すると、靭性が一層低下するため、実用上は、その使用に限界が生じたり、種々の制約が生じていた。
【０００３】
その他、特開昭63−60257 号公報には、成分中、特にＳおよびＯを低減することによって、耐ピッチング性や耐久性を改善した浸炭用鋼が提案されている。
しかしながら、この鋼種であっても、準高温域では必ずしも安定した転動疲労寿命を得ることはできなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、準高温域での転動疲労寿命に優れ、しかも常温での靭性にも優れた肌焼き軸受け用鋼を提案することを目的とする。
【０００５】
【問題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく、肌焼き鋼の準高温域での転動疲労寿命に及ぼす合金元素の影響について種々検討を行った。肌焼き鋼の場合、表面から深さ１mm前後の相のみが高Ｃ領域となって硬化しているため、転動疲労時の応力状態が、高炭素軸受け鋼とは異なる。従って、高炭素軸受け鋼とは、転動疲労時の組織変化およびそれに及ぼす合金元素の影響が異なると考えられる。
そこで、発明者らは、この点に関して合金元素の影響を検討した結果、SiやMoの増加が有効であることが判明した。
【０００６】
また、準高温域での転動疲労寿命は、単に金属組織のみに支配されるのではなく、酸化物系非金属介在物の存在も強く影響し、特に酸化物系非金属介在物のサイズおよび個数を制御することが、準高温域での転動疲労寿命の改善に極めて有効であることを新たに見出した。
【０００７】
さらに、このような高合金タイプの軸受け鋼の靭性を改善するための手法についても種々の検討を行った結果、鋼材の内部のＣ量を低下させ、表層部のみを浸炭処理によって適切なＣ濃度に調整してやれば、高温域での優れた転動疲労寿命と同時に、靭性も併せて確保できることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち、本発明は、
Ｃ：0.15〜0.23mass％、
Si：0.5 〜2.0 mass％、
Mn：0.47〜2.0 mass％、
Cr：1.3 〜2.5 mass％、
Mo：0.3 〜1.0 mass％および
Ｏ：0.0012mass％以下を、
（Si＋Mo）≧1.0 mass％を満足する範囲において含有し、残部は鉄および不可避的不純物の組成になり、また酸化物系非金属介在物の最大径が12.5μm 以下で、かつ円相当径が３μm 以上の酸化物系非金属介在物の個数が被検面積が 320mm2 のときに 250個以下であり、さらに浸炭処理により、表層部のＣ濃度を 0.7〜1.2 mass％の範囲に調整したことを特徴とする、靭性および準高温域での転動疲労寿命に優れる肌焼き軸受け用鋼である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.15〜0.23mass％
Ｃは、 基地に固溶するかまたは炭化物を形成して、鋼材の強度、靭性の向上に寄与する元素であるので、軸受け部材の強度および靭性確保のために含有させる。しかしながら、含有量が0.15mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.23mass％超では必要以上に硬化し、また靭性も低下するので、 Ｃは0.15〜0.23mass％の範囲に限定した。
【００１０】
Si：0.5 〜2.0 mass％
Siは、 基地に固溶して焼戻し軟化抵抗の増大により、焼入れ、焼もどし後の強度を高めて準高温域での転動疲労寿命を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 0.5mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 2.0mass％を超えると加工性が低下するため、Siは 0.5〜2.0 mass％の範囲に限定した。
【００１１】
Mn：0.47〜2.0 mass％
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させることによって基地マルテンサイトの靱性、硬度を向上させ、転動疲労寿命の向上に有効に作用する。この目的のためには、 少なくとも0.47mass％を含有させる必要があるが、含有量があまりに多すぎると被削性を著しく劣化させるので、Mnは0.47〜2.0 mass％の範囲に限定した。
【００１２】
Cr：1.3 〜2.5 mass％
Crは、 焼入れ性の向上、強度の向上および耐摩耗性の向上に有効に寄与し、ひいては転動疲労寿命を向上させる有用成分である。しかしながら、含有量が1.3mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 2.5mass％超では転動疲労寿命および被削性が劣化するので、Crは 1.3〜2.5 mass％の範囲に限定した。
【００１３】
Mo：0.3 〜1.0 mass％
Moは、 基地に固溶して焼戻し軟化抵抗の増大により焼入れ、 焼戻し後の強度を高めて準高温域での転動疲労寿命を向上させる元素として有効に寄与する。しかしながら、含有量が 0.3mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.0mass％を超えると加工性が低下するため、Moは 0.3〜1.0 mass％の範囲に限定した。
【００１４】
（Si＋Mo）≧1.0 mass％
本発明で目指す、高温焼戻し後に優れた硬度と準高温域で優れた転動疲労寿命を得るためには、上記した成分の中でも特にSiとMoが重要であり、上述した所望効果を安定して得るには、これらの元素を合計で少なくとも 1.0mass％含有させることが不可欠である。よって、本発明では（Si＋Mo）≧1.0 mass％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｏ：0.0012mass％以下
本発明では、後述するとおり、酸化物系非金属介在物のサイズおよび個数を制御することが重要であるが、そのためには酸化物系非金属介在物の形成元素である酸素は極力低減することが好ましい。そこで、この観点から、酸素は0.0012mass％以下に抑制するものとした。
【００１６】
以上、本発明の好適成分組成範囲について説明したが、本発明で所期した目的も達成するためには、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、鋼中に形成される酸化物系非金属介在物のサイズと個数を併せて制御することが重要である。
すなわち、発明者らは、転動疲労寿命および靭性に悪影響を及ばす酸化物系非金属介在物について、そのサイズと個数について系統的な研究を行った結果、これら両者を同時に制御することによって準高温域で優れた転動疲労寿命が得られることを見出した。
すなわち、酸化物系非金属介在物の最大径を12.5μm 以下に抑制すると共に、円相当径が３μm 以上の酸化物系非金属介在物の個数を、 被検面積が 320 mm2のときに 250個以下に制御することによって、準高温域において優れた転動疲労寿命が得られることが究明されたのである。
【００１７】
ここに、酸化物系非金属介在物のサイズと個数を上記の範囲に制御するには、鋼中酸素含有量を上述したとおり0.0012mass％以下に抑制した上で、鋼材の製造工程中、特にＲＨ脱ガス等の真空脱ガス工程において脱ガス時間を延長し、介在物の分離、微細化、浮上を促進することが好適である。
なお、脱ガス工程以外の製造工程については、特に限定されることはなく、従来から公知の方法に従って行えば良い。
【００１８】
また、本発明では、上記のような鋼材を製造後、浸炭処理によって、鋼材の表層部のＣ濃度を 0.7〜1.2 mass％の範囲に調整することも重要である。
すなわち、浸炭処理を施すことにより、表面の硬さを上昇し得るだけでなく、圧縮残留応力の付与により転動疲労寿命の向上も併せて達成することができる。ここに、表層部のＣ濃度が 0.7mass％に満たないと上記の効果を得ることができず、一方 1.2mass％超では必要以上に硬さが上昇し、転動疲労過程での組織変化による寿命劣化を引き起こすので、表層部のＣ濃度は 0.7〜1.2 mass％の範囲に限定した。
ここで、表層部とは、鋼の表面から 0.5mm深さまでの範囲をいう。なお、表層部のＣ濃度を上記の範囲に制御するためには、浸炭処理を、カーボンポテンシャル：0.7 〜1.2 ％の条件で行えばよい。
【００１９】
【実施例】
転炉精錬後、RH脱ガス処理を施したのち、連続鋳造により、表１に示す種々の成分組成になる多数のブルームを製造した。ついで、1240℃，30時間の拡散焼鈍を行ったのち、直径が65mmφの棒鋼に圧延した。その後、上記棒鋼に軟化焼鈍を施したのち、衝撃試験片および転動疲労試験片の形状に加工した。なお、上記の製造工程中、酸化物系非金属介在物の析出状態の制御は、ＲＨ脱ガス処理時の脱ガス時間の調整により行い、発明例については従来例よりも脱ガス時間を延長した。
衝撃試験片は、10mm角で、半径：20mmの円形ノッチ（深さ：３mm）のシャルピー試験片、また転動疲労試験片は、スラスト型試験片とした。
【００２０】
上記のように加工された各試験片について、No.1の従来例（SUJ2）は焼入れ・焼戻し処理を、また発明例および比較例はいずれも、浸炭焼入れ・焼戻し処理を施したのち、各試験に供した。
なお、転動疲労試寿命は、スラスト試験における試験潤滑油温度を 150℃として、累積破損確立が10％の時の破断までの応力負荷回数（Ｂ10寿命) を求め、従来例（SUJ2）の寿命を１とした時の相対値で評価した。
得られた結果を表１に示す。
【００２１】
【表１】
0004313983.tif 000002
【００２２】
表１に示したとおり、成分組成および介在物条件が本発明の要件を満足する発明例No.2〜５およびNo.14 はいずれも、中心部の靭性はもとより、準高温域での転動疲労寿命が従来例に比べて格段に向上している。
【００２３】
これに対し、比較例No.6, ７は、合金成分は本発明の適正範囲を満足しているものの、Ｏ量ひいては介在物条件が本発明の適正範囲から逸脱しているため、従来例に比べると転動疲労寿命が改善されているとはいえ、発明例に比較すると低値であり、十分な改善効果が得られていない。
比較例No.8は、Ｃ量が本究明の上限を逸脱しているため、転動疲労寿命は従来例に比べて向上しているものの、中心部の硬さが高く、靭性が著しく低下している。
比較例No.9は、Ｃ量が本発明の下限に満たないため、転動疲労寿命は従来例に比べて向上しているが、中心部の硬さが低く、強度面で不十分であった。
比較例 No.10〜12は、成分組成が本発明の適正範囲を逸脱しているため、十分満足いくほどの転動疲労寿命の改善効果が得られていない。
比較例 No.13, 15は、発明例No.14 と同一組成の鋼であり、浸炭条件を変えて浸炭後の表層部のＣ量を変化させたものである。そして、比較例No.13, 15 は浸炭後の表層部のＣ量が本発明の適正範囲を逸脱しているので、靱性は良好であったが、転動疲労寿命は格段に低下している。
【００２４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、準高温域での転動疲労寿命と常温での靭性を両立させた肌焼き軸受け用鋼を安定して提供することができ、軸受けの長寿命化および安全性の向上に大きく貢献する。