JP2003193199A - 熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱間加工ままで軟質であることから、冷間成
形性に優れる軸受け用鋼材を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、S
i：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass％以
上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下
およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有し、Ｐ
およびＳをＰ：0.02mass％以下およびＳ：0.02mass％以
下に抑制し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成
分組成とし、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相
の球状化率を70％以上とする。
形性に優れる軸受け用鋼材を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、S
i：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass％以
上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下
およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有し、Ｐ
およびＳをＰ：0.02mass％以下およびＳ：0.02mass％以
下に抑制し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成
分組成とし、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相
の球状化率を70％以上とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、ころ軸受あるい
は玉軸受などの転がり軸受に用いられる軸受材料、とく
に熱間加工ままで冷間成形加工が可能な軸受け用鋼材に
関するものである。
は玉軸受などの転がり軸受に用いられる軸受材料、とく
に熱間加工ままで冷間成形加工が可能な軸受け用鋼材に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】転がり軸受などに用いられる軸受材料
は、熱間加工により棒や線材に加工された後に、種々の
冷間成形加工、例えば切断、鍛造または切削等により、
各種製品形状に成形加工される。したがって、その素材
となる軸受け用鋼材には冷間成形性が強く要求される
が、軸受け用鋼は熱間加工ままでは硬く、成形加工が困
難である。
は、熱間加工により棒や線材に加工された後に、種々の
冷間成形加工、例えば切断、鍛造または切削等により、
各種製品形状に成形加工される。したがって、その素材
となる軸受け用鋼材には冷間成形性が強く要求される
が、軸受け用鋼は熱間加工ままでは硬く、成形加工が困
難である。
【０００３】そこで、現状では、軟化焼鈍または、例え
ば特開平６−33190 号公報に記載されるような、球状化
焼鈍を施すことによって対処している。しかし、このよ
うな焼鈍処理の追加はコストの増加をまねくために、熱
間加工ままでも十分に軟質であり、熱間加工ままで冷間
成形が可能な軸受け用鋼材の開発が強く望まれていた。
ば特開平６−33190 号公報に記載されるような、球状化
焼鈍を施すことによって対処している。しかし、このよ
うな焼鈍処理の追加はコストの増加をまねくために、熱
間加工ままでも十分に軟質であり、熱間加工ままで冷間
成形が可能な軸受け用鋼材の開発が強く望まれていた。
【０００４】一方、軸受け鋼としては、転動疲労寿命が
長いことが必須条件である。一般に、軸受の転動疲労寿
命は、材料中に存在する硬質の酸化物系非金属介在物に
影響されることがよく知られている。しかし、上記し
た、熱間加工ままで軟質で冷間成形が可能である材料に
ついて、転動疲労寿命を考慮した技術は知られておら
ず、優れた冷間加工性に加えて転動疲労寿命をも考慮し
た材料開発が望まれていた。
長いことが必須条件である。一般に、軸受の転動疲労寿
命は、材料中に存在する硬質の酸化物系非金属介在物に
影響されることがよく知られている。しかし、上記し
た、熱間加工ままで軟質で冷間成形が可能である材料に
ついて、転動疲労寿命を考慮した技術は知られておら
ず、優れた冷間加工性に加えて転動疲労寿命をも考慮し
た材料開発が望まれていた。
【０００５】例えば、特開平６−33190 号公報には、所
定量のAlを含有させることによって、耐久寿命を向上さ
せた軸受鋼が記載されているが、この公報で開示される
技術においても熱間圧延後に球状化焼鈍を行うことが前
提となっており、熱間圧延ままでの冷間成形性について
は考慮されていない。
定量のAlを含有させることによって、耐久寿命を向上さ
せた軸受鋼が記載されているが、この公報で開示される
技術においても熱間圧延後に球状化焼鈍を行うことが前
提となっており、熱間圧延ままでの冷間成形性について
は考慮されていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、熱
間加工ままで軟質であることから冷間成形性に優れる軸
受け用鋼材を、その有利な製造方法とともに提案するこ
とにある。さらに、この発明では、軸受け鋼として優れ
た転動疲労寿命を付与するための方途についても提案し
ようとするものである。
間加工ままで軟質であることから冷間成形性に優れる軸
受け用鋼材を、その有利な製造方法とともに提案するこ
とにある。さらに、この発明では、軸受け鋼として優れ
た転動疲労寿命を付与するための方途についても提案し
ようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、熱間加工ま
までも軟質である鋼材を開発するべく、まず鋼組成につ
いて鋭意究明したところ、高温域で（フェライト＋オー
ステナイト＋セメンタイト）の３相組織となる、鋼組成
を知見した。
までも軟質である鋼材を開発するべく、まず鋼組成につ
いて鋭意究明したところ、高温域で（フェライト＋オー
ステナイト＋セメンタイト）の３相組織となる、鋼組成
を知見した。
【０００８】さらに、この組成の鋼素材に適切な条件で
熱間加工を行うことにより、上記３相組織が持つ効果が
より顕著に発揮されることを見出した。すなわち、この
３相温度域および適切な条件で熱間加工を行うことによ
り、初析セメンタイトが粗大化せずに、均質に微細分散
することが新たに判明したのである。このような組織状
態から、その後の共析変態温度近傍を徐冷または恒温保
持することにより、上述の均一微細分散したセメンタイ
トを核として、セメンタイトの球状化が促進する結果、
熱間加工ままで軟質な鋼が得られ、冷間成形が可能とな
るのである。
熱間加工を行うことにより、上記３相組織が持つ効果が
より顕著に発揮されることを見出した。すなわち、この
３相温度域および適切な条件で熱間加工を行うことによ
り、初析セメンタイトが粗大化せずに、均質に微細分散
することが新たに判明したのである。このような組織状
態から、その後の共析変態温度近傍を徐冷または恒温保
持することにより、上述の均一微細分散したセメンタイ
トを核として、セメンタイトの球状化が促進する結果、
熱間加工ままで軟質な鋼が得られ、冷間成形が可能とな
るのである。
【０００９】以上、鋼成分組成の適切な設計、さらに適
切な熱間加工および冷却の適用により、熱間加工ままで
冷間成形が可能となる鋼材およびその製造方法を見出す
に到り、この発明を完成させた。
切な熱間加工および冷却の適用により、熱間加工ままで
冷間成形が可能となる鋼材およびその製造方法を見出す
に到り、この発明を完成させた。
【００１０】すなわち、この発明の要旨構成は、次の
（１）〜（４）に示すとおりである。 （１）Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、Si：0.05ma
ss％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass％以上1.5 mass
％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下およびAl：
1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有し、ＰおよびＳを
Ｐ：0.02mass％以下およびＳ：0.02mass％以下に抑制
し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を
有し、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状
化率が70％以上であることを特徴とする、熱間加工まま
で冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。
（１）〜（４）に示すとおりである。 （１）Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、Si：0.05ma
ss％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass％以上1.5 mass
％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下およびAl：
1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有し、ＰおよびＳを
Ｐ：0.02mass％以下およびＳ：0.02mass％以下に抑制
し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を
有し、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状
化率が70％以上であることを特徴とする、熱間加工まま
で冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。
【００１１】ここで、上記した、熱間加工後の組織にお
けるセメンタイト相の球状化率が70％以上であるとは、
上述した特開平６−33190 号公報に記載されるような、
従来の軸受け鋼で行われていた、熱間圧延後の球状化焼
鈍などを施すことなく、セメンタイト相の球状化率を高
めておくことであり、かくして熱間圧延ままで冷間加工
性に優れる軸受け鋼材が提供されるのである。
けるセメンタイト相の球状化率が70％以上であるとは、
上述した特開平６−33190 号公報に記載されるような、
従来の軸受け鋼で行われていた、熱間圧延後の球状化焼
鈍などを施すことなく、セメンタイト相の球状化率を高
めておくことであり、かくして熱間圧延ままで冷間加工
性に優れる軸受け鋼材が提供されるのである。
【００１２】（２）Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以
下、Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass
％以上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％
以下およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有
し、Ｐ、ＳおよびＯをＰ：0.02mass％以下、Ｓ：0.02ma
ss％以下およびＯ：0.0012mass％以下に抑制し、残部は
鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、熱間
加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率が70％
以上であることを特徴とする、熱間加工ままで冷間加工
性に優れる軸受け用鋼材。
下、Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass
％以上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％
以下およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有
し、Ｐ、ＳおよびＯをＰ：0.02mass％以下、Ｓ：0.02ma
ss％以下およびＯ：0.0012mass％以下に抑制し、残部は
鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、熱間
加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率が70％
以上であることを特徴とする、熱間加工ままで冷間加工
性に優れる軸受け用鋼材。
【００１３】（３）熱間加工後の組織において、酸化物
系非金属介在物の最大径が被検面積：320mm2のときに1
2.5μｍ以下、かつ円相当径３μｍ以上の酸化物系非金
属介在物の個数が被検面積：320mm2当り 250個以下であ
ることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の
熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。
系非金属介在物の最大径が被検面積：320mm2のときに1
2.5μｍ以下、かつ円相当径３μｍ以上の酸化物系非金
属介在物の個数が被検面積：320mm2当り 250個以下であ
ることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の
熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。
【００１４】（４）Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以
下、Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass
％以上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％
以下およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有
し、ＰおよびＳをＰ：0.02mass％以下およびＳ：0.02ma
ss％以下に抑制した成分組成を有する鋼素材に熱間加工
を施すに際し、熱間加工の 830℃以上 900℃以下におけ
る総加工率を20％以上に、かつ熱間加工の終了温度を 8
30℃以上に制御し、該熱間加工後の冷却過程における 7
00℃から 830℃間の平均冷却速度を10.0℃／min 以下と
することを特徴とする、熱間加工ままで冷間加工性に優
れる軸受け用鋼材の製造方法。
下、Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、Mn：0.2 mass
％以上1.5 mass％以下、Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％
以下およびAl：1.0 mass％越え3.0 mass％以下を含有
し、ＰおよびＳをＰ：0.02mass％以下およびＳ：0.02ma
ss％以下に抑制した成分組成を有する鋼素材に熱間加工
を施すに際し、熱間加工の 830℃以上 900℃以下におけ
る総加工率を20％以上に、かつ熱間加工の終了温度を 8
30℃以上に制御し、該熱間加工後の冷却過程における 7
00℃から 830℃間の平均冷却速度を10.0℃／min 以下と
することを特徴とする、熱間加工ままで冷間加工性に優
れる軸受け用鋼材の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】次に、この発明の鋼材における成
分組成の限定理由について述べる。 Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下 Ｃは、鋼の強度を支配する重要な元素であり、Ｃ量が多
いほど長い転動疲労寿命が得られる。そのためには、0.
6 mass％以上が必要である。しかし、多すぎるとセメン
タイト量が過大となり、逆に転動疲労特性が低下するた
め、含有量は1.5 mass％以下の範囲とする。
分組成の限定理由について述べる。 Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下 Ｃは、鋼の強度を支配する重要な元素であり、Ｃ量が多
いほど長い転動疲労寿命が得られる。そのためには、0.
6 mass％以上が必要である。しかし、多すぎるとセメン
タイト量が過大となり、逆に転動疲労特性が低下するた
め、含有量は1.5 mass％以下の範囲とする。
【００１６】Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下
Siは、脱酸に必要な元素であるとともに、固溶強化およ
び焼もどし軟化抵抗の増加により転動疲労寿命を延ばす
のに、重要な元素である。そのためには、0.05mass％以
上が必要である。しかし、多すぎると逆に転動疲労寿命
の低下を招くため、含有量は2.0 mass％以下の範囲とす
る。
び焼もどし軟化抵抗の増加により転動疲労寿命を延ばす
のに、重要な元素である。そのためには、0.05mass％以
上が必要である。しかし、多すぎると逆に転動疲労寿命
の低下を招くため、含有量は2.0 mass％以下の範囲とす
る。
【００１７】Mn：0.2 mass％以上1.5 mass％以下
Mnは、脱酸に必要な元素であるとともに、固溶強化によ
り転動疲労寿命の向上に重要な元素である。そのために
は、0.2 mass％以上が必要である。しかし、多すぎると
逆に転動疲労寿命の低下を招くため、含有量は1.5 mass
％以下の範囲とする。
り転動疲労寿命の向上に重要な元素である。そのために
は、0.2 mass％以上が必要である。しかし、多すぎると
逆に転動疲労寿命の低下を招くため、含有量は1.5 mass
％以下の範囲とする。
【００１８】Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下
Crは、セメンタイトの形成を著しく促進させることによ
り、セメンタイトの球状化促進に有効である。そのため
には、0.5 mass％以上が必要である。しかし、多すぎる
とその効果が飽和するとともに、延性の低下を招き転動
疲労寿命を低減させるため、含有量は2.5 mass％以下の
範囲とする。
り、セメンタイトの球状化促進に有効である。そのため
には、0.5 mass％以上が必要である。しかし、多すぎる
とその効果が飽和するとともに、延性の低下を招き転動
疲労寿命を低減させるため、含有量は2.5 mass％以下の
範囲とする。
【００１９】Al：1.0 mass％越え3.0 mass％以下
Alは、高温域で（フェライト＋オーステナイト＋セメン
タイト）の３相組織を形成させるのに有効な元素であ
る。それにより、球状化の先行セメンタイト核の提供が
可能となり、熱間加工ままでの軟質化を実現する役割を
果たす。そのためには、1.0 mass％を越える含有量が必
要である。しかし、多すぎると逆に転動疲労寿命が低下
するため、含有量は3.0 mass％以下の範囲とする。
タイト）の３相組織を形成させるのに有効な元素であ
る。それにより、球状化の先行セメンタイト核の提供が
可能となり、熱間加工ままでの軟質化を実現する役割を
果たす。そのためには、1.0 mass％を越える含有量が必
要である。しかし、多すぎると逆に転動疲労寿命が低下
するため、含有量は3.0 mass％以下の範囲とする。
【００２０】Ｐ：0.02mass％以下およびＳ：0.02mass％
以下 ＰおよびＳは、鋼の粒界に偏析し、鋼を脆化させ転動疲
労寿命を低下させるため、できるだけ低下させる必要が
ある。そこで含有量は、Ｐ：0.02mass％以下およびＳ：
0.02mass％以下に抑制する。
以下 ＰおよびＳは、鋼の粒界に偏析し、鋼を脆化させ転動疲
労寿命を低下させるため、できるだけ低下させる必要が
ある。そこで含有量は、Ｐ：0.02mass％以下およびＳ：
0.02mass％以下に抑制する。
【００２１】さらに、上記の成分組成を有する鋼材は、
熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率が
70％以上であることが肝要である。すなわち、球状化率
が70％を下回ると、硬さの上昇とともに変形能が低下
し、冷間加工か困難となる。
熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率が
70％以上であることが肝要である。すなわち、球状化率
が70％を下回ると、硬さの上昇とともに変形能が低下
し、冷間加工か困難となる。
【００２２】また、上記の成分組成において、さらにＯ
量、そして酸化物系非金属介在物を規制することによ
り、この発明で所期する効果を助長することが可能であ
る。 Ｏ：0.0012mass％以下 Ｏは、硬質の酸化物系非金属介在物を生成し、転動疲労
寿命を低下させるため、その含有量をできるだけ低下さ
せる必要がある。そこで、Ｏ量を0.0012mass％以下の範
囲に抑制することが好ましい。
量、そして酸化物系非金属介在物を規制することによ
り、この発明で所期する効果を助長することが可能であ
る。 Ｏ：0.0012mass％以下 Ｏは、硬質の酸化物系非金属介在物を生成し、転動疲労
寿命を低下させるため、その含有量をできるだけ低下さ
せる必要がある。そこで、Ｏ量を0.0012mass％以下の範
囲に抑制することが好ましい。
【００２３】次に、熱間加工後の組織における、酸化物
系介在物のサイズおよび個数を規制することが有利であ
る。すなわち、酸化物系介在物は、鋼の転動疲労破壊の
基点となりやすく、転動疲労寿命を低下させる原因とな
る。この発明に従う鋼においては、酸化物の個数と、極
地統計法で評価した酸化物の最大径とを同時に制御する
ことにより、優れた転動疲労寿命の実現が可能であるこ
とを見出した。この酸化物系介在物の個数およびサイズ
のいずれか一方でも増加することにより、この発明の鋼
材の転動疲労寿命は低下することになる。
系介在物のサイズおよび個数を規制することが有利であ
る。すなわち、酸化物系介在物は、鋼の転動疲労破壊の
基点となりやすく、転動疲労寿命を低下させる原因とな
る。この発明に従う鋼においては、酸化物の個数と、極
地統計法で評価した酸化物の最大径とを同時に制御する
ことにより、優れた転動疲労寿命の実現が可能であるこ
とを見出した。この酸化物系介在物の個数およびサイズ
のいずれか一方でも増加することにより、この発明の鋼
材の転動疲労寿命は低下することになる。
【００２４】そこで、酸化物系非金属介在物の最大径を
被検面積：320mm2のときに12.5μｍ以下、かつ円相当径
３μｍ以上の酸化物系非金属介在物の個数を被検面積：
320mm2当り 250個以下の範囲に制御することが好まし
い。
被検面積：320mm2のときに12.5μｍ以下、かつ円相当径
３μｍ以上の酸化物系非金属介在物の個数を被検面積：
320mm2当り 250個以下の範囲に制御することが好まし
い。
【００２５】ここで、酸化物系非金属介在物の最大径と
は、被検面で観察される介在物の面積を円に換算した際
の、最大介在物の直径である。そして、この最大径が1
2.5μｍをこえる酸化物系非金属介在物が存在すると、
この発明の成分組成に成る鋼における、転動疲労寿命を
劣化させることになる。
は、被検面で観察される介在物の面積を円に換算した際
の、最大介在物の直径である。そして、この最大径が1
2.5μｍをこえる酸化物系非金属介在物が存在すると、
この発明の成分組成に成る鋼における、転動疲労寿命を
劣化させることになる。
【００２６】また、酸化物系非金属介在物の円相当径と
は、被検面上で観察される介在物の面積を円に換算した
際の、直径のことである。そして、この円相当径３μｍ
以上の酸化物系非金属介在物の個数を制御するのは、介
在物の個数が多いと転動疲労寿命を劣化させるからであ
り、その個数を被検面積：320mm2当りとしたのは、被検
面積が小さいと代表性がないため、十分に大きな被検面
積として320mm2を選んだことによる。また、個数を250
個以下としたのは、上記被検面積において個数が250 個
をこえると、転動疲労寿命が劣化するためである。以上
の理由から、酸化物系非金属介在物の存在形態を、上記
の条件とすることが好ましい。
は、被検面上で観察される介在物の面積を円に換算した
際の、直径のことである。そして、この円相当径３μｍ
以上の酸化物系非金属介在物の個数を制御するのは、介
在物の個数が多いと転動疲労寿命を劣化させるからであ
り、その個数を被検面積：320mm2当りとしたのは、被検
面積が小さいと代表性がないため、十分に大きな被検面
積として320mm2を選んだことによる。また、個数を250
個以下としたのは、上記被検面積において個数が250 個
をこえると、転動疲労寿命が劣化するためである。以上
の理由から、酸化物系非金属介在物の存在形態を、上記
の条件とすることが好ましい。
【００２７】なお、酸化物系非金属介在物を上記の規制
の下に制御するには、酸化物系非金属介在物の微細化並
びに個数低減を実施すればよく、具体的には、この発明
の成分組成に従って鋼を溶製するに当り、１次精錬後の
RH脱ガスの時間を延長し、介在物の微細化、そして浮上
促進を行うことにより実現できる。
の下に制御するには、酸化物系非金属介在物の微細化並
びに個数低減を実施すればよく、具体的には、この発明
の成分組成に従って鋼を溶製するに当り、１次精錬後の
RH脱ガスの時間を延長し、介在物の微細化、そして浮上
促進を行うことにより実現できる。
【００２８】次に、上記の軸受け用鋼材の製造条件、特
に熱間加工条件について詳しく述べる。すなわち、この
発明に従う鋼組成において、（オーステナイト＋フェラ
イト＋セメンタイト）の３相組織が存在する温度域は、
おおよそ 830℃〜 900℃の範囲である。この３相温度域
において適切な条件で熱間加工を行うことにより、初析
セメンタイトが粗大化せずに、均質に微細分散する。こ
のような組織状態から、その後の共析変態温度近傍を徐
冷または恒温保持することにより、上述の均一微細分散
したセメンタイトを核として、セメンタイトの球状化が
促進するのである。
に熱間加工条件について詳しく述べる。すなわち、この
発明に従う鋼組成において、（オーステナイト＋フェラ
イト＋セメンタイト）の３相組織が存在する温度域は、
おおよそ 830℃〜 900℃の範囲である。この３相温度域
において適切な条件で熱間加工を行うことにより、初析
セメンタイトが粗大化せずに、均質に微細分散する。こ
のような組織状態から、その後の共析変態温度近傍を徐
冷または恒温保持することにより、上述の均一微細分散
したセメンタイトを核として、セメンタイトの球状化が
促進するのである。
【００２９】上記の効果を発揮させ、特にセメンタイト
の球状化率を70％以上とするためには、熱間加工条件と
して、830 ℃以上900 ℃以下での総加工率を20％以上、
好ましくは50％以上とすることが肝要である。なぜな
ら、オーステナイト＋フェライト＋セメンタイトの３相
領域で熱間加工することにより、生成したセメンタイト
が分断、そして均一分散し、その後の冷却時に球状化が
促進されるためである。そのためには、総加工率を20％
以上、好ましくは50％以上とすることが有効である。
の球状化率を70％以上とするためには、熱間加工条件と
して、830 ℃以上900 ℃以下での総加工率を20％以上、
好ましくは50％以上とすることが肝要である。なぜな
ら、オーステナイト＋フェライト＋セメンタイトの３相
領域で熱間加工することにより、生成したセメンタイト
が分断、そして均一分散し、その後の冷却時に球状化が
促進されるためである。そのためには、総加工率を20％
以上、好ましくは50％以上とすることが有効である。
【００３０】また、830 ℃以下の温度域では、オーステ
ナイト相が減少し、（フェライト＋セメンタイト）の２
相域になるため、この温度域で加工しても上記の３相域
加工による効果が得られないのみならず、変形抵抗が高
くなり圧延の負荷が大きくなるため、少なくとも熱間加
工の終了温度は 830℃以上とする必要がある。
ナイト相が減少し、（フェライト＋セメンタイト）の２
相域になるため、この温度域で加工しても上記の３相域
加工による効果が得られないのみならず、変形抵抗が高
くなり圧延の負荷が大きくなるため、少なくとも熱間加
工の終了温度は 830℃以上とする必要がある。
【００３１】さらに、上述の条件で、球状化の核となる
先行微細セメンタイトを生成させた後に、球状化を促進
させるために、以下の処理を行う。すなわち、熱間加工
後の冷却過程で徐冷処理を行うことにより、セメンタイ
トの球状化を促進できる。そのためには、徐冷条件とし
て700 ℃から830 ℃間の平均冷却速度を10.0℃／min 以
下、好ましくは 2.0℃／min 以下とする。勿論、700 ℃
から830 ℃の温度範囲内において、温度保持することは
効果的である。
先行微細セメンタイトを生成させた後に、球状化を促進
させるために、以下の処理を行う。すなわち、熱間加工
後の冷却過程で徐冷処理を行うことにより、セメンタイ
トの球状化を促進できる。そのためには、徐冷条件とし
て700 ℃から830 ℃間の平均冷却速度を10.0℃／min 以
下、好ましくは 2.0℃／min 以下とする。勿論、700 ℃
から830 ℃の温度範囲内において、温度保持することは
効果的である。
【００３２】
【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を転炉にて常
法により溶製してからRH脱ガス処理を行い、その後連続
鋳造を経て65mmφの棒鋼に熱間圧延した。この熱間圧延
における条件と、その後の冷却条件とを表１に示すよう
に変化させた。次いで、950 ℃で30min 保持後に油焼入
れし、180 ℃で２ｈの焼戻しを行い、切削およびラッピ
ング仕上げにより、60mmφ×５mmの円盤型の転動疲労寿
命試験片を作製して転動疲労試験に供した。
法により溶製してからRH脱ガス処理を行い、その後連続
鋳造を経て65mmφの棒鋼に熱間圧延した。この熱間圧延
における条件と、その後の冷却条件とを表１に示すよう
に変化させた。次いで、950 ℃で30min 保持後に油焼入
れし、180 ℃で２ｈの焼戻しを行い、切削およびラッピ
ング仕上げにより、60mmφ×５mmの円盤型の転動疲労寿
命試験片を作製して転動疲労試験に供した。
【００３３】なお、転動疲労試験は、森式スラスト型転
動疲労試験機を用いて、ヘルツ最大接触応力：5260MPa
、繰り返し応力数：30Hzおよび潤滑油：♯68タービン
油の条件で行った。その試験結果を、ワイブル分布に従
うものとして確率紙上にまとめて、Ｂ10寿命を求めた。
さらに、高清浄タイプの従来鋼（鋼Ａ）のＢ10寿命に対
する比として，発明各例の効果を評価した。
動疲労試験機を用いて、ヘルツ最大接触応力：5260MPa
、繰り返し応力数：30Hzおよび潤滑油：♯68タービン
油の条件で行った。その試験結果を、ワイブル分布に従
うものとして確率紙上にまとめて、Ｂ10寿命を求めた。
さらに、高清浄タイプの従来鋼（鋼Ａ）のＢ10寿命に対
する比として，発明各例の効果を評価した。
【００３４】次に、非金属介在物の測定は、棒鋼の1/4
直径部から16mm×120mm の被検面を有する試験片を圧延
方向に採取し、被検面積が320mm2であるときの酸化物系
非金属介在物の最大径および円相当径３μｍ以上のもの
の個数を実測した。以上の測定結果、つまり圧延後の硬
さ、介在物および転動疲労寿命の測定結果を表１に併記
する。
直径部から16mm×120mm の被検面を有する試験片を圧延
方向に採取し、被検面積が320mm2であるときの酸化物系
非金属介在物の最大径および円相当径３μｍ以上のもの
の個数を実測した。以上の測定結果、つまり圧延後の硬
さ、介在物および転動疲労寿命の測定結果を表１に併記
する。
【００３５】
【表１】
【００３６】表１において、鋼ＡおよびＢは従来鋼の高
炭素Cr軸受け鋼JIS-SUJ2である。特に、鋼Ａは酸素含有
量を低減させた、高清浄度タイブのものである。鋼Ａの
中で、No.1は常法の圧延条件、またNo.2はこの発明の圧
延条件によるものである。鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ〜Ｊおよび
Ｍ〜Ｏは、いずれもこの発明の請求項１の鋼組成を満足
したもの、また鋼Ｆ、ＫおよびＬは、それぞれCrおよび
Al量がこの発明の鋼組成範囲を逸脱した、比較鋼であ
る。鋼Ｍ，ＮおよびＯは、酸素量または介在物がこの発
明の請求項２または３に規定の範囲を逸脱したものであ
る。また、No.18 および20は、いずれも熱間加工条件が
この発明の請求項４に規定の範囲を逸脱したものであ
る。No.21 は、この発明の組成鋼であるが、熱間圧延条
件が従来条件のものである。
炭素Cr軸受け鋼JIS-SUJ2である。特に、鋼Ａは酸素含有
量を低減させた、高清浄度タイブのものである。鋼Ａの
中で、No.1は常法の圧延条件、またNo.2はこの発明の圧
延条件によるものである。鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ〜Ｊおよび
Ｍ〜Ｏは、いずれもこの発明の請求項１の鋼組成を満足
したもの、また鋼Ｆ、ＫおよびＬは、それぞれCrおよび
Al量がこの発明の鋼組成範囲を逸脱した、比較鋼であ
る。鋼Ｍ，ＮおよびＯは、酸素量または介在物がこの発
明の請求項２または３に規定の範囲を逸脱したものであ
る。また、No.18 および20は、いずれも熱間加工条件が
この発明の請求項４に規定の範囲を逸脱したものであ
る。No.21 は、この発明の組成鋼であるが、熱間圧延条
件が従来条件のものである。
【００３７】表１に示した評価結果から、この発明の請
求項１を満足した鋼は、従来例に比べて熱間加工後の硬
さが低くなっていることがわかる。すなわち、冷間成形
のためには、硬さが 260HV以下、望ましくは 220HV以下
である必要があるが、発明鋼はいずれも熱間加工ままで
冷間成形加工が可能であることが明らかである。
求項１を満足した鋼は、従来例に比べて熱間加工後の硬
さが低くなっていることがわかる。すなわち、冷間成形
のためには、硬さが 260HV以下、望ましくは 220HV以下
である必要があるが、発明鋼はいずれも熱間加工ままで
冷間成形加工が可能であることが明らかである。
【００３８】また、さらに請求項２および３に規定され
る酸素量および酸化物系介在物性能を満足するものは、
酸化物系介在物の減少を通じて、転動疲労寿命が向上
し、従来鋼の同一酸素量のものと、ほぼ同等の転動疲労
寿命が得られることが明らかである。
る酸素量および酸化物系介在物性能を満足するものは、
酸化物系介在物の減少を通じて、転動疲労寿命が向上
し、従来鋼の同一酸素量のものと、ほぼ同等の転動疲労
寿命が得られることが明らかである。
【００３９】さらに、請求項４に規定される熱間圧延条
件を満足したものは、熱間加工後の硬さがさらに低下
し、熱間加工ままで十分に冷間成形加工が可能であるこ
とは明らかである。
件を満足したものは、熱間加工後の硬さがさらに低下
し、熱間加工ままで十分に冷間成形加工が可能であるこ
とは明らかである。
【００４０】
【発明の効果】この発明によれば、熱間加工ままで冷間
成形加工が可能な優れた転動疲労寿命を有する軸受け鋼
材の提供が実現されるため、軸受けの製造工程における
プロセスの省略および素材コストの低減に大きく貢献で
きる。
成形加工が可能な優れた転動疲労寿命を有する軸受け鋼
材の提供が実現されるため、軸受けの製造工程における
プロセスの省略および素材コストの低減に大きく貢献で
きる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｆ１６Ｃ 33/62 Ｆ１６Ｃ 33/62
Ｆターム(参考） 3J101 AA01 BA10 BA70 DA09 EA03
FA44
4K032 AA01 AA06 AA07 AA11 AA12
AA16 AA27 AA29 AA31 AA32
BA02 CB01 CB02 CC03 CC04
CJ01 CM01
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、 Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、 Mn：0.2 mass％以上1.5 mass％以下、 Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下およびAl：1.0 mass
％越え3.0 mass％以下を含有し、ＰおよびＳをＰ：0.02
mass％以下およびＳ：0.02mass％以下に抑制し、残部は
鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、熱間
加工後の組織におけるセメンタイト相の球状化率が70％
以上であることを特徴とする、熱間加工ままで冷間加工
性に優れる軸受け用鋼材。 - 【請求項２】Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、 Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、 Mn：0.2 mass％以上1.5 mass％以下、 Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下およびAl：1.0 mass
％越え3.0 mass％以下を含有し、Ｐ、ＳおよびＯをＰ：
0.02mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下およびＯ：0.0012mass％以下に抑制
し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を
有し、熱間加工後の組織におけるセメンタイト相の球状
化率が70％以上であることを特徴とする、熱間加工まま
で冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。 - 【請求項３】 熱間加工後の組織において、酸化物系非
金属介在物の最大径が被検面積：320mm2のときに12.5μ
ｍ以下、かつ円相当径３μｍ以上の酸化物系非金属介在
物の個数が被検面積：320mm2当り 250個以下であること
を特徴とする、請求項１または２に記載の熱間加工まま
で冷間加工性に優れる軸受け用鋼材。 - 【請求項４】Ｃ：0.6 mass％以上1.5 mass％以下、 Si：0.05mass％以上2.0 mass％以下、 Mn：0.2 mass％以上1.5 mass％以下、 Cr：0.5 mass％以上2.5 mass％以下およびAl：1.0 mass
％越え3.0 mass％以下を含有し、ＰおよびＳをＰ：0.02
mass％以下およびＳ：0.02mass％以下に抑制した成分組
成を有する鋼素材に熱間加工を施すに際し、熱間加工の
830℃以上 900℃以下における総加工率を20％以上に、
かつ熱間加工の終了温度を 830℃以上に制御し、該熱間
加工後の冷却過程における 700℃から 830℃間の平均冷
却速度を10.0℃／min 以下とすることを特徴とする、熱
間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001395720A JP2003193199A (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001395720A JP2003193199A (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003193199A true JP2003193199A (ja) | 2003-07-09 |
Family
ID=27602021
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001395720A Pending JP2003193199A (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 熱間加工ままで冷間加工性に優れる軸受け用鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003193199A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010030036A (ja) * | 2008-02-28 | 2010-02-12 | Sintokogio Ltd | ショットピーニング用投射材の材料、及びショットピーニング用投射材の製造方法 |
| CN104178693A (zh) * | 2014-03-31 | 2014-12-03 | 浙江机电职业技术学院 | 一种高性能超高碳钢及复合热处理工艺 |
| KR101543853B1 (ko) | 2013-09-26 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 구상화 열처리 생략형 고탄소 고크롬 베어링강 및 그 제조방법 |
-
2001
- 2001-12-27 JP JP2001395720A patent/JP2003193199A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010030036A (ja) * | 2008-02-28 | 2010-02-12 | Sintokogio Ltd | ショットピーニング用投射材の材料、及びショットピーニング用投射材の製造方法 |
| KR101543853B1 (ko) | 2013-09-26 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 구상화 열처리 생략형 고탄소 고크롬 베어링강 및 그 제조방법 |
| CN104178693A (zh) * | 2014-03-31 | 2014-12-03 | 浙江机电职业技术学院 | 一种高性能超高碳钢及复合热处理工艺 |
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