CN104178701B - 耐腐蚀性优良的轴承钢、轴承部件及精密设备部件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种耐腐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：所述轴承钢以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：0.25～1.50％、Mn：0.2～0.7％、Cr：3.0～7.0％、Sn：0.05～1.00％、Ni：0.01～2.00％、S：0.002～0.020％及Al：0.005～0.040％、Cu：0.0005～0.10％、N：0.02％以下以及O：0.0015％以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，而且，％Sn、％Cu及％Ni满足下式：－0.194≤0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni≤0.150。

Description

耐腐蚀性优良的轴承钢、轴承部件及精密设备部件

本申请是申请日为2011年6月2日、中国申请号为201180043145.4的专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及作为在比较平稳的腐蚀环境及/或限制使用防锈剂、润滑剂的环境下使用的轴承部件或精密设备部件的材料使用的耐腐蚀性优良的轴承钢。

本发明的耐腐蚀性优良的轴承钢可用于直动式运动导向***用的轨道和滑架、滚珠螺杆、XY工作台、旋转运动的滚动轴承、滑动轴承、钢球等全部轴承部件及具备轴承功能的全部精密设备部件。

背景技术

在轴承部件中，滚动部分虽然能以暴露在比较平稳的腐蚀环境的状态使用，但根据使用目的的要求有时不能使用防锈剂、润滑剂。现在，这样的轴承部件一直使用马氏体系不锈钢这样的高合金钢。

日本工业标准(JIS)中规定的马氏体系不锈钢是含有11.5质量％以上Cr的钢。特别是，轴承用的SUS440含有0.6质量％以上的C、16质量％以上的Cr。

这样的含有大量Cr的钢，不仅价格高，而且淬透性非常好，因此在从铸造到棒钢或线材的制造工序中，为了防止自生裂纹，确保剪切性等，需要在加热-加工后进行缓冷。

此外，含有大量Cr的钢因热轧性低或淬火温度高，所以部件制造性差，其结果是，最终部件的价格非常高。

为了解决如此的以往钢的问题，开发了比SUS440低的低合金钢、且冷加工性优良、并具备必要的耐腐蚀性和滚动疲劳强度(也称为滚动接触疲劳强度)的钢。

例如，专利文献1中公开了含有0.75～0.85质量％的C、8.0～10.5质量％的Cr，平均碳化物间的距离为0.45～1.00μm的耐腐蚀性轴承钢。

此外，专利文献2中公开了含有0.25～0.50质量％的C、10～16质量％的Cr、1.0质量％以上的Si，C/Cr大的切削性优良的高耐腐蚀高强度马氏体系不锈钢。

另一方面，关于铁素体系不锈钢，例如，专利文献3中公开了除了添加13～22质量％的Cr以外，还添加0.001～1质量％的Sn的耐腐蚀性和加工性优良的铁素体系不锈钢。专利文献3的钢具备与含Cr和Ni的SUS304同等以上的耐腐蚀性和优良的加工性。

专利文献4中公开了含有10～25质量％的Cr，同时含有0.05～2质量％的Sn的高温强度优良的铁素体系不锈钢。在专利文献4的钢中，Sn还担负着高温强度的提高。

另外，作为解决耐腐蚀性优良的、且具备充分的滚动疲劳特性的马氏体系不锈钢存在的课题，即作为解决(a)因Cr量高所以合金成本高，及(b)因淬透性非常好所以需要在钢锭、钢坯及棒钢或线材的制造工序中通过缓冷进行软质化，防止剪切性下降或延迟断裂的课题的方法，专利文献5中公开了降低Cr量的方案。

在专利文献5的轴承钢中，与以往的不锈钢相比大幅度降低Cr，同时通过限制形成作为缺陷发挥作用的第二相的合金成分，特别是通过限制S、Al、Ti及N来提高耐点腐蚀性，而且通过降低Mo及添加Si、V及Nb来降低淬透性，从而提高材料的制造性。

可是，在专利文献5的轴承钢中，非淬火部位的耐腐蚀性的下降是不可避免的。Cr量少的耐腐蚀钢是在平稳的腐蚀环境下使用的耐腐蚀钢，但从确保使用寿命的观点出发，强烈要求提高非淬火部位的耐腐蚀性。

专利文献6中公开了在表面温度1150～1250℃下对含有Cu：0.2～0.5质量％、且Sn：0.03～0.30质量％、用途之一为轴承的钢材进行热轧，以防止发生表面裂纹。可是，专利文献6中没有记载使用上述钢材作为轴承钢时的特性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平09-195008号公报

专利文献2：日本特开平11-217653号公报

专利文献3：日本特开2009-174036号公报

专利文献4：日本特开2000-169943号公报

专利文献5：日本再表WO2004/057049号公报

专利文献6：日本特开2008-229652号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明的课题是，在降低Cr量的耐腐蚀性轴承钢中，将耐腐蚀性提高到含有10％的Cr的以往耐腐蚀钢的耐腐蚀性以上，且确保工业上需要的热加工性，本发明的目的是，提供一种可解决该课题的耐腐蚀性优良的轴承钢。

用于解决课题的手段

对于轴承部件要求滚动面的硬度高。所以，作为轴承部件的材料，通常为提高淬火硬度而含有0.3质量％C的轴承钢。

可是，含有0.3质量％以上C的轴承钢的非淬火部的组织为铁素体、珠光体及贝氏体混存的组织，在珠光体及贝氏体中，与回火马氏体不同，析出粗大的碳化物，因而上述轴承钢的非淬火部的耐腐蚀性下降。

因而，在轴承部件的非淬火部容易生锈，而且，生成的锈侵入到经淬火的滚动面，滚动面有可能会发生损伤。

在本发明中，为了提高以往的Cr量少的耐腐蚀性轴承部件(以下有时称为“低Cr耐腐蚀性轴承部件”。)的耐腐蚀性，特别是提高非淬火部的耐腐蚀性，在轴承钢中添加Sn，但此时，热加工性的下降成为课题。

本发明者们对使伴随着Sn添加的热加工性下降处于最低限的成分组成进行了锐意的研究。其结果是，发现了能够确保所要求的热加工性、且提高耐腐蚀性的成分组成。

本发明是基于上述见识而完成的，其主旨如下所述。

(1)一种耐腐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：所述轴承钢以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：0.25～1.50％、Mn：0.2～0.7％、Cr：3.0～7.0％、Sn：0.05～1.00％、Ni：0.01～2.00％、S：0.002～0.020％及Al：0.005～0.040％、Cu：0.0005～0.10％、N：0.02％以下以及O：0.0015％以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，而且，％Sn、％Cu及％Ni满足下式：

－0.194≤0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni≤0.150。

(2)根据上述(1)所述的耐腐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：所述轴承钢以质量％计进一步含有Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.10％中的1种或2种。

(3)根据上述(1)或(2)所述的耐腐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：所述轴承钢以质量％计进一步含有Mo：0.01～0.50％。

(4)一种轴承部件，其特征在于：将上述(1)～(3)中任一项所述的耐腐蚀性优良的轴承钢加工成部件形状，并对滚动面实施高频淬火。

(5)一种精密设备部件，其特征在于：将上述(1)～(3)中任一项所述的耐腐蚀性优良的轴承钢加工成部件形状，并对滑动面实施高频淬火。

发明效果

根据本发明，能够提供一种轴承钢，其不仅淬火部的耐腐蚀性优良，而且非淬火部的耐腐蚀性也优良，且具备适合工业生产的热加工性，适用于在比较平稳的腐蚀环境及/或限制使用防锈剂、润滑剂的环境下使用的低Cr耐腐蚀性轴承部件的材料。

附图说明

图1是表示Ci值(＝0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni)与开裂·裂纹(日语原文为：割れ·疵)的发生状况的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明者们为了提高以往的低Cr耐腐蚀性轴承部件的耐腐蚀性，特别是提高非淬火部的耐腐蚀性，从成分组成的观点，对如果在作为材料的轴承钢中添加Sn则热加工性下降的问题的解决方法进行了锐意研究。

其结果是，本发明者们发现了可以使热加工性下降处于最低限的成分组成。

首先，对本发明的耐腐蚀性优良的轴承钢(以下有时称为“本发明钢”。)的成分组成的限定理由进行说明。以下，有关成分组成的％指的是质量％。

C：为了通过淬火、回火得到表面硬度HRC52以上，提高滚动疲劳强度而添加0.3％以上的C。优选为0.4％以上。另一方面，如果超过0.6％，则材料硬度过度提高，机械加工困难，因此规定为0.6％以下。优选为0.5％以下。

Si：Si促进铁素体相变，在制造材料即棒钢或线材时，使棒钢或线材软质化，因而添加0.25％以上。优选为0.40％以上。另一方面，如果超过1.50％，则冷变形及热变形的阻力增大，加工性下降，因此规定为1.50％以下。优选为1.00％以下。

Mn：Mn通过与S结合而使可提高切削性的MnS析出。为了使MnS充分析出而添加0.2％以上。优选为0.4％以上。

此外，Mn是提高淬透性的元素，如果大量添加，则在棒钢或线材的轧制后的组织中产生贝氏体，硬度提高到所需以上，轧制后，在冷床发生弯曲，或不能剪切。

因此，为了使轧制组织为铁素体及珠光体，避免弯曲或避免不能剪切，将Mn规定为0.7％以下。优选为0.6％以下。

Cr：Cr为了在大气环境或平稳的腐蚀环境下得到最低限的耐腐蚀性而添加3.0％以上。优选为4.0％以上。

Cr越多耐点腐蚀性越提高，但如果过剩地添加则合金成本上升，因此规定为7.0％以下。优选为6.0％以下。

Sn：Sn与Cr同样，是通过在钢材表面形成氧化物而提高耐腐蚀性的元素。在本发明钢中，为了谋求通过添加Sn来提高耐腐蚀性而添加0.05％以上。优选为0.10％以上。

另一方面，Sn是使热加工性下降，在钢材的高温加工时成为发生开裂或裂纹的原因的元素。特别是，如果Sn和Cu共存，则钢材的高温延展性显著下降，在高温加工时发生开裂或裂纹。

通过添加Sn可提高耐腐蚀性，但为了确保所要求的热加工性和制造性，规定为1.00％以下。优选为0.70％以下。

Ni：Ni在热加工时抑制开裂或裂纹的发生，因此添加0.01％以上。优选为0.05％以上。

此外，Ni与Cr同样提高耐腐蚀性，但如果超过2.00％，则退火后的硬度上升，加工性下降，因此规定为2.00％以下。

为了可靠地降低轧制后的硬度，Ni优选为1.00％以下。

S：S因形成硫化物而使热加工性下降，此外，硫化物成为优先发生点腐蚀的起点，因而规定为0.020％以下。优选为0.010％以下。

另一方面，S也是提高机械加工性的元素，因此为了确保所要求的机械加工性而添加0.002％以上。优选为0.005％以上。

Al：Al作为炼钢时的脱氧剂是必需的元素。为了使钢充分脱氧，提高轴承部件的滚动疲劳特性，添加0.005％以上。优选为0.008％以上。

可是，在钢中，作为脱氧产物残存的氧化物成为发生点腐蚀的起点，因此将Al规定为0.040％以下。优选为0.030％以下。

Cu：Cu是降低热加工性的元素。特别是，在添加Sn的本发明钢中，因需要尽量降低而将上限规定为0.10％。优选为0.06％以下。

由于不可避免地从钢原料中混入0.0005％左右，所以将下限规定为0.0005％。再有，容许含有0.001％以上。

N：N是不可避免地存在的、形成氮化物的元素。粗大的氮化物成为发生点腐蚀的起点，因此规定为0.02％以下。优选为0.01％以下。

下限包含0％，但将N降低到0.001％以下会导致制造成本的剧增，因此0.001％为实质的下限。

O：O是不可避免地存在的、形成氧化物的元素。氧化物与氮化物同样，成为发生点腐蚀的起点，此外，在轴承部件的滚动负载时成为破坏起点，使滚动疲劳寿命下降。因此将O规定为0.0015％以下。

特别是，在轴承部件需要高寿命时，规定为0.0010％以下。优选为0.0006％以下。下限包含0％，但将O降低到0.0001％以下会导致制造成本的剧增，因此0.0001％为实质的下限。

本发明钢除上述成分以外，也可以含有Nb及V中的1种或2种及/或Mo。

Nb及V：Nb及V作为碳氮化物析出，在棒钢或线材的轧制时，使奥氏体微细化。通过奥氏体的微细化，促进轧制后的铁素体及珠光体相变，防止向硬质的贝氏体或马氏体相变。

其结果是，通过防止轧制钢材的弯曲，并使其软质化，剪切性提高。

为使奥氏体微细化，Nb、V都添加0.01％以上。优选都为0.03％以上。另一方面，如果超过0.10％，则因析出强化作用使轧制材的硬度上升，所以都规定为0.10％以下。优选都为0.07％以下。

Mo：Mo是提高耐点腐蚀性的元素。为提高耐点腐蚀性而添加0.01％以上。优选为0.04％以上。

Mo也是大大提高钢的淬透性的元素，如果大量添加，则在轧制后的钢组织中生成贝氏体或马氏体，产生在冷床的弯曲或不能剪切，所以规定为0.50％以下。

为可靠地阻止贝氏体、马氏体的生成，优选为0.30％以下。更优选为0.10％以下。

对于本发明钢，除上述成分以外，也可以在不损害本发明钢的特性的范围内，含有P、Ca、Mg、Te、Hf、Zr及Ce中的1种或2种以上。

P作为不可避免的杂质存在于钢中，但只要在0.05％以下，就不特别影响热加工性及耐腐蚀性。

Ca、Mg、Te、Hf、Zr及Ce也可以根据硫化物的微细化等目的添加10ppm左右的微量。这些元素形成成为开裂或裂纹的发生原因的氧化物，因此希望避免大量添加。

－0.194≤0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni≤0.150：

提高耐腐蚀性的Sn在另一方面是使热加工性下降的元素。所以，虽提高耐腐蚀性，对于使热加工性下降的Sn、使热加工性下降的Cu及提高热加工性的Ni之间的量平衡，其在谋求耐腐蚀性和热加工性的兼顾上，是非常重要的。

本发明者们为了使Sn、Cu及Ni的量平衡维持在适当的范围，并谋求耐腐蚀性和热加工性的兼顾，导入了由下式定义的指标Ci。

Ci＝0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni

上述指标是基于大量试验结果用系数表示Sn及Cu有助于降低热加工性的程度及Ni有助于提高热加工性的程度，是从使含有Sn、Cu及Ni的本发明钢的耐腐蚀性和热加工性兼顾的观点出发，综合评价Sn、Cu及Ni的添加效果的指标。

如果Ci超过0.150，则不能确保适合工业生产的热加工性，因此将上限规定为0.150。优选为0.120以下，更优选为0.080以下。

另一方面，如果Ci低于－0.194，即使能够确保适合工业生产的热加工性，也不能确保所要求的耐腐蚀性，所以将下限规定为－0.194。优选为－0.100以上，更优选为－0.050以上。

也就是说，在Sn、Cu及Ni的含量(质量％)满足上式时，本发明钢具备所要求的耐腐蚀性，同时具备适合工业生产的热加工性。其结果是，本发明钢在热轧时及热成形为部件时，能够防止开裂或裂纹的发生。

在实际的钢材制造工序中，有开坯轧制铸坯的工序，开坯轧制中的加工性、即开坯轧制中的开裂及裂纹的发生成为问题。

铸坯的热加工性一般比钢坯的热加工性差，因此在本发明钢中，在模拟了开坯轧制的条件下，通过改变Ci来评价热加工性，决定可防止轧制作为材料的棒钢或线材时的开裂及轧制后的裂纹的Sn、Cu及Ni的含量(质量％)。

真空熔炼以0.5％C-0.2％Si-0.5％Mn-0.02％P-0.005％S-7％Cr-0.02％Al-0.012％N-剩余为Fe及不可避免的杂质为基本组成、通过多种组合含有2.0％以下的Sn、1.0％以下的Cu及2.0％以下的Ni的试验钢，铸造成15kg的铸锭，评价热加工性。

切削铸锭，制作截面80mm见方的试验材，在中心部安装热电偶。将80mm见方的试验材装入1050℃的电炉，在试验材的中心部达到1045℃后，30分钟后取出，在表面温度达到1000℃的时刻开始轧制。

轧制通过3道次连续进行，依次将厚度80mm减薄到64mm、51mm、41mm，然后，进行空冷。

空冷后，切下试验材的截面，观察表面裂纹。关于裂纹，将深度低于60μm判定为“无裂纹”，将深度为60～100μm判定为“裂纹轻微”，将深度超过100μm判定为“有裂纹”。再有，在轧制途中试验材开裂时，在开裂的时刻中断轧制。

图1中示出以上的试验结果。得知：Ci超过0.150的轴承钢不能确保适合工业生产的热加工性，发生深度超过100μm的裂纹。

另一方面，得知：在Ci为0.150以下的本发明钢中，没有发生裂纹，只要Ci在0.120以下，就根本不发生裂纹。

在将没有发生裂纹的本发明钢用于轴承部件或精密设备部件时，在加工成部件形状后，对滚动面或滑动面实施高频淬火。其结果是，能够得到疲劳特性优良、长寿命的轴承部件及精密设备部件。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。

本发明可在不脱离本发明的主旨、实现本发明目的的范围内，采用多种条件。

(实施例)

最初，对铸坯的热加工性进行评价。真空熔炼16kg的具有表1所示的成分组成的钢，然后将铸造而成的铸锭切削，制造用于热加工性试验的截面80mm见方的四方柱形状的试验材。

将试验材装入1200℃的电炉中，在试验材的中心部达到1150℃后，30分钟后取出，在大气中冷却，在表面温度达到1000℃的时刻开始轧制。

轧制通过3道次连续进行，依次将厚度80mm减薄到64mm、51mm、41mm，然后，进行空冷。

空冷后，与轧制方向平行地在中心线上切断试验材，对中央部的截面30mm的长度进行表面裂纹观察。

关于裂纹，将深度低于60μm判定为“无裂纹”，将深度为60～100μm判定为“裂纹轻微”，将深度超过100μm判定为“有裂纹”。再有，在轧制中途试验材开裂时，在开裂的时刻中断试验。将判定结果示于表2中。

如表2所示，在发明钢的No.1～No.12中，在轧制中没有发生开裂·裂纹，完成轧制。可是，Ci值(＝0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni)超过0.15％的比较例钢的No.13～16及18～20，在轧制中发生开裂或裂纹。

接着，对轧制后的全部发明钢和没有发生开裂·裂纹的比较钢的No.17、21～25及26(以往钢)，进行以下的腐蚀试验。

从轧制后的试验材中，在与轧制方向平行的方向切下直径30mm×200mm的圆棒作为试验片。在对上述试验片的表面实施了高频淬火后，在长度方向的中央部切断。用800号砂纸对切断面进行精加工，将该精加工面作为试验面。

对于耐腐蚀性，基于JISC0028，在利用无低温循环的温湿润循环试验(24小时/循环)生锈的生锈状态下进行评价。将评价了生锈状态的结果一并示于表2中。

表2中，○标记表示微小的点腐蚀在整个试验面有5个以下的生锈状态，△标记表示点腐蚀为5～25个的轻微的发生状态，×标记表示点腐蚀超过25个的生锈状态。

以往钢的No.26(以往钢)为含10.0％Cr的钢(参照表1)，其耐腐蚀性为评价本发明钢的耐腐蚀性的基准，但如表2所示，在8个循环以后，腐蚀快速进行，为比本发明钢的耐腐蚀性差的结果。

另一方面，本发明钢的非淬火部即使通过8个循环开始生锈，如与以往钢的No.26相比较，都仅处于轻微生锈。

比较钢的No.17中，S多达0.050％(参照表1)，从第4个循环开始，生锈状态为×。比较钢的No.21为Mn偏离本发明的范围，是含量较高的钢。即使Mn较多，也不对耐腐蚀性产生大的影响，但在轧制材的组织中容易混存硬质的贝氏体或马氏体，轧制后的剪切性或延迟断裂特性劣化。

比较钢的No.22中，除了S量多以外，还没有添加Sn(参照表1)，从第4个循环开始，发现较多的锈。比较钢的No.23中，没有添加Sn，此外O量多，抗锈性比发明钢及成为基准的No.26(以往钢)差。

比较钢的No.24因N量多，因而抗锈性差。此外，比较钢的No.24中，C量过少，因此没有得到作为轴承钢所需的淬火硬度。比较钢的No.25没有添加Sn，生锈量大于发明钢或成为基准的No.26(以往钢)。

比较钢的No.26是以往的低Cr耐腐蚀钢，因重视切削性而使S量超过0.015％，此外，N量也大。因此，对于No.26(以往钢)的耐腐蚀性，尽管Cr量比本发明钢高，但耐腐蚀性比本发明钢差。

产业上的可利用性

如前所述，根据本发明，能够提供一种轴承钢，其不仅淬火部的耐腐蚀性优良，而且非淬火部的耐腐蚀性也优良，且具备适合工业生产的热加工性，适合用作在比较平稳的环境及/或限制使用防锈剂、润滑剂的环境下使用的低Cr耐腐蚀性轴承部件的材料。

本发明可用于直动式运动导向***用的轨道和滑架、滚珠螺杆、XY工作台、旋转运动的滚动轴承、滑动轴承、钢球等全部轴承部件及具备轴承功能的全部精密设备部件，因此产业上的可利用性高。

Claims (3)

1.一种耐腐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：所述轴承钢以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：0.25～1.50％、Mn：0.2～0.7％、Cr：3.0～7.0％、Sn：0.05～1.00％、Ni：0.01～2.00％、Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、S：0.002～0.020％及Al：0.005～0.040％、Cu：0.0005～0.10％、N：0.02％以下以及O：0.0015％以下，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，而且，％Sn、％Cu及％Ni满足下式：

－0.194≤0.12×％Sn+％Cu－0.1×％Ni≤0.150。

2.一种轴承部件，其特征在于：将权利要求1所述的耐腐蚀性优良的轴承钢加工成部件形状，并对滚动面实施高频淬火。

3.一种精密设备部件，其特征在于：将权利要求1所述的耐腐蚀性优良的轴承钢加工成部件形状，并对滑动面实施高频淬火。