JP2019056141A - Steel material for carbonitriding and carbonitrided bearing part - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化軸受部品に関する。 The present invention relates to a carbonitriding steel material and a carbonitriding bearing component.
近年、自動車や産業機器に用いられる歯車、ＣＶＴ、軸受部品等の面疲労負荷を受ける部品は高性能化、高速化に伴い使用条件が過酷化している。さらに、新しい変速機構であるＣＶＴをはじめ潤滑油の種類も多様化しており、従来とは異なる剥離形態による早期剥離を生じる問題がある。
例えば、自動車のオルタネータ用軸受で、従来型の組織変化であるヘルツ応力場に起因した、傾きを有するホワイトバンド（３０°バンド、８０°バンド）とは異なる粒界に沿った樹木状の白色層の組織変化を伴う早期剥離が生じる場合がある。これは、高振動、高荷重、急加減速等の厳しい負荷条件下で、油膜厚さが不十分となり、一部で金属接触が生じ、潤滑油が分解し、転動面に水素が発生し、内部に侵入することにより水素脆性剥離が生じたためと考えられている。オルタネータ用軸受では潤滑油を変えることにより、この早期剥離防止してきた。
しかし、単に潤滑油を変えるだけでは水素起因の早期剥離を抑制できなくなりつつあり、水素脆性に優れた材料開発が求められていた。
In recent years, parts subjected to surface fatigue loads such as gears, CVTs, bearing parts and the like used in automobiles and industrial equipment have become severer in terms of performance and speed. Furthermore, the types of lubricants including CVT, which is a new transmission mechanism, are diversified, and there is a problem in that early peeling occurs due to a peeling form different from the conventional one.
For example, a bearing for automotive alternator, a tree-like white layer along a grain boundary different from the inclined white band (30 ° band, 80 ° band) due to the Hertzian stress field which is a conventional structural change There is a case where premature exfoliation accompanied by a tissue change occurs. This is because under severe load conditions such as high vibration, high load, and sudden acceleration / deceleration, the oil film thickness becomes insufficient, metal contact occurs partly, the lubricating oil decomposes, and hydrogen is generated on the rolling surface. It is thought that hydrogen brittle exfoliation occurred by entering the inside. Alternator bearings have prevented this early peeling by changing the lubricating oil.
However, by simply changing the lubricating oil, it is becoming impossible to suppress the early peeling due to hydrogen, and there has been a demand for the development of a material with excellent hydrogen embrittlement.
すでに、特許文献１で開示したように、バナジウム（以下Ｖ）を添加することによりＶ系炭化物による水素トラップ技術を用いて水素脆性型の面疲労強度を改善した高炭素高クロム軸受鋼を開発した。
さらに、特許文献２で開示したように、鋼材の初期炭素量を下げ、Ｖとモリブデン（以下Ｍｏ）を複合添加することにより、水素脆性型の面疲労強度に優れ、かつ歯車、ＣＶＴ部品等の幅広い部品に適用可能な肌焼鋼を開発した。
さらに、特許文献３で開示したように、Ｃｒ，Ｍｎ量を適正化することで浸炭窒化後に表層に析出する主としてＣｒ系微細窒化物による水素トラップの効果で耐水素脆性を改善する技術を開発した。
As disclosed in Patent Document 1, a high-carbon high-chromium bearing steel has been developed in which hydrogen brittle type surface fatigue strength is improved by adding hydrogen trapping technology using V-based carbides by adding vanadium (hereinafter V). .
Furthermore, as disclosed in Patent Document 2, by reducing the initial carbon content of the steel material and adding V and molybdenum (hereinafter referred to as Mo) in combination, the hydrogen embrittlement type surface fatigue strength is excellent, and gears, CVT parts, etc. Developed case-hardened steel applicable to a wide range of parts.
Furthermore, as disclosed in Patent Document 3, a technology for improving hydrogen embrittlement resistance has been developed by optimizing the amount of Cr and Mn to improve hydrogen brittleness mainly by the effect of hydrogen trapping by Cr-based fine nitrides that precipitate on the surface layer after carbonitriding. .
しかしながら、ＳＣＭ４４０等の肌焼鋼を浸炭窒化処理する場合は、所定の表層Ｃ濃度およびＣ濃度深さ分布を得るために長時間の浸炭処理が必要となり生産性が低下する。浸炭時間を短時間化し生産性を高めるためには初期Ｃ濃度の高いＳＵＪ２に代表される軸受鋼に浸炭窒化することが求められていた。
しかし、軸受鋼に浸炭窒化する場合には肌焼鋼で得られる表層圧縮残留応力が小さくなるため、特許文献４に開示したようにショットピーニング等により６００ＭＰａ以上の表層圧縮残留応力を付与する必要があった。
このため、軸受鋼でショットピーング処理を省略できる耐水素脆性とコスト共に優れた浸炭窒化軸受鋼が求められていた。
However, when carbonitriding a case-hardened steel such as SCM440, a long-time carburizing process is required to obtain a predetermined surface layer C concentration and C concentration depth distribution, and productivity is lowered. In order to shorten the carburizing time and increase the productivity, it has been required to perform carbonitriding on bearing steel represented by SUJ2 having a high initial C concentration.
However, when carbonitriding to bearing steel, the surface layer compressive residual stress obtained with case hardening steel becomes small, so it is necessary to apply a surface layer compressive residual stress of 600 MPa or more by shot peening as disclosed in Patent Document 4. there were.
For this reason, a carbonitrided bearing steel excellent in both hydrogen embrittlement resistance and cost, which can omit the shot peening treatment, has been demanded.
また、浸炭窒化では通常表層に粒径３００ｎｍ以下の微細なＣｒＮとＭｎＳｉＮ2の２種類の窒化物が生成する。このため、水素トラップサイトとなる窒化物を形成するＣｒおよびＭｎ量を高めることが寿命向上に有効であるが、Ｃｒ＋Ｍｎ量が４．００質量％超では、粒径４００ｎｍ以上の粗大窒化物が生成することで水素トラップ効果を失い、条件によって寿命を低下させる問題があった。 In carbonitriding, two types of nitrides of fine CrN and MnSiN 2 having a particle size of 300 nm or less are usually formed on the surface layer. For this reason, increasing the amount of Cr and Mn that form nitrides that will form hydrogen trap sites is effective in improving the life, but if the amount of Cr + Mn exceeds 4.00% by mass, coarse nitrides having a particle size of 400 nm or more are formed. As a result, the hydrogen trap effect is lost, and there is a problem that the life is shortened depending on conditions.
本発明は上記のような課題を解決することを目的とする。
すなわち、本発明の目的は、製造コストが低く（特に浸炭窒化時間が短く、かつ、ショットピーニングを省略できる）、水素脆性剥離が生じ難いため寿命が長い浸炭窒化軸受部品および浸炭窒化処理を施すことでそれを得ることができる浸炭窒化用鋼材を提供することである。
An object of the present invention is to solve the above problems.
That is, the object of the present invention is to perform a carbonitriding bearing component and a carbonitriding process that have a low manufacturing cost (particularly, a short time for carbonitriding and can omit shot peening), and that do not easily cause hydrogen brittle peeling. It is to provide a carbonitriding steel that can be obtained with
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明を完成させた。
本発明は、
質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
ＲＸガスにアンモニアを１〜５％添加した浸炭窒化ガスを用い、浸炭窒化温度を８００〜９００℃、浸炭窒化時間を１〜５ｈ、ＣＰを０．８〜１．３％、ＯＱを１１０℃とする浸炭窒化処理を施した場合に、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下である水素脆性型の面疲労強度に優れる浸炭窒化軸受部品が得られる、浸炭窒化用鋼材である。
このような浸炭窒化用鋼材を、以下では「本発明の鋼材」ともいう。
The inventor has intensively studied to solve the above-mentioned problems, and has completed the present invention.
The present invention
In mass% display,
C: 0.80 to 1.20%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.20 to 2.50%,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 1.60 to 2.80%,
Al: 0.050% or less,
O: 0.0015% or less,
N: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance: composed of Fe and inevitable impurities,
Mn / Cr: 0.40 to 1.50,
Si / Cr: 0.05-0.30
The filling,
Using a carbonitriding gas with 1-5% ammonia added to RX gas, the carbonitriding temperature is 800-900 ° C., the carbonitriding time is 1-5 h, CP is 0.8-1.3%, and OQ is 110 ° C. When carbonitriding is performed,
The surface C concentration, which is the maximum value of the C concentration from the outermost surface to a position at a depth of 10 μm, is 0.80 to 1.50 mass%,
The surface N concentration, which is the maximum value of the N concentration from the outermost surface to a position having a depth of 10 μm, is 0.05 to 0.80 mass%,
The surface hardness is HRC58 or more and less than 64,
In nitride number of MnSiN 2 out a CrN and SiMn nitride is Cr nitrides than particle size 300nm nitride dispersed precipitates in a region of depth 10~20μm from the outermost surface is 10 5 / mm 2 or more This is a carbonitriding steel material that can provide a carbonitriding bearing component having excellent surface fatigue strength of a hydrogen embrittlement type in which the number of nitrides having a particle size of 400 nm or more is 10 4 / mm 2 or less.
Such a carbonitriding steel material is hereinafter also referred to as “steel material of the present invention”.
本発明の鋼材は、上記のように、特定範囲で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、
さらに、質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有し、Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなることが好ましい。
As described above, the steel material of the present invention includes C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, O, N, and Ti in a specific range,
Furthermore, in mass% display,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
V: 1.00% or less, Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance is preferably composed of Fe and inevitable impurities.
また、本発明は、
質量％表示で、
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下であることを特徴とする水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品である。
このような浸炭窒化軸受部品を、以下では「本発明の軸受部品」ともいう。
The present invention also provides:
In mass% display,
C: 0.80 to 1.20%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.20 to 2.50%,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 1.60 to 2.80%,
Al: 0.050% or less,
O: 0.0015% or less,
N: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance: composed of Fe and inevitable impurities,
Mn / Cr: 0.40 to 1.50,
Si / Cr: 0.05-0.30
The filling,
The surface C concentration, which is the maximum value of the C concentration from the outermost surface to a position at a depth of 10 μm, is 0.80 to 1.50 mass%,
The surface N concentration, which is the maximum value of the N concentration from the outermost surface to a position having a depth of 10 μm, is 0.05 to 0.80 mass%,
The surface hardness is HRC58 or more and less than 64,
In nitride number of MnSiN 2 out a CrN and SiMn nitride is Cr nitrides than particle size 300nm nitride dispersed precipitates in a region of depth 10~20μm from the outermost surface is 10 5 / mm 2 or more In addition, the carbonitrided bearing component is excellent in surface fatigue strength of a hydrogen embrittlement type, characterized in that the number of nitrides having a particle diameter of 400 nm or more is 10 4 / mm 2 or less.
Such a carbonitrided bearing component is hereinafter also referred to as “the bearing component of the present invention”.
本発明の軸受部品は、上記のように、特定範囲で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、
さらに、質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有し、Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなることが好ましい。
As described above, the bearing component of the present invention includes C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, O, N, and Ti in a specific range,
Furthermore, in mass% display,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
V: 1.00% or less, Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance is preferably composed of Fe and inevitable impurities.
上記の本発明の鋼材を浸炭窒化処理することで、上記の本発明の軸受部品を得ることができる。 By subjecting the steel material of the present invention to carbonitriding, the bearing component of the present invention can be obtained.
以下において、単に「本発明」と記した場合、本発明の鋼材および本発明の軸受部品の両方を意味するものとする。 In the following, the simple description of “the present invention” means both the steel material of the present invention and the bearing component of the present invention.
本発明によれば、製造コストが低く（特に浸炭窒化時間が短く、かつ、ショットピーニングを省略できる）、水素脆性剥離が生じ難いため寿命が長い浸炭窒化軸受部品および浸炭窒化処理を施すことでそれを得ることができる浸炭窒化用鋼材を提供することができる。 According to the present invention, the manufacturing cost is low (particularly, the carbonitriding time is short and shot peening can be omitted), and hydrogen brittle exfoliation hardly occurs. It is possible to provide a carbonitriding steel material capable of obtaining the above.
本発明について説明する。
以下において単に「％」と記した場合、「質量％」を意味するものとする。
The present invention will be described.
In the following description, “%” simply means “mass%”.
発明者は、浸炭時間の短時間化のため０．８％Ｃを超える軸受鋼を用いて種々の合金成分を用いて浸炭窒化処理を行い、水素脆性を評価した。浸炭窒化による水素脆性寿命の改善には表層に析出する微細窒化物の水素トラップによる。微細窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ2が生成しており、水素脆性の改善にはＣｒとＭｎ量を増加することでＣｒＮとＭｎＳｉＮ2の数を増加することが有効であることを明らかにした。具体的にはＭｎ量１．２０％以上、Ｃｒ量１．６０％以上の添加が必要であることを明らかとした。 The inventor evaluated the hydrogen embrittlement by performing carbonitriding using various alloy components using bearing steel exceeding 0.8% C in order to shorten the carburizing time. The improvement of the hydrogen embrittlement life by carbonitriding is based on the hydrogen trap of fine nitride deposited on the surface layer. It has been clarified that increasing the number of CrN and MnSiN 2 by increasing the amount of Cr and Mn is effective for improving hydrogen embrittlement because fine nitride is formed of CrN and MnSiN 2 . Specifically, it has been clarified that addition of an Mn content of 1.20% or more and a Cr content of 1.60% or more is necessary.
また、発明者は、水素脆性型の転動疲労において長寿命を得るための表面Ｎ濃度とＣ濃度の適正条件を見出した。具体的には表面Ｃ濃度は窒化により最表層のＣ濃度が低下してしまうので、通常の浸炭より高めの０．８０％から１．５０％が適している。一方、表層Ｎ濃度は高すぎると粗大な窒化物を形成してしまうため０．０５〜０．８０％が適していることを明らかにした。これは寿命改善メカニズムが粒径１００〜２００ｎｍの微細窒化物による水素トラップであるためと考えられた。具体的には表層に生成する窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物を１０5個／ｍｍ2以上含有することが水素脆性型の面疲労寿命を改善するために必要であることを見出した。 The inventors have also found appropriate conditions for the surface N concentration and the C concentration for obtaining a long life in hydrogen embrittlement type rolling fatigue. Specifically, the surface C concentration is preferably 0.80% to 1.50%, which is higher than normal carburizing, because the C concentration of the outermost layer is reduced by nitriding. On the other hand, if the surface layer N concentration is too high, coarse nitrides are formed, and it has been clarified that 0.05 to 0.80% is suitable. This is thought to be because the life improvement mechanism is a hydrogen trap by fine nitride having a particle size of 100 to 200 nm. Specifically, it is necessary to improve the surface fatigue life of the hydrogen embrittlement type by containing 10 5 pieces / mm 2 or more of fine nitrides having a particle size of less than 300 nm among the nitrides formed on the surface layer. I found it.
一方、軸受鋼でショットピーニングによる圧縮残留応力付与を省略するためには窒化物水素トラップによる耐水素脆性を向上するため、窒化物の生成個数を増加する必要がある。このためには窒化物を形成するＭｎおよびＣｒ量を高めてＣｒ＋Ｍｎ量を４．００％超とすることが有効である。しかし、Ｃｒ＋Ｍｎ量が４．００％超になるとＳｉ、ＭｎとＣｒ量の成分バランスが悪い場合には、ＣｒＮあるいはＭｎＳｉＮ2の一方のみが優先して生成し、粒径４００ｎｍを超える粗大窒化物となることを見出した。具体的にはＭｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０とすることでＣｒＮあるいはＭｎＳｉＮ2がバランス良く生成し、粗大な窒化物生成を抑制できＣｒ＋Ｍｎ量が４．００％超であっても微細窒化物を多数分散することで水素脆性寿命をさらに向上することを見出した。このような軸受鋼に浸炭窒化処理することによってショットピーニング等による表層圧縮残留応力を付与することなく、優れた耐水素脆性鋼を得ることができる。 On the other hand, in order to omit the application of compressive residual stress by shot peening in bearing steel, it is necessary to increase the number of nitrides produced in order to improve the hydrogen embrittlement resistance by the nitride hydrogen trap. For this purpose, it is effective to increase the amount of Mn and Cr forming the nitride so that the Cr + Mn amount exceeds 4.00%. However, when the amount of Cr + Mn exceeds 4.00%, when the component balance of Si, Mn and Cr amount is poor, only one of CrN or MnSiN 2 is preferentially produced, and coarse nitrides having a particle size exceeding 400 nm I found out that Specifically, CrN or MnSiN 2 is generated in a well-balanced state by setting Mn / Cr: 0.40 to 1.50 and Si / Cr: 0.05 to 0.30, and the formation of coarse nitrides can be suppressed. Cr + Mn It has been found that even when the amount exceeds 4.00%, the hydrogen embrittlement life is further improved by dispersing a large number of fine nitrides. By subjecting such bearing steel to carbonitriding, an excellent hydrogen brittle steel can be obtained without imparting surface compressive residual stress due to shot peening or the like.
以下に本発明の軸受部品の組成を説明する。
また、本発明の鋼材を浸炭窒化処理したものが本発明の軸受部品であるので、本発明の軸受部品における浸炭窒化された表層部分以外の部分は、本発明の鋼材と同一の組成を有する。さらに、本発明の軸受部品における当該表層部分の質量は全体に占める比率が大きくないため、本発明の軸受部品の全体組成（全体の平均値）は、ほぼ本発明の鋼材の組成と同じである。したがって、以下に説明する本発明の軸受部品の組成は、本発明の鋼材の組成と考えることもできる。
The composition of the bearing component of the present invention will be described below.
Further, since the carbon steel obtained by carbonitriding the steel material of the present invention is the bearing component of the present invention, portions other than the carbonitrided surface layer portion of the bearing component of the present invention have the same composition as the steel material of the present invention. Furthermore, since the ratio of the surface layer portion in the bearing component of the present invention does not occupy a large proportion, the overall composition (average value of the entire bearing component of the present invention) is almost the same as the composition of the steel material of the present invention. . Therefore, the composition of the bearing component of the present invention described below can be considered as the composition of the steel material of the present invention.
Ｃの含有量（０．８０％〜１．２０％）について、転がり軸受として必要な表層硬さを得るために０．８％以上の表層Ｃ量が必要である。長時間の浸炭処理を省略して表層Ｃ量０．８％以上を得るためには、Ｃの含有量は０．８０％が必要なため、Ｃ含有量の下限を０．８０％に限定した。しかし、Ｃ量が１．２０％を超えて含有された場合、鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｃ量の上限値は１．２０％とした。 With respect to the C content (0.80% to 1.20%), a surface layer C amount of 0.8% or more is required in order to obtain the surface layer hardness necessary for a rolling bearing. In order to obtain a surface layer C content of 0.8% or more by omitting the long-time carburizing treatment, the C content needs to be 0.80%, so the lower limit of the C content is limited to 0.80%. . However, when the C content exceeds 1.20%, the upper limit of the C content is set to 1.20% in order to reduce manufacturability such as forging and turning.
Ｓｉの含有量（０．１０％〜０．５０％）について、Ｓｉは鋼を製造する際に脱酸剤として用いられ、鋼の強度、転動疲労寿命を向上するため添加する。そのために必要な０．１０％を下限値とした。しかし、Ｓｉ添加は鋼の靭性を低下し、熱間加工性を低下し水素脆性感受性を高める。０．５０％を超えて添加すると水素脆性型の転動疲労寿命が低下するため、上限値を０．５０％とした。 With respect to the Si content (0.10% to 0.50%), Si is used as a deoxidizer when producing steel, and is added to improve the strength and rolling fatigue life of the steel. For that purpose, 0.10% necessary is set as the lower limit. However, the addition of Si decreases the toughness of the steel, decreases the hot workability, and increases the sensitivity to hydrogen embrittlement. If added over 0.50%, the rolling fatigue life of the hydrogen embrittlement type decreases, so the upper limit was made 0.50%.
Ｍｎの含有量（１．２０％〜２．５０％）について、Ｍｎは浸炭窒化により窒化物を形成し、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善することができる。このためにはＭｎ量が１．２０％は必要であるため、１．２０％を下限とした。また、Ｍｎは鋼を製造する際に脱酸に用いられる元素であるとともに、焼入れ性を改善する元素である。しかし、２．５０％を超えて多量にＭｎを含有すると鍛造や旋削加工等の製造性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限を２．５０％に限定した。 With respect to the Mn content (1.20% to 2.50%), Mn forms nitrides by carbonitriding and acts as a hydrogen trap site to improve hydrogen embrittlement surface fatigue strength. For this purpose, an Mn content of 1.20% is necessary, so 1.20% was made the lower limit. Further, Mn is an element used for deoxidation when manufacturing steel, and is an element that improves hardenability. However, if Mn is contained in a large amount exceeding 2.50%, manufacturability such as forging and turning is lowered, so the upper limit of the Mn content is limited to 2.50%.
Ｐの含有量（０．０３％以下）について、Ｐは鋼のオーステナイト粒界に偏析し、靭性や転動疲労寿命の低下を招き、特に水素脆性型転動疲労の特徴である粒界強度を大きく低下させるため、０．０３％をＰ含有量の上限とした。
なお、Ｐの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｐは含有しなくてもよい。
Regarding the P content (0.03% or less), P segregates at the austenite grain boundaries of the steel, leading to a decrease in toughness and rolling fatigue life. In particular, the grain boundary strength that is characteristic of hydrogen embrittlement rolling fatigue is increased. In order to greatly reduce the content, 0.03% was made the upper limit of the P content.
The P content may be 0%. That is, P may not be contained.
Ｓの含有量（０．０３％以下）について、Ｓは鋼の熱間加工性を害し、鋼中での非金属介在物を形成して靭性や転動寿命を低下させ、水素脆性型転動疲労強度を低下させるため、可及的に少なくすることが望ましいが、Ｓは切削加工性を向上する効果も有しているため、０．０３％をＳの上限値とした。
Ｓの含有率は０．００１％以上であることが好ましい。
Regarding the S content (0.03% or less), S impairs hot workability of steel, forms non-metallic inclusions in the steel, reduces toughness and rolling life, and hydrogen brittle rolling In order to reduce the fatigue strength, it is desirable to make it as small as possible, but since S also has an effect of improving the machinability, 0.03% was made the upper limit of S.
The S content is preferably 0.001% or more.
Ｃｒの含有量（１．６０％〜２．８０％）について、Ｃｒは本発明において重要な添加元素である。Ｃｒは浸炭窒化により窒化物を形成し、水素トラップサイトとして働き、水素脆性型面疲労強度を改善することができる。また、Ｃｒは焼入れ性の改善と炭化物による硬さの確保と寿命改善とのために添加される。所定の炭窒化物を得るためには１．６０％以上の添加が必要であるため、Ｃｒ含有量の下限値を１．６０％に限定した。しかし、２．８０％を超えて含有すると、浸炭性を劣化させ、大型の炭窒化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じるため、Ｃｒ含有量の上限を２．８０％とした。 Regarding the Cr content (1.60% to 2.80%), Cr is an important additive element in the present invention. Cr forms a nitride by carbonitriding and acts as a hydrogen trap site to improve the hydrogen embrittlement surface fatigue strength. Further, Cr is added for improving hardenability, ensuring hardness by carbides and improving life. Since addition of 1.60% or more is necessary to obtain the predetermined carbonitride, the lower limit value of the Cr content is limited to 1.60%. However, if the content exceeds 2.80%, the carburizability is deteriorated, large carbonitrides are generated, and the rolling fatigue life is reduced. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 2.80%.
Ａｌの含有量（０．０５０％以下）について、Ａｌは鋼の製造時の脱酸剤として使用されるが、硬質の非金属介在物を生成し、転動疲労寿命を低下させるため低減することが望ましい。０．０５０％を超えてＡｌが多量に含有されると顕著な転動疲労寿命の低下が認められるため、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とした。なお、Ａｌ含有量を０．００５％未満とするためには鋼製造コストの上昇が生じるため、Ａｌの含有量の下限を０．００５％にすることが好ましい。
Ａｌの含有率は０．０１％以上であることがさらに好ましい。
Regarding Al content (0.050% or less), Al is used as a deoxidizer during steel production, but it is reduced to produce hard non-metallic inclusions and reduce rolling fatigue life. Is desirable. When the Al content exceeds 0.050%, a significant decrease in rolling fatigue life is observed. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.050%. In order to reduce the Al content to less than 0.005%, the steel manufacturing cost increases, so the lower limit of the Al content is preferably set to 0.005%.
More preferably, the Al content is 0.01% or more.
Ｏ（酸素）の含有量（０．００１５％以下）、Ｎの含有量（０．０２５％以下）について、ＯおよびＮは鋼中に酸化物、窒化物を形成し非金属介在物として疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させるため、Ｏは０．００１５％、Ｎは０．０２５％を各元素の上限とした。
なお、Ｏの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｏは含有しなくてもよい。
Ｎの含有率は０．０１％以上であることが好ましい。
With regard to O (oxygen) content (0.0015% or less) and N content (0.025% or less), O and N form oxides and nitrides in steel and fatigue fracture as non-metallic inclusions In order to reduce the rolling fatigue life, O is set to 0.0015% and N is set to 0.025% as the upper limit of each element.
The O content may be 0%. That is, O may not be contained.
The N content is preferably 0.01% or more.
Ｔｉの含有量（０．００３％）以下について、Ｔｉは鋼中に窒化物を形成し非金属介在物として疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命を低下させるため、Ｔｉは０．００３％を元素の上限とした。
Ｔｉの含有率は０．００１％以上であることが好ましい。
For Ti content (0.003%) or less, Ti forms a nitride in the steel and becomes the starting point of fatigue failure as a non-metallic inclusion, reducing the rolling fatigue life. The upper limit of the element was used.
The Ti content is preferably 0.001% or more.
Ｍｎ＋Ｃｒの含有量（４．００％超）について、ＭｎとＣｒは単独添加でも水素脆性型の面疲労強度を改善するが、十分な効果を得るためには両者を適正に複合添加することが必要である。軸受鋼において窒化物水素トラップを活用し、優れた水素脆性に対する改善効果を十分に得るためにはＭｎ＋Ｃｒの含有量が４．００％を超える添加が必要であるため、４．００％超に限定した。
Ｍｎ＋Ｃｒの上限値は、５．０％であることが好ましく、４．５％であることがより好ましい。
With regard to the Mn + Cr content (over 4.00%), Mn and Cr can improve the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type even when added alone, but in order to obtain a sufficient effect, it is necessary to add both properly in combination. It is. In order to use nitride hydrogen traps in bearing steel and to obtain a sufficient improvement effect on hydrogen embrittlement, the Mn + Cr content needs to exceed 4.00%, so it is limited to over 4.00%. did.
The upper limit of Mn + Cr is preferably 5.0%, and more preferably 4.5%.
Ｍｏの含有量（１．００％以下）について、Ｍｏは粒界破壊を抑制することにより水素脆性型の面疲労強度を向上する。また、Ｍｏは鋼の焼入れ性を改善するとともに、炭化物中に固溶することにより焼戻し時の硬さの低下を抑制する効果がある。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼材のコストが上昇し、熱間加工性や切削性が低下するため、Ｍｏの上限値を１．００％とした。
なお、Ｍｏの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｍｏは含有しなくてもよい。
With respect to the Mo content (1.00% or less), Mo improves the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type by suppressing grain boundary fracture. Further, Mo improves the hardenability of the steel and has the effect of suppressing the decrease in hardness during tempering by dissolving in the carbide. However, if the content exceeds 1.00%, the cost of the steel material increases, and the hot workability and machinability deteriorate, so the upper limit of Mo was set to 1.00%.
The Mo content may be 0%. That is, Mo may not be contained.
Ｎｉの含有量（１．００％以下）について、Ｎｉは転動疲労過程での組織変化を抑制、転動疲労寿命を向上する。また、Ｎｉの添加は靭性および耐食性の改善にも効果がある。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼の焼入れ時に多量の残留オーステナイトを生成し、所定の硬さが得られなくなるとともに、鋼材のコストが上昇するため、Ｎｉ含有量の上限値を１．００％以下とした。
なお、Ｎｉの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｎｉは含有しなくてもよい。
With regard to the Ni content (1.00% or less), Ni suppresses structural changes during the rolling fatigue process and improves the rolling fatigue life. Further, the addition of Ni is effective in improving toughness and corrosion resistance. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.00%, a large amount of retained austenite is generated at the time of quenching of the steel, and the predetermined hardness cannot be obtained, and the cost of the steel material is increased. It was 1.00% or less.
The Ni content may be 0%. That is, Ni does not have to be contained.
Ｖの含有量（１．００％以下）について、Ｖの炭化物も微細であり水素トラップサイトとして有効に働くことにより、水素脆性型の面疲労強度を改善する。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると鋼材のコストが上昇し、熱間加工性や切削性が低下するため、Ｖの上限値を１．００％とした。
なお、Ｖの含有率は０％でもよい。すなわち、Ｖは含有しなくてもよい。
With regard to the V content (1.00% or less), the carbide of V is fine and works effectively as a hydrogen trap site, thereby improving the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type. However, if the content exceeds 1.00%, the cost of the steel material increases, and the hot workability and machinability deteriorate. Therefore, the upper limit value of V is set to 1.00%.
The V content may be 0%. That is, V may not be contained.
本発明の軸受部品（本発明の鋼材）は、上記のように、特定範囲内でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、Ｍｎ＋Ｃｒが４％超であり、さらに、特定範囲内でＭｏ、Ｎｉ、Ｖを含むことが好ましく、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
ここで不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても原料や製造工程等から混入する可能性がある成分を意味する。不可避的不純物として、具体的にはＣｕが挙げられる。
As described above, the bearing component of the present invention (steel material of the present invention) contains C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, O, N, and Ti within a specific range, and Mn + Cr exceeds 4%. Furthermore, it is preferable that Mo, Ni, and V are contained within a specific range, and the balance is Fe and inevitable impurities.
Here, the inevitable impurities mean components that may be mixed from raw materials, manufacturing processes, etc. without intentional addition. A specific example of the inevitable impurity is Cu.
本発明の軸受部品（本発明の鋼材）は、上記のような組成を備え、さらにＭｎ含有率とＣｒ含有率との比であるＭｎ／Ｃｒが０．４０〜１．５０を満たし、Ｓｉ含有率とＣｒ含有率との比であるＳｉ／Ｃｒが０．０５〜０．３０を満たす。 The bearing component of the present invention (steel material of the present invention) has the above composition, and Mn / Cr, which is the ratio of the Mn content to the Cr content, satisfies 0.40 to 1.50, and contains Si. Si / Cr which is a ratio of the ratio and the Cr content satisfies 0.05 to 0.30.
Ｍｎ／Ｃｒ（０．４０〜１．５０）について、浸炭窒化時に生成する窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ2である。どちらの窒化物が優先的に生成するかはＭｎ／Ｃｒで決まる。即ち、Ｍｎ／Ｃｒ値が大きければＭｎＳｉＮ2、Ｍｎ／Ｃｒ値が小さければＣｒＮが生成する。一方だけの窒化物に生成が偏ると粒径４００ｎｍを超える粗大な窒化物が生成する。ＭｎＳｉＮ2とＣｒＮの生成がバランスすることで粗大な窒化物生成を抑制できる下限値０．４０および上限１．５０の範囲とした。 Regarding Mn / Cr (0.40 to 1.50), the nitrides generated during carbonitriding are CrN and MnSiN 2 . Which nitride is preferentially formed is determined by Mn / Cr. That is, if the Mn / Cr value is large, MnSiN 2 is generated, and if the Mn / Cr value is small, CrN is generated. If the generation is biased to only one nitride, coarse nitride exceeding a particle size of 400 nm is generated. The lower limit of 0.40 and the upper limit of 1.50, which can suppress the formation of coarse nitrides by balancing the generation of MnSiN 2 and CrN, were set.
Ｓｉ／Ｃｒ（０．０５〜０．３０）について、浸炭窒化時に生成する窒化物はＣｒＮとＭｎＳｉＮ2である。どちらの窒化物が優先的に生成するかはＳｉ／Ｃｒでも決まる。即ち、Ｓｉ／Ｃｒ値が大きければＭｎＳｉＮ2、Ｓｉ／Ｃｒ値が小さければＣｒＮが生成する。一方だけの窒化物に生成が偏ると粒径４００ｎｍを超える粗大な窒化物が生成する。ＭｎＳｉＮ2とＣｒＮの生成がバランスすることで粗大な窒化物生成を抑制できる下限値０．０５および上限０．３０の範囲とした。 For Si / Cr (0.05~0.30), a nitride generated during carbonitriding is CrN and MnSiN 2. Which nitride is preferentially formed is also determined by Si / Cr. That is, MnSiN 2 is generated when the Si / Cr value is large, and CrN is generated when the Si / Cr value is small. If the generation is biased to only one nitride, coarse nitride exceeding a particle size of 400 nm is generated. The range of the lower limit 0.05 and the upper limit 0.30 that can suppress the formation of coarse nitrides by balancing the generation of MnSiN 2 and CrN.
本発明の軸受部品は上記のように、特定範囲内でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉを含み、Ｍｎ＋Ｃｒが４％超であり、特定範囲内でＭｏ、Ｎｉ、Ｖを含むことが好ましく、残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、さらに、Ｍｎ／ＣｒおよびＳｉ／Ｃｒは各々特定範囲内となる。そして、本発明の軸受部品は、本発明の鋼材を浸炭窒化処理して得られるものであるので、本発明の軸受部品の表層部分は浸炭窒化されている。
したがって、本発明の軸受部品は、最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下である。
As described above, the bearing component of the present invention contains C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, O, N, and Ti within a specific range, and Mn + Cr is more than 4%. Ni and V are preferably contained, the balance being Fe and inevitable impurities, and Mn / Cr and Si / Cr are each within a specific range. Since the bearing component of the present invention is obtained by carbonitriding the steel material of the present invention, the surface layer portion of the bearing component of the present invention is carbonitrided.
Therefore, in the bearing component of the present invention, the surface C concentration, which is the maximum value of the C concentration from the outermost surface to the depth of 10 μm, is 0.80 to 1.50 mass%, and the outermost surface to the depth of 10 μm. Among the nitrides having a surface N concentration which is the maximum value of N concentration of 0.05 to 0.80% by mass, a surface hardness of HRC58 or more and less than 64, and dispersed and precipitated in a region having a depth of 10 to 20 μm from the outermost surface The number of nitrides of CrN that is Cr nitride having a particle size of less than 300 nm and MnSiN 2 that is SiMn nitride is 10 5 pieces / mm 2 or more, and the number of nitrides having a particle size of 400 nm or more is 10 4 pieces / mm. 2 or less.
表層Ｃ濃度（０．８０〜１．５０％）について、Ｃは転がり軸受として強度を確保するために必須の元素であり、所定の熱処理後硬さを維持するためには０．８０％以上含有する必要があるため、Ｃ含有量の下限を０．８０％に限定した。しかし、Ｃ量が１．５０％を超えて含有された場合、大型の炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下が生じることが判明したため、Ｃ量の上限値は１．５０％とした。 For the surface layer C concentration (0.80 to 1.50%), C is an essential element for securing strength as a rolling bearing, and is contained at 0.80% or more in order to maintain the hardness after a predetermined heat treatment. Therefore, the lower limit of the C content is limited to 0.80%. However, when the C content exceeds 1.50%, it has been found that large carbides are generated and the rolling fatigue life is reduced, so the upper limit of the C content is 1.50%.
なお、本発明において表層Ｃ濃度とは、最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値を意味する。具体的には、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＣ濃度をＥＰＭＡで分析して得られる値を意味するものとする。 In the present invention, the surface layer C concentration means the maximum value of the C concentration from the outermost surface to a depth of 10 μm. Specifically, it means a value obtained by embedding in a resin so that the cross section (circular portion) is exposed and polishing, and then analyzing the C concentration of the surface layer of the bearing component of the present invention by EPMA. To do.
表層Ｎ濃度（０．０５％〜０．８０％）について、Ｎは鋼の軟化抵抗性を改善することにより転動寿命を向上する。また、微細な窒化物を表層に生成することにより水素トラップサイトとして働き、耐水素脆性を改善する。これらの効果を得るためにはＮを０．０５％以上含有する必要があるため下限を０．０５％とした。しかし、Ｎ量が０．８０％を超えると残留γの生成により、表面硬さを低下させ所定の表面硬さが得られなくなるため、Ｎ量の上限値を０．８０％とした。 For the surface layer N concentration (0.05% to 0.80%), N improves the rolling life by improving the softening resistance of the steel. In addition, by forming fine nitride on the surface layer, it works as a hydrogen trap site and improves hydrogen embrittlement resistance. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.05% or more of N, so the lower limit was made 0.05%. However, if the N content exceeds 0.80%, the surface hardness is lowered due to the generation of residual γ, and the predetermined surface hardness cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.80%.
なお、本発明において表層Ｎ濃度とは、最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値を意味する。具体的には、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＮ濃度をＥＰＭＡで分析して得られる値を意味するものとする。 In the present invention, the surface layer N concentration means the maximum value of the N concentration from the outermost surface to a depth of 10 μm. Specifically, it means a value obtained by analyzing the N concentration of the surface layer of the bearing component of the present invention by EPMA after being embedded in the resin so that the cross section (circular portion) is exposed and polished. To do.
上記の表層Ｃ濃度および表層Ｎ濃度の測定方法は、実施例の欄に記す方法と同様であるが、実施例では、初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、その後に、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、研磨した後、本発明の軸受部品の表層のＣ濃度およびＮ濃度をＥＰＭＡで分析している点で異なる。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。 The method for measuring the surface layer C concentration and the surface layer N concentration is the same as the method described in the example column. In the example, the outer periphery of each test piece having a diameter of 25 mm is first polished by 0.1 mm from the surface layer. Then, after embedding in the resin so that the cross section (circular portion) is exposed and polishing, the C concentration and N concentration of the surface layer of the bearing component of the present invention are analyzed by EPMA. The reason why the outer periphery is polished first in the examples is that the carbonitrided one is usually used after the outermost surface is polished by about 0.1 mm. The bearing component of the present invention means that after its outermost surface has already been polished by about 0.1 mm.
表面硬さ（ＨＲＣ５８以上６４未満）について、焼戻し後の表面硬さと転動疲労寿命には相関が認められ、表面硬さが高いほど転動疲労寿命は長くなる傾向がある。特に、焼戻し処理後の表面硬さがＨＲＣ５８以下になると急激に転動疲労寿命が低下し、寿命のばらつきも大きくなるため、焼戻し処理後の表面硬さをＨＲＣ５８以上とした。一方、表面硬さが高くなると水素脆性に対する感受性が高くなり、表面硬さがＨＲＣ６４以上になると水素脆性型の面疲労強度が著しく低下するため、上限をＨＲＣ６４未満とした。なお、Ｈｖ硬さに換算すると約６５０Ｈｖ以上８００Ｈｖ未満に相当する。 Regarding the surface hardness (HRC 58 or more and less than 64), there is a correlation between the surface hardness after tempering and the rolling fatigue life, and the higher the surface hardness, the longer the rolling fatigue life. In particular, when the surface hardness after the tempering treatment becomes HRC58 or less, the rolling fatigue life rapidly decreases and the variation in the life also increases. Therefore, the surface hardness after the tempering treatment is set to HRC58 or more. On the other hand, when the surface hardness is increased, the sensitivity to hydrogen embrittlement is increased, and when the surface hardness is HRC64 or higher, the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type is significantly decreased. In terms of Hv hardness, this corresponds to about 650 Hv or more and less than 800 Hv.
なお、本発明において表面硬さとは、最表面のロックウェル（ＨＲＣ）は、ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠して５点測定し、それらの平均値として得られる値を意味するものとする。 In the present invention, the surface hardness means a value obtained by measuring five points on the outermost surface Rockwell (HRC) according to JIS Z2245 and obtaining an average value thereof.
この方法は実施例の欄に記す方法と同様であるが、実施例では、初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、その後に、得られた研磨面にてロックウェル硬さを測定している点で異なる。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。 This method is the same as the method described in the Example column. In the example, first, the outer periphery of each test piece having a diameter of 25 mm is polished by 0.1 mm from the surface layer, and then the obtained polished surface is used. It differs in that it measures the Rockwell hardness. The reason why the outer periphery is polished first in the examples is that the carbonitrided one is usually used after the outermost surface is polished by about 0.1 mm. The bearing component of the present invention means that after its outermost surface has already been polished by about 0.1 mm.
粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（１０5個／ｍｍ2以上）について、窒化物のうち水素トラップに有効な窒化物はＣｒ窒化物であるＣｒＮとＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2である。窒化物は水素をトラップすることにより、水素脆性型の面疲労剥離を抑制する効果がある。その効果を得るためには、微細な窒化物ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2を多数析出させる必要がある。窒化物生成数が少ない場合や粒径３００ｎｍ以上の窒化物が多数生成し、粒径３００ｎｍ未満の微細な窒化物が１０5個／ｍｍ2未満となると、水素トラップによる水素脆性型面疲労強度の改善効果が十分には得られない。このため、粒径３００ｎｍ未満の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）を１０5個／ｍｍ2以上含有するとした。
なお、この窒化物個数の上限値は１０6個／ｍｍ2であることが好ましく、５×１０5個／ｍｍ2であることがより好ましい。
For a Cr nitride having a particle size of less than 300 nm CrN and Mn nitrides number of MnSiN 2 is a nitride (10 5 / mm 2 or more), effective nitrides hydrogen trapping of nitride of Cr nitrides Some CrN and MnSiN 2 which is Mn nitride. Nitride has an effect of suppressing hydrogen embrittlement type surface fatigue peeling by trapping hydrogen. In order to obtain the effect, it is necessary to deposit a large number of fine nitrides CrN and MnSiN 2 . When the number of nitrides generated is small or a large number of nitrides having a particle size of 300 nm or more are generated and the number of fine nitrides having a particle size of less than 300 nm is less than 10 5 pieces / mm 2 , the hydrogen embrittlement type surface fatigue strength by hydrogen trapping is reduced. The improvement effect cannot be obtained sufficiently. For this reason, the number of nitrides having a particle diameter of less than 300 nm (total number of CrN and MnSiN 2 ) is assumed to be 10 5 / mm 2 or more.
The upper limit of the number of nitrides is preferably 10 6 pieces / mm 2 , and more preferably 5 × 10 5 pieces / mm 2 .
なお、本発明において最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）は、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用い、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ2の領域に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定し、観察領域の面積（５００μｍ2）で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ2）の合計値を求める。 In the present invention a Cr nitride of less than particle size 300nm out of nitrides dispersed precipitates in a region of depth 10~20μm from the outermost surface CrN and SiMn nitrides number of MnSiN 2 is a nitride (CrN and MnSiN The total number of 2 ) is nitrided at the measurement magnification of 10,000 times using a FE-EPMA (Field Emission Electron Microanalyzer) using the same embedded polishing sample as that analyzed for the surface layer C concentration and N concentration. a mapping of the object, about 500 [mu] m nitride having a particle size of less than 10nm over 300nm present in the second region was identified all, by dividing by the area of the observation region (500 [mu] m 2), fine Cr nitride grain size of less than 300nm The total value of the number density (pieces / mm 2 ) of the material and Si nitride is obtained.
粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数（１０4個／ｍｍ2以下）について、水素トラップによる水素脆性向上効果を得るためには微細窒化物を必要である。粒径４００ｎｍ以上では効果が得られないだけでなく、微細な窒化物個数を減らすことおよび粗大な窒化物が破壊起点となって転動寿命を低下する。４００ｎｍ以上の窒化物個数は出来るだけ少ないほうが望ましいが、転動寿命への影響する１０4個／ｍｍ2を上限値とした。 For the number of nitrides having a particle size of 400 nm or more (10 4 pieces / mm 2 or less), fine nitride is necessary to obtain the effect of improving hydrogen embrittlement by the hydrogen trap. When the particle size is 400 nm or more, not only the effect is not obtained, but also the number of fine nitrides is reduced and coarse nitrides become the starting point of fracture, thereby reducing the rolling life. Although it is desirable that the number of nitrides of 400 nm or more is as small as possible, the upper limit value is 10 4 pieces / mm 2 which affects the rolling life.
なお、本発明において最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径４００ｎｍ以上のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）は、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用い、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ2の領域に存在する粒径４０ｎｍ以上の窒化物を全て同定した後、観察領域の面積（５００μｍ2）で除して、粒径４００ｎｍ以上の粗大なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ2）の合計値を求める。 In the present invention, the number of nitrides (CrN and MnSiN) of CrN that is Cr nitride having a particle size of 400 nm or more and MnSiN 2 that is SiMn nitride among the nitrides dispersed and precipitated in a region having a depth of 10 to 20 μm from the outermost surface in the present invention. The total number of 2 ) is nitrided at the measurement magnification of 10,000 times using a FE-EPMA (Field Emission Electron Microanalyzer) using the same embedded polishing sample as that analyzed for the surface layer C concentration and N concentration. a mapping of the object, after identifying all the particle size 40nm or more nitrides present in the region of about 500 [mu] m 2, by dividing by the area of the observation region (500 [mu] m 2), more than the particle size 400nm of coarse Cr nitrides And the total value of the number density (pieces / mm 2 ) of Si nitride.
上記の最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）および粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数の測定方法は、実施例の欄に記す方法と同様である。初めに各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨する。実施例において初めに外周を研磨する理由は、通常、浸炭窒化したものは、その最表面を０．１ｍｍ分程度研磨した後に利用するからである。本発明の軸受部品は、すでにその最表面を０．１ｍｍ分程度研磨された後のものを意味する。 Among the nitrides dispersed and precipitated in the region having a depth of 10 to 20 μm from the outermost surface, the number of nitrides (CrN and MnSiN 2 ) of CrN which is Cr nitride having a particle size of less than 300 nm and MnSiN 2 which is SiMn nitride. The method for measuring the total number) and the number of nitrides having a particle size of 400 nm or more is the same as the method described in the column of Examples. First, the outer periphery of each test piece having a diameter of 25 mm is polished by 0.1 mm from the surface layer. The reason why the outer periphery is polished first in the examples is that the carbonitrided one is usually used after the outermost surface is polished by about 0.1 mm. The bearing component of the present invention means that after its outermost surface has already been polished by about 0.1 mm.
以下、本発明の実施例について説明する。
第１表に示す化学成分の材料を、各々、５０ｋｇ用意し、真空溶解で溶製し、熱間鍛造により直径２８ｍｍの棒鋼を製造した。その後、焼ならし処理として９２０℃に加熱し、２時間保持した後空冷し、さらに球状化焼なまし処理として７６０℃に加熱し、３時間保持した後、−１５℃／時間で６５０℃まで冷却し、その後空冷して、鋼材を得た。
そして、得られた鋼材から、断面直径２５ｍｍ、高さ１００ｍｍの円筒状の部材を削り出し、その部材について種々の浸炭窒化条件で浸炭窒化処理を行って試験片を得た。
ここで、浸炭窒化処理は浸炭ガス（ここではＲＸガスを使用）にアンモニアガスを加えた混合雰囲気中で、種々の浸炭窒化条件（浸炭窒化温度、浸炭窒化時間、カーボンポテンシャル、アンモニア濃度）にて焼入れ焼戻しを行う処理である。図１は浸炭窒化条件の一例を示している。図１中ＣＰはカーボンポテンシャルを、ＯＱは油焼入れを、ＡＣは空冷をそれぞれ表している。なお、本発明鋼および比較鋼の全ておいて、浸炭窒化温度は８００〜９００℃の範囲内、浸炭窒化時間は１〜５ｈ、ＣＰは０．８〜１．３％、アンモニア濃度は１．０〜５．０体積％とした。また、油焼入れ（ＯＱ）は１１０℃の油に浸漬して急冷する処理とした。
Examples of the present invention will be described below.
50 kg of materials having chemical components shown in Table 1 were prepared, melted by vacuum melting, and steel bars having a diameter of 28 mm were manufactured by hot forging. Thereafter, it is heated to 920 ° C. as a normalizing treatment, held for 2 hours, then air-cooled, further heated to 760 ° C. as a spheroidizing annealing treatment, held for 3 hours, and then up to 650 ° C. at −15 ° C./hour. It cooled and air-cooled after that, and obtained steel materials.
Then, a cylindrical member having a cross-sectional diameter of 25 mm and a height of 100 mm was cut out from the obtained steel material, and carbonitriding treatment was performed on the member under various carbonitriding conditions to obtain test pieces.
Here, the carbonitriding process is performed under various carbonitriding conditions (carbonitriding temperature, carbonitriding time, carbon potential, ammonia concentration) in a mixed atmosphere in which ammonia gas is added to carburizing gas (in this case, RX gas is used). It is a process of quenching and tempering. FIG. 1 shows an example of carbonitriding conditions. In FIG. 1, CP represents carbon potential, OQ represents oil quenching, and AC represents air cooling. In all of the steels of the present invention and comparative steels, the carbonitriding temperature is in the range of 800 to 900 ° C., the carbonitriding time is 1 to 5 hours, the CP is 0.8 to 1.3%, and the ammonia concentration is 1.0. It was set to -5.0 volume%. Moreover, oil quenching (OQ) was set as the process of immersing in 110 degreeC oil and quenching rapidly.
このような浸炭窒化処理を行って得られた試験片について、表層硬さ（ＨＲＣ）、表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度、粒径３００ｎｍ未満のＣｒおよびＳｉ窒化物個数、粒径４００ｎｍ以上のＣｒおよびＳｉ窒化物個数、２円筒試験平均寿命を測定した。各試験の方法を以下に説明する。 About the test piece obtained by performing such carbonitriding treatment, the surface layer hardness (HRC), the surface layer C concentration, the surface layer N concentration, the number of Cr and Si nitrides with a particle size of less than 300 nm, the Cr with a particle size of 400 nm or more and The number of Si nitrides and the two-cylinder test average life were measured. The method of each test is described below.
＜表層硬さ（ＨＲＣ）＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、得られた研磨面にてロックウェル硬さ（ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠）を５点測定し、それらの平均を求め、表層硬さ（ＨＲＣ）とした。
結果を第２表に示す。
<Surface hardness (HRC)>
The outer periphery of each test piece having a diameter of 25 mm was polished 0.1 mm from the surface layer, and the Rockwell hardness (based on JIS Z2245) was measured at five points on the obtained polished surface, and the average was obtained to determine the surface layer hardness. (HRC).
The results are shown in Table 2.
＜表層Ｃ濃度、表層Ｎ濃度＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨し、横断面（円状部）が露出するように樹脂内に埋め込み、各試験片の横断面を研磨し、表層のＣ、Ｎ濃度をＥＰＭＡで分析した。ここで表層Ｃ濃度および表層Ｎ濃度は、最表面から深さ１０μｍ位置までのＣ、Ｎ濃度の最大値（ピーク値）とした。
結果を第２表に示す。
<Surface layer C concentration, surface layer N concentration>
The outer periphery of each test piece having a diameter of 25 mm is polished by 0.1 mm from the surface layer, embedded in the resin so that the cross section (circular portion) is exposed, the cross section of each test piece is polished, and C, N of the surface layer The concentration was analyzed with EPMA. Here, the surface layer C concentration and the surface layer N concentration were the maximum values (peak values) of the C and N concentrations from the outermost surface to a depth of 10 μm.
The results are shown in Table 2.
＜粒径３００ｎｍ未満のＣｒおよびＳｉ窒化物個数＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨した後、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用いて最表層から１０〜２０μｍの領域をＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ2の領域に存在する粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ未満の窒化物を全て同定した。そして、観察領域の面積（５００μｍ2）で除して、粒径３００ｎｍ未満の微細なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ2）の合計値を求めた。
結果を第２表に示す。
<Number of Cr and Si nitride having a particle size of less than 300 nm>
After polishing the outer periphery of each test piece with a diameter of 25 mm by 0.1 mm from the surface layer, the same embedded polishing sample as that analyzed for the surface layer C concentration and the N concentration was used, and a region of 10 to 20 μm from the outermost layer was FE-EPMA. Nitride mapping was performed at a measurement magnification of 10,000 using a (field emission electron beam microanalyzer), and all nitrides having a particle size of 10 nm or more and less than 300 nm present in a region of about 500 μm 2 were identified. Then, the total value of the number density (pieces / mm 2 ) of fine Cr nitride and Si nitride having a particle diameter of less than 300 nm was obtained by dividing by the area of the observation region (500 μm 2 ).
The results are shown in Table 2.
＜粒径４００ｎｍ以上のＣｒおよびＳｉ窒化物個数＞
各試験片の直径２５ｍｍの外周を表層から０．１ｍｍ分研磨した後、表層Ｃ濃度およびＮ濃度を分析したものと同じ埋込研磨試料を用いて最表層から１０〜２０μｍの領域をＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定倍率１０，０００倍で窒化物のマッピングを行い、約５００μｍ2の領域に存在する粒径４００ｎｍ以上の窒化物を全て同定した。そして、観察領域の面積（５００μｍ2）で除して、粒径４００ｎｍ以上の粗大なＣｒ窒化物およびＳｉ窒化物の個数密度（個／ｍｍ2）の合計値を求めた。
結果を第２表に示す。
<Number of Cr and Si nitride having a particle size of 400 nm or more>
After polishing the outer periphery of each test piece with a diameter of 25 mm by 0.1 mm from the surface layer, the same embedded polishing sample as that analyzed for the surface layer C concentration and the N concentration was used, and a region of 10 to 20 μm from the outermost layer was FE-EPMA. Nitride mapping was performed at a measurement magnification of 10,000 times using a (field emission electron beam microanalyzer), and all nitrides having a particle diameter of 400 nm or more existing in a region of about 500 μm 2 were identified. Then, the total value of the number density (pieces / mm 2 ) of coarse Cr nitride and Si nitride having a particle diameter of 400 nm or more was obtained by dividing by the area of the observation region (500 μm 2 ).
The results are shown in Table 2.
＜２円筒試験平均寿命＞
各試験片について、図２に示すローラーピッチング試験機（ニッコークリエイト社製）を用いて２円筒ころがり疲労試験を行った。図２において８は円筒の試験片で、この図２に示す方法では、試験片８に対してＪＩＳ ＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材から成る相手円筒１０を所定面圧で押し付け、その状態でモータ１２により軸１４を介して試験片８を回転させるとともに、モータ１２の回転をギア１６，１８を介して軸２０に伝達して、相手円筒１０を回転させることにより行った。
ここで相手円筒はＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材で、形状は軸方向に曲率半径１５０ｍｍのクラウニングを有する直径１３０ｍｍの円筒である。試験条件は水素脆性型の面疲労剥離を再現する条件で行った。水素脆性を生じる潤滑油を用い、水素脆性型の早期転動疲労破壊が生じる試験条件（油温９０℃、すべり率−６０％、面圧３Ｇｐａ、回転数１５００ｒｐｍ）で試験を行なった。ここで、すべり率とは試験円筒と相手円筒の周速の差と試験円筒の周速の比率である。試験は同一条件で４点行い、平均寿命を求めた。
表２に試験結果を示す。
<2 cylinder test life expectancy>
Each test piece was subjected to a two-cylinder rolling fatigue test using a roller pitching tester (manufactured by Nikko Create) shown in FIG. In FIG. 2, reference numeral 8 denotes a cylindrical test piece. In the method shown in FIG. 2, a mating cylinder 10 made of a tempered material of JIS SUJ2 is pressed against the test piece 8 at a predetermined surface pressure, and in this state, a shaft is driven by a motor 12. The test piece 8 was rotated through 14 and the rotation of the motor 12 was transmitted to the shaft 20 through the gears 16 and 18 to rotate the counterpart cylinder 10.
Here, the counterpart cylinder is a SUJ2 quenching and tempering material, and the shape is a cylinder with a diameter of 130 mm having a crowning with a curvature radius of 150 mm in the axial direction. The test conditions were such that the hydrogen embrittlement type surface fatigue peeling was reproduced. Using a lubricating oil that generates hydrogen embrittlement, the test was performed under the test conditions (oil temperature 90 ° C., slip rate −60%, surface pressure 3 Gpa, rotation speed 1500 rpm) in which hydrogen embrittlement type early rolling fatigue failure occurs. Here, the slip ratio is a ratio of the difference between the peripheral speeds of the test cylinder and the counterpart cylinder and the peripheral speed of the test cylinder. The test was performed at four points under the same conditions, and the average life was obtained.
Table 2 shows the test results.
本発明鋼である鋼材Ｎｏ．１〜１２は、いずれも表面硬さＨＲＣ５８以上６４未満であり、表層Ｃ量は０．８〜１．５％の範囲、表層Ｎ量は０．０５〜０．８％の範囲であり、表面に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮ及びＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数が１０5個／ｍｍ2以上でありかつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下である。
発明例の２円筒試験平均寿命は１９．７〜３１．５×１０6回と優れる。一方、比較例では同平均寿命は１．７〜９．２×１０6回と、いずれも水素脆性により低寿命である。
Steel No. which is the steel of the present invention. 1-12 are all surface hardness HRC58 or more and less than 64, surface layer C amount is in the range of 0.8-1.5%, surface layer N amount is in the range of 0.05-0.8%, surface CrN and SiMn nitrides number of MnSiN 2 is a nitride is not less 10 5 / mm 2 or more and a particle diameter 400nm or more nitrides of which is a Cr nitride of less than particle size 300nm of the dispersed precipitated nitride The number is 10 4 pieces / mm 2 or less.
The two-cylinder test average life of the inventive example is excellent at 19.7 to 31.5 × 10 6 times. On the other hand, in the comparative example, the average life is 1.7 to 9.2 × 10 6 times, both of which are low life due to hydrogen embrittlement.
第２表の比較例のうち鋼種Ｎｏ．１３は化学成分の内Ｍｎ量が低いため、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ値も低めに外れ、低寿命になった例である。
鋼種Ｎｏ．１４はＣｒ量が低いためＭｎ／Ｃｒ値も高めに外れ、粗大な窒化物が生成することにより低寿命となった例である。
鋼種Ｎｏ．１５は化学成分は請求範囲内にあるがＭｎ＋Ｃｒ値が低く、３００ｎｍ未満の窒化物数が少なく低寿命となった例である。
Among the comparative examples in Table 2, the steel type No. No. 13 is an example in which the amount of Mn in the chemical component is low, so that the amount of Mn + Cr and the Mn / Cr value are also lowered and the life is shortened.
Steel type No. No. 14 is an example in which since the amount of Cr is low, the Mn / Cr value also deviates to a high level, and the lifetime is reduced by the formation of coarse nitrides.
Steel type No. No. 15 is an example in which the chemical component is within the claimed range but the Mn + Cr value is low, the number of nitrides less than 300 nm is small, and the lifetime is short.
８ 円筒の試験片
１０ 相手円筒
１２ モータ
１４、２０ 軸
１６、１８ ギア
8 Cylindrical specimen 10 Counter cylinder 12 Motor 14, 20 Axis 16, 18 Gear
Claims (4)
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
ＲＸガスにアンモニアを１〜５％添加した浸炭窒化ガスを用い、浸炭窒化温度を８００〜９００℃、浸炭窒化時間を１〜５ｈ、ＣＰを０．８〜１．３％、ＯＱを１１０℃とする浸炭窒化処理を施した場合に、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下である水素脆性型の面疲労強度に優れる浸炭窒化軸受部品が得られる、浸炭窒化用鋼材。 In mass% display,
C: 0.80 to 1.20%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.20 to 2.50%,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 1.60 to 2.80%,
Al: 0.050% or less,
O: 0.0015% or less,
N: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance: composed of Fe and inevitable impurities,
Mn / Cr: 0.40 to 1.50,
Si / Cr: 0.05-0.30
The filling,
Using a carbonitriding gas with 1-5% ammonia added to RX gas, the carbonitriding temperature is 800-900 ° C., the carbonitriding time is 1-5 h, CP is 0.8-1.3%, and OQ is 110 ° C. When carbonitriding is performed,
The surface C concentration, which is the maximum value of the C concentration from the outermost surface to a position at a depth of 10 μm, is 0.80 to 1.50 mass%,
The surface N concentration, which is the maximum value of the N concentration from the outermost surface to a position having a depth of 10 μm, is 0.05 to 0.80 mass%,
The surface hardness is HRC58 or more and less than 64,
The total number of the inner diameter is Cr nitrides of less than 300 nm CrN and SiMn nitrides number of MnSiN 2 is a nitride (CrN and MnSiN 2 nitride dispersed precipitates in a region of depth 10~20μm from the outermost surface ) Is 10 5 pieces / mm 2 or more, and the number of nitrides having a particle size of 400 nm or more is 10 4 pieces / mm 2 or less. Steel for nitriding.
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有する、請求項１に記載の浸炭窒化用鋼材。 Furthermore, in mass% display,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
V: Steel material for carbonitriding according to claim 1, which is contained at 1.00% or less.
Ｃ：０．８０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｒ：１．６０〜２．８０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：４．００％超、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
の組成からなり、
Ｍｎ／Ｃｒ：０．４０〜１．５０、
Ｓｉ／Ｃｒ：０．０５〜０．３０
を満たし、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＣ濃度の最大値である表面Ｃ濃度が０．８０〜１．５０質量％、
最表面から深さ１０μｍの位置までのＮ濃度の最大値である表面Ｎ濃度が０．０５〜０．８０質量％、
表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、
最表面から深さ１０〜２０μｍの領域に分散析出した窒化物のうち粒径３００ｎｍ未満のＣｒ窒化物であるＣｒＮおよびＳｉＭｎ窒化物であるＭｎＳｉＮ2の窒化物個数（ＣｒＮとＭｎＳｉＮ2との合計個数）が１０5個／ｍｍ2以上であり、かつ、粒径４００ｎｍ以上の窒化物個数が１０4個／ｍｍ2以下であることを特徴とする水素脆性型の面疲労強度に優れた浸炭窒化軸受部品。 In mass% display,
C: 0.80 to 1.20%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.20 to 2.50%,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 1.60 to 2.80%,
Al: 0.050% or less,
O: 0.0015% or less,
N: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
Mn + Cr: more than 4.00%,
The balance: composed of Fe and inevitable impurities,
Mn / Cr: 0.40 to 1.50,
Si / Cr: 0.05-0.30
The filling,
The surface C concentration, which is the maximum value of the C concentration from the outermost surface to a position at a depth of 10 μm, is 0.80 to 1.50 mass%,
The surface N concentration, which is the maximum value of the N concentration from the outermost surface to a position having a depth of 10 μm, is 0.05 to 0.80 mass%,
The surface hardness is HRC58 or more and less than 64,
The total number of the inner diameter is Cr nitrides of less than 300 nm CrN and SiMn nitrides number of MnSiN 2 is a nitride (CrN and MnSiN 2 nitride dispersed precipitates in a region of depth 10~20μm from the outermost surface ) Is 10 5 pieces / mm 2 or more, and the number of nitrides having a particle diameter of 400 nm or more is 10 4 pieces / mm 2 or less. parts.
質量％表示で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下
で含有する、請求項３に記載の浸炭窒化軸受部品。 The steel material is further displayed in mass%,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
The carbonitrided bearing component according to claim 3, containing V: 1.00% or less.
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|---|---|---|---|---|
| CN115323276A (en) * | 2022-10-11 | 2022-11-11 | 联峰钢铁（张家港）有限公司 | Bearing steel with high strength and high plasticity and production process thereof |
-
2017
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