JP2021109992A - Steel for bearings - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、浸炭処理により表層が硬化される軸受に用いられる、軸受用鋼に関する。 The present invention relates to bearing steel used for bearings whose surface layer is hardened by carburizing.
一般的に、自動車・建機・産機の軸受、歯車、シャフト、プーリー等に使用される鋼は、切削加工を施されて部品形状に加工されるため、優れた被削性が求められる。また、これらの部品に使用される鋼は、衝撃および摩擦等に対して優れた特性を有する必要があるため、優れた硬度、靭性、転動疲労強度および耐摩耗性が求められる。一般的に、表面硬度が高ければ高いほど転動疲労強度は向上するため、優れた転動疲労強度が求められる比較的大型の機械部品は、浸炭処理を施されてから使用される。 Generally, steel used for bearings, gears, shafts, pulleys, etc. of automobiles, construction machinery, industrial machinery, etc. is processed into a part shape by cutting, so that excellent machinability is required. Further, since the steel used for these parts needs to have excellent properties against impact, friction and the like, excellent hardness, toughness, rolling fatigue strength and wear resistance are required. Generally, the higher the surface hardness, the higher the rolling fatigue strength. Therefore, relatively large mechanical parts that require excellent rolling fatigue strength are used after being carburized.
近年では、自動車の燃費向上を目的として、上記のような機械部品同士の間の潤滑液（油等）の量を減らす、あるいは粘度を下げる傾向がある。潤滑液の量を少なくすると、冷却効果の低下により表面温度が上昇し、より過酷な環境下で機械部品が使用されることになる。また、潤滑液の粘度を下げると液膜が薄くなることで冷却効果が低下するだけでなく、摩擦の増加により機械部品の表面温度が上昇する。機械部品の表面温度が上昇すると、使用されるうちに機械部品内部の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。そのため、高温環境下で使用される機械部品は、表面温度が上昇した場合であっても組織が変化し難い特性を有する必要がある。 In recent years, there has been a tendency to reduce the amount of lubricating liquid (oil, etc.) between mechanical parts as described above, or to reduce the viscosity, for the purpose of improving the fuel efficiency of automobiles. When the amount of lubricating liquid is reduced, the surface temperature rises due to the decrease in the cooling effect, and the mechanical parts are used in a harsher environment. Further, when the viscosity of the lubricating liquid is lowered, not only the cooling effect is lowered due to the thinning of the liquid film, but also the surface temperature of the machine part is raised due to the increase in friction. When the surface temperature of a machine part rises, the structure inside the machine part changes during use, and destruction may occur starting from the changed structure. Therefore, mechanical parts used in a high temperature environment need to have characteristics that the structure does not easily change even when the surface temperature rises.
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．００〜３．００％、Ａｌ：０．００５〜０．２００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、さらに、該鋼は上記組成のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量から算出される４×Ｓｉ＋３Ｃｒ−Ｍｎの値が６．００％以上を満足し、かつ、旧オーステナイト粒径を８．０μｍ以下としたことを特徴とする靭性および耐磨耗性に優れた鋼が開示されている。 Patent Document 1 describes in terms of mass%, C: 0.30 to 0.65%, Si: 0.25 to 1.00%, Mn: 0.25 to 0.60%, P: 0.030% or less. , S: 0.030% or less, Cr: 1.00 to 3.00%, Al: 0.005 to 0.200%, N: 0.0200% or less, O: 0.0030% or less. The balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the steel satisfies the value of 4 × Si + 3Cr—Mn calculated from the contents of Si, Mn, and Cr in the above composition of 6.00% or more, and the former austenite. A steel having excellent toughness and abrasion resistance, which is characterized by having a particle size of 8.0 μm or less, is disclosed.
特許文献２には、所定の化学組成を有し、鋼組織が、フェライト及びパーライトからなり、前記パーライトの面積率が８５％以上であり、鋼中において、Ａｌ２Ｏ３介在物及び複合介在物の総個数に対する、前記複合介在物の個数の比率は、２０％以上であり、前記複合介在物は、質量％で、２．０％以上のＳｉＯ２及び２．０％以上のＣａＯを含有し、残部の９９％以上がＡｌ２Ｏ３である、高周波焼入れ用鋼が開示されている。
特許文献３には、所定の化学組成を有し、該鋼を浸炭焼入焼戻し又は浸炭窒化焼入焼戻した際の鋼材最表面から１００〜３００μｍ位置の母相中に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計が３．０％以上で、残留ローステナイト量が２５〜５０ｖｏｌ％で残部はマルテンサイトを主とする組織の軸受用鋼が開示されている。
しかし、特許文献１および２では、鋼の表面温度が上昇することで生じる組織変化について何ら考慮されておらず、特許文献１および２に開示された鋼を高温環境下で使用される機械部品に適用した場合、鋼中に含まれるＭｎの作用により、潤滑液等に含まれる水素が鋼中に侵入し、拡散する事で組織変化が生じ、破壊が生じる場合がある。特許文献３では、残留オーステナイトを水素トラップとして活用することで耐組織変化特性を向上させると開示されているが、製造上、軟質な残留オーステナイトを安定して得ることができず、強度が不足して、破壊が生じる場合がある。
However,
本発明は、焼ならし後の被削性に優れ、且つ浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する軸受用鋼を提供することを目的とする。 The present invention provides a bearing steel having excellent machinability after normalizing and excellent hardness, toughness, rolling fatigue strength, wear resistance and structure change resistance after carburizing. The purpose.
本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］ 本発明の一態様に係る軸受用鋼は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：１．６０〜２．００％、
Ｖ ：０．０２〜０．３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、および
Ｏ ：０．００１５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［２］上記［１］に記載の軸受用鋼は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂ ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
The gist of the present invention is as follows.
[1] The bearing steel according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%.
C: 0.15 to 0.30%,
Si: 0.25 to 0.80%,
Mn: 0.20% or more, less than 0.40%,
Cr: 1.60 to 2.00%,
V: 0.02 to 0.30%,
Al: 0.005 to 0.060%,
N: 0.0020 to 0.0080%,
P: 0.020% or less,
S: 0.020% or less and O: 0.0015% or less are contained, the balance is composed of Fe and impurities, and the following equations (1) and (2) are satisfied.
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
(Cr / Mn) + V ≧ 5.00 ・ ・ ・ (2)
However, the element symbol in the above formula indicates the content of the element in mass%, and when the element is not contained, 0 is substituted.
[2] The bearing steel according to the above [1] has a chemical composition of mass%.
Ca: 0.005% or less,
B: 0.0040% or less,
Mo: 0.80% or less,
Ti: 0.050% or less,
It may contain one or more selected from the group consisting of Nb: 0.050% or less and Ni: 0.30% or less.
本発明によれば、焼ならし後の被削性に優れ、且つ浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する軸受用鋼を提供することができる。 According to the present invention, there is provided a bearing steel having excellent machinability after normalizing and excellent hardness, toughness, rolling fatigue strength, wear resistance and structure change resistance after carburizing. be able to.
高温環境下で使用される機械部品は、すべりを伴う接触面圧を繰り返し負荷されるうちに部品表層の組織が変化し、組織が変化した箇所が起点となって破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で使用される機械部品の組織変化について以下のように推察している。 Mechanical parts used in a high-temperature environment may be destroyed due to changes in the structure of the surface layer of the parts as the contact surface pressure accompanied by slippage is repeatedly applied, starting from the changed structure. The present inventors infer the structural changes of machine parts used in a high temperature environment as follows.
機械部品が高温環境下で、すべりを伴いながら繰り返し面圧を負荷されると、部品表層に局所変形が生じ、その箇所には大きなひずみが導入されることにより白色組織が生じる。鋼内部に白色組織が生じると、この組織が起点となり微小亀裂が生じ、最終的には破壊が生じる場合がある。本発明者らは、高温環境下で潤滑液（油等）が分解されることにより生じた水素が鋼内部に侵入することが、高温環境下で局所破壊が生じる原因の一つであると推察している。 When a mechanical part is repeatedly subjected to surface pressure while slipping in a high temperature environment, local deformation occurs on the surface layer of the part, and a large strain is introduced at that location to form a white structure. When a white structure is formed inside the steel, this structure may be the starting point for microcracks, which may eventually cause fracture. The present inventors presume that the invasion of hydrogen generated by the decomposition of the lubricating liquid (oil, etc.) in a high temperature environment into the inside of the steel is one of the causes of local fracture in a high temperature environment. is doing.
そこで本発明者らは、耐組織変化特性に優れた鋼の化学組成について鋭意研究した。なお、耐組織変化特性に優れるとは、高温環境下で使用されても白色組織への組織変化が生じ難いことを意味する。その結果、本発明者らは、Ｍｎ、ＣｒおよびＶのそれぞれの含有量を所定の範囲内に制御し、且つこれらの元素の含有量が所定の関係を満たすように制御することで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。より具体的には、本発明者らは、Ｖを含有させて結晶粒を微細化することで、降伏強度を向上させて局所変形の発生を抑制し、Ｍｎ含有量を低減させて結晶粒界を強化することで亀裂の発生を抑制し、更に、Ｃｒを含有させることで、耐組織変化特性に優れた鋼を得ることができることを知見した。 Therefore, the present inventors have diligently studied the chemical composition of steel having excellent structure change resistance. The excellent tissue change resistance means that the structure is unlikely to change to a white structure even when used in a high temperature environment. As a result, the present inventors control the respective contents of Mn, Cr and V within a predetermined range, and control the contents of these elements so as to satisfy a predetermined relationship, thereby making the structure resistant. It was found that steel with excellent change characteristics can be obtained. More specifically, the present inventors improve the yield strength and suppress the occurrence of local deformation by adding V to refine the crystal grains, and reduce the Mn content to reduce the grain boundaries. It was found that the occurrence of cracks can be suppressed by strengthening the steel, and further, by containing Cr, a steel having excellent structure change resistance can be obtained.
以上の知見に基づいてなされた本実施形態に係る軸受用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２０〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、Ｃｒ：１．６０〜２．００％、Ｖ：０．０２〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＯ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足する。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
The bearing steel according to the present embodiment made based on the above findings has a chemical composition of C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.25 to 0.80%, Mn: in mass%. 0.20% or more, less than 0.40%, Cr: 1.60 to 2.00%, V: 0.02 to 0.30%, Al: 0.005 to 0.060%, N: 0.0020 It contains ~ 0.0080%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less and O: 0.0015% or less, and the balance consists of Fe and impurities, and the following formula (1) and the following ( 2) Satisfy the equation.
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
(Cr / Mn) + V ≧ 5.00 ・ ・ ・ (2)
However, the element symbol in the above formula indicates the content of the element in mass%, and when the element is not contained, 0 is substituted.
以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。「〜」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail. However, the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention. The numerical limit range described with "~" in between includes the lower limit value and the upper limit value. The value indicated as "less than" does not include the value in the numerical range. All% of the chemical composition indicates mass%.
Ｃ：０．１５〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、軸受用鋼の浸炭時の焼入れ性を高める。Ｃ含有量が少ない場合は浸炭焼入れ時の焼入れ性が低下し、それに伴う硬さの低下を招く。従ってＣ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ含有量が多い場合は浸炭時の焼入れ性は確保できるが、靭性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２６％以下である。
C: 0.15 to 0.30%
Carbon (C) enhances the hardenability of bearing steel during carburizing. When the C content is low, the hardenability at the time of carburizing and quenching is lowered, and the hardness is lowered accordingly. Therefore, the C content is 0.15% or more. It is preferably 0.20% or more. On the other hand, when the C content is high, the hardenability at the time of carburizing can be ensured, but the toughness is lowered, so the C content is set to 0.30% or less. Preferably, it is 0.26% or less.
Ｓｉ：０．２０〜０．８０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼に焼入性を付与して転動疲労強度を高める。更に、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を向上させる。すなわち、Ｓｉは、焼戻し処理および使用時の高温環境において軟化を抑制する。Ｓｉ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２２％以上、０．３０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多い場合は、鋼の硬度が上昇して、被削性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下、０．７０％以下、０．６５％以下である。
Si: 0.25 to 0.80%
Silicon (Si) imparts hardenability to steel and enhances rolling fatigue strength. Furthermore, Si improves temper softening resistance. That is, Si suppresses softening in a high temperature environment during tempering treatment and use. Since the above effect cannot be obtained when the Si content is low, the Si content is set to 0.20% or more. It is preferably 0.22% or more and 0.30% or more. On the other hand, when the Si content is high, the hardness of the steel increases and the machinability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.80% or less. Preferably, it is 0.75% or less, 0.70% or less, and 0.65% or less.
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満
マンガン（Ｍｎ）は浸炭処理時の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が多い場合は、結晶粒界にＭｎが偏析することで、鋼の耐組織変化特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％未満とする。好ましくは０．３５％以下である。
Mn: 0.20% or more and less than 0.40% Manganese (Mn) enhances hardenability during carburizing. If the Mn content is low, the above effect cannot be obtained, so the Mn content is set to 0.20% or more. It is preferably 0.25% or more. On the other hand, when the Mn content is high, Mn segregates at the grain boundaries, which deteriorates the structure change resistance of the steel. Therefore, the Mn content is set to less than 0.40%. It is preferably 0.35% or less.
Ｃｒ：１．６０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼に焼入性を付与して強度を高める。また、Ｃｒは焼戻し軟化抵抗を向上させ、焼戻し処理および使用時の高温環境における軟化を抑制する。更に、Ｃｒは鋼の水素感受性を抑制することで、耐組織変化特性を向上させる。Ｃｒ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｃｒ含有量は１．６０％以上とする。好ましくは１．６５％以上、１．７０％以上、１．８０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多い場合は、靭性が低下するとともに鋼の硬さが上昇して被削性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。好ましくは１．９５％以下である。
Cr: 1.60 to 2.00%
Chromium (Cr) imparts hardenability to steel to increase its strength. In addition, Cr improves tempering softening resistance and suppresses softening in a high temperature environment during tempering treatment and use. Furthermore, Cr improves the structure change resistance by suppressing the hydrogen sensitivity of steel. Since the above effect cannot be obtained when the Cr content is low, the Cr content is set to 1.60% or more. It is preferably 1.65% or more, 1.70% or more, and 1.80% or more. On the other hand, when the Cr content is high, the toughness decreases and the hardness of the steel increases, resulting in deterioration of machinability. Therefore, the Cr content is set to 2.00% or less. It is preferably 1.95% or less.
Ｖ：０．０２〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、微細なＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物を形成して浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで鋼の降伏強度を向上させ、圧力のかかる部品表層で局所変形が生じることを抑制する。また、Ｖは鋼の転動疲労強度および耐組織変化特性を向上させる。これは、鋼内部に侵入した水素をＶ析出物がトラップすることで、水素侵入による脆化を抑制することが原因の一つと考えられる。Ｖ含有量が少ない場合は上記効果が得られないため、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上である。一方、Ｖ含有量が多い場合は、鋼中に粗大なＶ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２５％以下、０．２１％以下である。
V: 0.02 to 0.30%
Vanadium (V) improves the yield strength of steel by forming fine V-nitrides, V-carbides, or V-carbonitrides and suppressing coarsening of crystal grains during carburizing, and is a component under pressure. Suppresses the occurrence of local deformation on the surface layer. In addition, V improves the rolling fatigue strength and the structure change resistance of the steel. It is considered that one of the causes is that the V precipitate traps the hydrogen that has entered the inside of the steel and suppresses the embrittlement due to the hydrogen intrusion. Since the above effect cannot be obtained when the V content is low, the V content is set to 0.02% or more. It is preferably 0.05% or more, 0.10% or more, and 0.15% or more. On the other hand, when the V content is high, coarse V precipitates are formed in the steel and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the V content is set to 0.30% or less. Preferably, it is 0.25% or less and 0.21% or less.
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。また、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上、０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＡｌ２Ｏ３介在物、および／または複数のＡｌ２Ｏ３介在物が凝集したＡｌ２Ｏ３クラスタが多量に生成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、０．０４５％以下である。
なお、本実施形態におけるＡｌ含有量とは、全Ａｌの含有量を意味する。
Al: 0.005 to 0.060%
Aluminum (Al) deoxidizes molten steel. Further, Al combines with N in steel to form AlN, which suppresses coarsening of crystal grains during carburizing treatment. If the Al content is low, the above effect cannot be obtained, so the Al content is set to 0.005% or more. It is preferably 0.008% or more and 0.015% or more. On the other hand, if the Al content is high, coarse Al 2 O 3 inclusions in steel, and / or a plurality of Al 2 O 3 inclusions are aggregated Al 2 O 3 clusters in large amounts produced, after carburizing Rolling fatigue strength of steel decreases. Therefore, the Al content is set to 0.060% or less. It is preferably 0.050% or less and 0.045% or less.
The Al content in the present embodiment means the total Al content.
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）はＡｌと結合して鋼中にＡｌＮを形成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を高める。Ｎ含有量が少ない場合、上記効果が得られないため、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする。好ましくは０．００２５％以上、０．００２８％以上である。一方、Ｎ含有量が多い場合、Ｎが過剰にフェライトに固溶してひずみ時効が生じ、鋼の冷間加工性が低下する。さらに、Ｎ含有量が多い場合、鋼中に粗大な窒化物が生成されて、鋼の被削性および転動疲労強度が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。好ましくは０．００７０％以下、０．００６０％以下である。
N: 0.0020 to 0.0080%
Nitrogen (N) combines with Al to form AlN in the steel and suppresses the coarsening of crystal grains during the carburizing treatment, thereby increasing the rolling fatigue strength of the steel after the carburizing treatment. If the N content is low, the above effect cannot be obtained, so the N content is set to 0.0020% or more. It is preferably 0.0025% or more and 0.0028% or more. On the other hand, when the N content is high, N is excessively dissolved in ferrite to cause strain aging, and the cold workability of the steel is lowered. Further, when the N content is high, coarse nitrides are generated in the steel, and the machinability and rolling fatigue strength of the steel are lowered. Therefore, the N content is set to 0.0080% or less. It is preferably 0.0070% or less and 0.0060% or less.
Ｐ：０．０２０％以下
リン（Ｐ）は不純物元素である。Ｐは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させるため、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０１５％以下、０．０１１％以下が好ましい。Ｐ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増加に見合う効果が得られないため、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
P: 0.020% or less Phosphorus (P) is an impurity element. Since P segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries, it reduces the rolling fatigue strength of the steel after the carburizing treatment. Therefore, the P content is limited to 0.020% or less. The P content is preferably 0.015% or less and 0.011% or less. The P content is preferably 0%, but even if the P content is excessively reduced, the effect corresponding to the increase in the refining cost cannot be obtained. Therefore, the P content is 0.003% or more and 0.005%. The above may be applied.
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物元素である。Ｓは鋼中に粗大な介在物（ＭｎＳ）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は０．０１６％以下、０．０１３％以下、０．０１０％以下が好ましい。Ｓ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｓ含有量は０．００３％以上、０．００５％以上としてもよい。
S: 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity element. S forms coarse inclusions (MnS) in the steel and reduces the rolling fatigue strength of the steel after the carburizing treatment. Therefore, the S content is limited to 0.020% or less. The S content is preferably 0.016% or less, 0.013% or less, and 0.010% or less. The S content is preferably 0%, but even if the S content is excessively reduced, the effect corresponding to the increase in the refining cost cannot be obtained. Therefore, the S content is 0.003% or more and 0.005%. The above may be applied.
Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物元素である。ＯはＡｌ、Ｓｉ及びＣａと結合して酸化物（又は酸化物系介在物）を形成し、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００１４％以下、０．００１１％以下が好ましい。Ｏ含有量は０％とすることが好ましいが、Ｏ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｏ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上としてもよい。
O: 0.0015% or less Oxygen (O) is an impurity element. O combines with Al, Si and Ca to form oxides (or oxide-based inclusions), which reduces the rolling fatigue strength of steel after carburizing. Therefore, the O content is limited to 0.0015% or less. The O content is preferably 0.0014% or less and 0.0011% or less. The O content is preferably 0%, but even if the O content is excessively reduced, the effect corresponding to the increase in the refining cost cannot be obtained. Therefore, the O content is 0.0003% or more and 0.0005%. The above may be applied.
本実施形態に係る軸受用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。本実施形態において、不純物とは、軸受用鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る軸受用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The rest of the chemical composition of the bearing steel according to this embodiment is Fe and impurities. In the present embodiment, the impurities are those mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as a raw material when the bearing steel is industrially manufactured, and are mixed in the bearing steel according to the present embodiment. It means something that is acceptable as long as it does not adversely affect it.
本実施形態に係る軸受用鋼には、残部のＦｅに代えて以下の任意元素の１種以上を含有させてもよい。下記任意元素を含有させない場合の含有量は０％である。 The bearing steel according to the present embodiment may contain one or more of the following optional elements instead of the remaining Fe. When the following optional elements are not contained, the content is 0%.
Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は、腐食起点となる鋼中のＭｎＳを球状化し、微細分散させることで、鋼の耐食性を向上させる。更に、Ｃａは、Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して、複合介在物（Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＳｉＯ２）を形成する。Ａｌ２Ｏ３介在物を改質して複合介在物を生成することにより、浸炭処理後の転動疲労強度を向上させる。これらの効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が多い場合、鋼中に粗大な介在物が増加して、浸炭処理後の転動疲労強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下、０．００３％以下である。
Ca: 0.005% or less Calcium (Ca) improves the corrosion resistance of steel by spheroidizing MnS in steel, which is the starting point of corrosion, and finely dispersing it. Further, Ca modifies the Al 2 O 3 inclusions to form a composite inclusion (Al 2 O 3- CaO-SiO 2 ). By modifying the Al 2 O 3 inclusions to form composite inclusions, the rolling fatigue strength after the carburizing treatment is improved. In order to surely obtain these effects, the Ca content is 0.0005% or more. On the other hand, when the Ca content is high, coarse inclusions increase in the steel and the rolling fatigue strength after the carburizing treatment decreases. Therefore, the Ca content is preferably 0.005% or less. More preferably, it is 0.004% or less and 0.003% or less.
Ｂ：０．００４０％以下
ボロン（Ｂ）は鋼中に固溶して鋼の焼入れ性を高めることで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
B: 0.0040% or less Boron (B) is dissolved in the steel to improve the hardenability of the steel, thereby further improving the rolling fatigue strength of the steel after the carburizing treatment. In order to surely obtain this effect, the B content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, when the B content is high, the above effects are saturated and the alloy cost increases. Therefore, the B content is preferably 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
Ｍｏ：０．８０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以上、０．１２％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多い場合、焼きならし後の硬さが高くなり、被削性が低下する場合があるため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．６０％以下、０．５０％以下である。
Mo: 0.80% or less Molybdenum (Mo) dissolves in the steel to further improve the rolling fatigue strength of the steel after carburizing. In order to surely obtain this effect, the Mo content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.07% or more and 0.12% or more. On the other hand, when the Mo content is high, the hardness after normalizing may increase and the machinability may decrease. Therefore, the Mo content is preferably 0.80% or less. More preferably, it is 0.60% or less and 0.50% or less.
Ｔｉ：０．０５０％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中にＴｉ窒化物又はＴｉ炭化物を形成して、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することで、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以上、０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＴｉ窒化物および／またはＴｉ炭化物が生成して、鋼の被削性が低下する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４５％以下、０．０４０％以下である。
Ti: 0.050% or less Titanium (Ti) forms Ti nitrides or Ti carbides in the steel to suppress the coarsening of crystal grains during the carburizing treatment, thereby rolling the steel after the carburizing treatment. Further improve fatigue strength. In order to surely obtain this effect, the Ti content is preferably 0.010% or more. More preferably, it is 0.015% or more and 0.020% or more. On the other hand, when the Ti content is high, coarse Ti nitrides and / or Ti carbides may be formed in the steel, which may reduce the machinability of the steel. Therefore, the Ti content is preferably 0.050% or less. More preferably, it is 0.045% or less and 0.040% or less.
Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は鋼中にＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物又はＮｂ炭窒化物を形成し、ピニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上、０．０２５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が多い場合、鋼中に粗大なＮｂ析出物が形成され、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
Nb: 0.050% or less Niobium (Nb) forms Nb nitride, Nb carbide or Nb carbonitride in steel, and suppresses coarsening of crystal grains by the pinning effect. In order to surely obtain this effect, the Nb content is preferably 0.010% or more. More preferably, it is 0.020% or more and 0.025% or more. On the other hand, when the Nb content is high, coarse Nb precipitates may be formed in the steel and the toughness of the steel may decrease. Therefore, the Nb content is preferably 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less.
Ｎｉ：０．３０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中に固溶して、浸炭処理後の鋼の転動疲労強度をより向上させる。この効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多い場合、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下がより好ましい。
Ni: 0.30% or less Nickel (Ni) dissolves in the steel to further improve the rolling fatigue strength of the steel after carburizing. In order to surely obtain this effect, the Ni content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.01% or more. On the other hand, when the Ni content is high, the above effects are saturated and the alloy cost increases. Therefore, the Ni content is preferably 0.30% or less. More preferably, it is 0.25% or less.
本実施形態に係る軸受用鋼は、上記化学組成を有し、且つ下記（１）式および下記（２）式を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。以下に上記（１）式および上記（２）式について説明する。
The bearing steel according to the present embodiment has the above chemical composition and satisfies the following formulas (1) and (2).
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
(Cr / Mn) + V ≧ 5.00 ・ ・ ・ (2)
However, the element symbol in the above formula indicates the content of the element in mass%, and when the element is not contained, 0 is substituted. The above equation (1) and the above equation (2) will be described below.
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
上記（１）式の左辺は、焼入れ性の指標（Ｃｅｑ）を示す。Ｃｅｑが０．８００を超えると、鋼の焼入れ性が過度に高くなり、圧延後の軸受用鋼の金属組織の一部に、硬質なベイナイトが生成する。これにより、鋼の被削性が劣化する。そのため、Ｃｅｑ（上記（１）式の左辺）は０．８００以下とする。Ｃｅｑは０．７００以下、０．６５０以下、０．６００以下が好ましい。
上述した本実施形態に係る化学組成を有する鋼であれば、軸受用鋼として所望される焼入れ性ならびに浸炭処理後の硬度を得ることができるため、Ｃｅｑの下限は特に限定しない。しかし、鋼の焼入れ性を確実に得るために、Ｃｅｑは０．４５０以上、０．５００以上としてもよい。
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
The left side of the above equation (1) indicates a hardenability index (Ceq). When Ceq exceeds 0.800, the hardenability of the steel becomes excessively high, and hard bainite is formed in a part of the metal structure of the rolled bearing steel. As a result, the machinability of the steel deteriorates. Therefore, Ceq (the left side of the above equation (1)) is set to 0.800 or less. Ceq is preferably 0.700 or less, 0.650 or less, and 0.600 or less.
As long as the steel has the chemical composition according to the present embodiment described above, the hardenability and hardness after carburizing can be obtained as desired as the steel for bearings, so that the lower limit of Ceq is not particularly limited. However, in order to ensure the hardenability of steel, Ceq may be 0.450 or more and 0.500 or more.
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼の耐組織変化特性の指標を示す。上記（２）式の左辺が５．００未満であると、鋼の耐組織変化特性が劣化し、高温環境下で使用された際に白色組織が生じ、破壊が生じ易くなる。そのため、上記（２）式の左辺は５．００以上とする。上記（２）式の左辺は、５．５０以上、６．００以上が好ましい。上記（２）式の左辺は、本実施形態に係る軸受用鋼のＣｒ含有量、Ｍｎ含有量、Ｖ含有量が取り得る値から、１０．３０以下としてもよい。
(Cr / Mn) + V ≧ 5.00 ・ ・ ・ (2)
The left side of the above equation (2) shows an index of the structure change resistance characteristics of the bearing steel according to the present embodiment. If the left side of the above equation (2) is less than 5.00, the structure change resistance property of the steel deteriorates, a white structure is formed when the steel is used in a high temperature environment, and fracture is likely to occur. Therefore, the left side of the above equation (2) is set to 5.00 or more. The left side of the above equation (2) is preferably 5.50 or more and 6.00 or more. The left side of the above equation (2) may be 10.30 or less from the values that the Cr content, Mn content, and V content of the bearing steel according to the present embodiment can be taken.
上述した軸受用鋼の化学組成は、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。 The chemical composition of the bearing steel described above may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectroscopy). C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, N may be measured using the inert gas melting-thermal conductivity method, and O may be measured using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
本実施形態に係る鋼は軸受用鋼であり、制御されるべき金属組織は浸炭処理後の金属組織であるため、本実施形態に係る軸受用鋼（浸炭処理前）の金属組織は特に限定されない。本実施形態に係る鋼の金属組織は、フェライト（初析フェライト）、パーライト及びセメンタイトの合計面積率を９０％以上とし、残部組織の面積率を１０％以下としてもよい。また、残部組織を０％とし、フェライト及びセメンタイトの合計面積率を１００％としてもよく、フェライト、パーライト及びセメンタイトの合計面積率を１００％としてもよい。金属組織中の残部組織とは、例えばベイナイトである。ただし、本実施形態に係る軸受用鋼は上述の金属組織を有さなくても、本実施形態に係る軸受用鋼の特性を得ることができる。 Since the steel according to the present embodiment is a steel for bearings and the metal structure to be controlled is the metal structure after the carburizing treatment, the metal structure of the steel for bearings (before the carburizing treatment) according to the present embodiment is not particularly limited. .. In the metal structure of the steel according to the present embodiment, the total area ratio of ferrite (initialized ferrite), pearlite and cementite may be 90% or more, and the area ratio of the residual structure may be 10% or less. Further, the residual structure may be 0%, the total area ratio of ferrite and cementite may be 100%, and the total area ratio of ferrite, pearlite and cementite may be 100%. The residual structure in the metal structure is, for example, bainite. However, the bearing steel according to the present embodiment can obtain the characteristics of the bearing steel according to the present embodiment even if it does not have the above-mentioned metal structure.
本実施形態に係る軸受用鋼は、適用する機械部品等に応じて適宜選択すればよく、棒鋼または線材であっても構わない。 The bearing steel according to the present embodiment may be appropriately selected depending on the applicable machine parts and the like, and may be steel bars or wire rods.
次に、本実施形態に係る軸受用鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態では、軸受用鋼の一例として、浸炭処理用の棒鋼又は線材の製造方法について説明する。しかしながら、本実施形態に係る軸受用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。
Next, an example of a method for manufacturing bearing steel according to the present embodiment will be described.
In this embodiment, as an example of bearing steel, a method for manufacturing a steel bar or wire rod for carburizing treatment will be described. However, the bearing steel according to the present embodiment is not limited to steel bars or wire rods.
製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して軸受用鋼を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。 An example of the manufacturing method includes a steelmaking process in which molten steel is smelted and cast to produce a material (slab or ingot), and a hot processing process in which the material is hot-processed to produce steel for bearings. Hereinafter, each step will be described.
［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
[Steelmaking process]
The steelmaking process includes a refining process and a casting process.
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、上述した化学組成を満たす溶鋼を製造する。 In the refining process, first, the hot metal produced by a well-known method is refined in a converter (primary refining). Secondary refining is carried out on the molten steel discharged from the converter. In the secondary refining, an alloy element for adjusting the composition is added to produce molten steel satisfying the above-mentioned chemical composition.
上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する（鋳造工程）。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する、又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。 A material (casting piece or ingot) is manufactured using the molten steel produced by the above refining step (casting step). Specifically, a slab is produced by a continuous casting method using molten steel, or an ingot is produced by an ingot method using molten steel.
［熱間加工工程］
製造された素材を熱間加工して、軸受用鋼（棒鋼又は線材）を製造する。熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程では例えば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。
[Hot working process]
The manufactured material is hot-worked to produce bearing steel (steel bar or wire). The hot working step includes a rough rolling step and a finish rolling step. In the rough rolling process, the material is hot-processed to produce billets. In the rough rolling step, for example, a bulk rolling mill is used. Billets are manufactured by performing slab rolling on the material with a slab rolling mill.
粗圧延工程において分塊圧延を実施する際、加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１５０〜１３００℃
上記加熱温度での保持時間：１．５〜４０．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１５０〜１３００℃での保持時間（時間）である。
When performing bulk rolling in the rough rolling step, the heating temperature and holding time in the heating furnace are as follows.
Heating temperature: 1150 to 1300 ° C
Holding time at the above heating temperature: 1.5 to 40.0 hours Here, the heating temperature is the furnace temperature (° C.) of the heating furnace. The holding time is the holding time (hours) when the furnace temperature of the heating furnace is 1150 to 1300 ° C.
加熱温度が１１５０℃未満、又は、１１５０〜１３００℃での保持時間が１．５時間未満であれば、素材中のＶ炭化物及びＶ複合炭化物が十分に固溶しない。そのため、Ｖ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が粗大化し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制することができない。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１５０〜１３００℃での保持時間が４０．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。 If the heating temperature is less than 1150 ° C. or the holding time at 1150 to 1300 ° C. is less than 1.5 hours, the V-carbide and V-composite carbide in the material are not sufficiently dissolved. Therefore, the V-nitride, V-carbide, or V-carbonitride becomes coarse, and it is not possible to suppress the coarsening of crystal grains during the carburizing treatment. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300 ° C. or the holding time at 1150 to 1300 ° C. exceeds 40.0 hours, the basic unit becomes excessively high and the manufacturing cost becomes high.
粗圧延工程の加熱温度が１１５０〜１３００℃であり、かつ、１１５０〜１３００℃での保持時間が１．５〜４０．０時間であれば、素材中のＶ窒化物、Ｖ炭化物、又はＶ炭窒化物が十分に固溶する。 If the heating temperature in the rough rolling process is 1150 to 1300 ° C. and the holding time at 1150 to 1300 ° C. is 1.5 to 40.0 hours, V nitride, V carbide, or V charcoal in the material. The nitride dissolves sufficiently.
仕上げ圧延工程では、始めに加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、軸受部品用鋼材である棒鋼又は線材を製造する。
仕上げ圧延工程における加熱炉での加熱温度及び保持時間は次の通りとする。
加熱温度：１１００〜１３００℃
上記加熱温度での保持時間：０．５〜５．０時間
ここで、加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）である。また、保持時間は、加熱炉の炉温が１１００〜１３００℃での保持時間（時間）である。
In the finish rolling process, the billet is first heated using a heating furnace. The billet after heating is hot-rolled using a continuous rolling machine to produce steel bars or wire rods, which are steel materials for bearing parts.
The heating temperature and holding time in the heating furnace in the finish rolling process are as follows.
Heating temperature: 1100 to 1300 ° C
Holding time at the above heating temperature: 0.5 to 5.0 hours Here, the heating temperature is the furnace temperature (° C.) of the heating furnace. The holding time is the holding time (hours) when the furnace temperature of the heating furnace is 1100 to 1300 ° C.
仕上げ圧延工程では、なるべく、仕上げ圧延工程中にＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が析出するのを抑制する。仕上げ圧延工程の加熱炉での加熱温度が１１００℃未満であったり、１１００〜１３００℃での保持時間が０．５時間未満であれば、仕上げ圧延時において圧延機に掛かる負荷が過剰に大きくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えたり、１１００〜１３００℃での保持時間が５．０時間を超えれば、原単位が過剰に高くなり、製造コストが高くなる。 In the finish rolling step, the precipitation of V carbides and the like and V composite carbides and the like during the finish rolling step is suppressed as much as possible. If the heating temperature in the heating furnace of the finish rolling process is less than 1100 ° C. or the holding time at 1100 to 1300 ° C. is less than 0.5 hours, the load applied to the rolling mill during finish rolling becomes excessively large. .. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300 ° C. or the holding time at 1100 to 1300 ° C. exceeds 5.0 hours, the basic unit becomes excessively high and the manufacturing cost becomes high.
仕上げ圧延工程での加熱温度が１１００〜１３００℃であり、かつ、１１００〜１３００℃での保持時間が０．５〜５．０時間であれば、素材中のＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。 If the heating temperature in the finish rolling process is 1100 to 1300 ° C. and the holding time at 1100 to 1300 ° C. is 0.5 to 5.0 hours, V carbides and the like and V composite carbides and the like in the material will be present. It dissolves sufficiently.
仕上げ圧延後の軸受用鋼は、室温になるまで冷却する。このとき、軸受用鋼の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度を１．０℃／秒以下として、フェライト、パーライト及びセメンタイトを主体（面積分率の合計で９０％以上）とする金属組織とすることが好ましい。 The bearing steel after finish rolling is cooled to room temperature. At this time, the average cooling rate until the surface temperature of the bearing steel reaches 800 to 500 ° C. is set to 1.0 ° C./sec or less, and ferrite, pearlite and cementite are mainly used (90% or more in total of the area fraction). It is preferable to have a metal structure.
製造された軸受用鋼に対して、必要に応じて焼準処理（ノルマ処理）や球状化焼鈍処理を実施してもよい。以上説明した一例の製造方法により、本実施形態に係る軸受用鋼を製造することができる。 If necessary, the produced bearing steel may be subjected to a normalizing treatment (normalizing treatment) or a spheroidizing normalizing treatment. The bearing steel according to the present embodiment can be manufactured by the manufacturing method of the example described above.
本実施形態に係る軸受用鋼は、浸炭処理部品に加工され、軸受、歯車、シャフト、プーリー等の自動車部品に好適に使用される。これらの自動車部品として使用される浸炭処理部品は一般的に、以下の方法により製造される。 The bearing steel according to the present embodiment is processed into carburized parts and is suitably used for automobile parts such as bearings, gears, shafts and pulleys. The carburized parts used as these automobile parts are generally manufactured by the following methods.
まず、軸受用鋼に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造する。中間品に対して、必要に応じて、応力除去焼きなまし処理を実施する。熱間鍛造後又は応力除去焼きなまし処理後の中間品に対して切削加工を実施して、部品形状に加工することで、粗製品を得る。その後、粗製品に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理の条件は、温度を８３０℃〜１０００℃、カーボンポテンシャルを０．７％〜１．１％、浸炭時間を３０分以上とすればよい。浸炭処理後、必要に応じて焼戻しまたは焼きなましを実施し、更に研削加工を実施することで、浸炭処理部品を製造することができる。
本実施形態に係る軸受用鋼を用いて製造された浸炭処理部品は、軸受、歯車、シャフト、プーリー等の自動車部品として好適に使用することができる。
First, hot forging is performed on the bearing steel to manufacture an intermediate product. If necessary, stress relief annealing is performed on the intermediate product. A crude product is obtained by cutting an intermediate product after hot forging or stress relief annealing and processing it into a part shape. After that, the crude product is carburized. The conditions of the carburizing treatment may be a temperature of 830 ° C. to 1000 ° C., a carbon potential of 0.7% to 1.1%, and a carburizing time of 30 minutes or more. After the carburizing treatment, tempering or annealing is performed as necessary, and further grinding is performed to manufacture the carburized parts.
The carburized parts manufactured by using the bearing steel according to the present embodiment can be suitably used as automobile parts such as bearings, gears, shafts and pulleys.
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, the effect of one aspect of the present invention will be described more specifically by way of examples. The conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention. The present invention is not limited to this one-condition example. The present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
以下の方法により、軸受用棒鋼を製造した。
まず、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉で一次精錬を実施した。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施した。二次精錬において、成分調整の合金元素を添加して、化学組成を調整した。二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。この鋳片を１２５０℃に加熱し、１．５〜４０．０時間保持した後、分塊圧延にて１６２ｍｍ×１６２ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで空冷した後、再び加熱温度：１１００〜１３００℃、当該加熱温度での保持時間：０．５〜５．０時間の条件で加熱した。加熱された鋼片に対して連続圧延機を用いて熱間圧延（仕上げ圧延）を行い、その後常温（２５℃）まで冷却することで、直径７０ｍｍの軸受用棒鋼を得た。なお、仕上げ圧延後、常温までの冷却において、軸受用棒鋼の表面温度が８００〜５００℃になるまでの平均冷却速度は１．０℃／秒以下とした。この軸受用棒鋼を更に球状化焼鈍を実施した。８４０℃で６時間保持した後、６９０℃まで−１０℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、その後、放冷した。
A steel bar for bearings was manufactured by the following method.
First, primary refining was carried out in a converter for hot metal produced by a well-known method. Secondary refining was carried out on the molten steel discharged from the converter. In the secondary refining, the chemical composition was adjusted by adding an alloy element for adjusting the composition. Using the molten steel after the secondary refining, a slab having a cross section of 400 mm × 300 mm was produced by a continuous casting method. This slab was heated to 1250 ° C. and held for 1.5 to 40.0 hours, and then slab rolling was performed to produce a steel piece having a cross section of 162 mm × 162 mm. The produced steel pieces were air-cooled to room temperature (25 ° C.), and then heated again under the conditions of a heating temperature of 1100 to 1300 ° C. and a holding time at the heating temperature of 0.5 to 5.0 hours. The heated steel pieces were hot-rolled (finish-rolled) using a continuous rolling mill and then cooled to room temperature (25 ° C.) to obtain bearing steel bars having a diameter of 70 mm. After finish rolling, when cooling to room temperature, the average cooling rate until the surface temperature of the bearing steel bar reached 800 to 500 ° C. was 1.0 ° C./sec or less. This bearing steel bar was further spheroidized and annealed. After holding at 840 ° C. for 6 hours, the mixture was cooled to 690 ° C. at an average cooling rate of −10 ° C./h, and then allowed to cool.
得られた軸受用棒鋼の化学組成を表１に示す。なお、軸受用棒鋼の化学組成は、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定した。ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法を用いて測定した。
なお、表１のＣｅｑは、下記（１）式の左辺である。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
Table 1 shows the chemical composition of the obtained steel bars for bearings. The chemical composition of the steel bars for bearings was measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Measurement Spectrometry). C and S were measured using the combustion-infrared absorption method, N was measured using the inert gas melting-thermal conductivity method, and O was measured using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
Ceq in Table 1 is the left side of the following equation (1).
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
［ロックウェル硬さ試験］
得られた軸受用棒鋼を用いて、機械部品（浸炭処理部品）を模擬した試験片を以下の方法で作製した。なお、試験片の化学組成は、軸受用棒鋼の化学組成と同一である。
まず、得られた軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径７０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径７０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの中間品を複数個作製した。なお、中間品の厚さ方向を丸棒の長手方向とした。
[Rockwell hardness test]
Using the obtained bearing steel bars, test pieces simulating mechanical parts (carburized parts) were produced by the following method. The chemical composition of the test piece is the same as that of the steel bar for bearings.
First, the obtained bearing steel bar was heated at 1200 ° C. for 30 minutes and then hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to produce a round bar having a diameter of 70 mm. A round bar having a diameter of 60 mm was machined to produce a plurality of intermediate products having a diameter of 70 mm and a thickness of 5.5 mm. The thickness direction of the intermediate product was the longitudinal direction of the round bar.
作製された中間品に対して、浸炭処理を実施した。具体的には、作成された中間品に対して、カーボンポテンシャルが０．８％〜１．０％、温度が９３０℃で浸炭時間が５時間である処理を施した後、８７０℃で１時間保持し、６０℃の油で焼入れる浸炭処理を実施した。その後、通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った。浸炭処理後の中間品に対して研削加工及びラッピング加工を実施して、図１に示す直径５８ｍｍ、厚さ５．０ｍｍの森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。以上の方法により、森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。 The produced intermediate product was carburized. Specifically, the prepared intermediate product is treated with a carbon potential of 0.8% to 1.0%, a temperature of 930 ° C. and a carburizing time of 5 hours, and then at 870 ° C. for 1 hour. Carburizing treatment was carried out by holding and baking with oil at 60 ° C. Then, tempering was performed at 160 ° C. for 1 hour using a normal heat treatment furnace. The intermediate product after the carburizing treatment was subjected to grinding and lapping to prepare a forest-type thrust type rolling fatigue test piece having a diameter of 58 mm and a thickness of 5.0 mm as shown in FIG. By the above method, a forest type thrust type rolling fatigue test piece was prepared.
得られた森式スラスト型転動疲労試験片の円筒上面のロックウェル硬さを測定した。具体的には、森式スラスト型転動疲労試験片の上面の任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４５：２０１６に準拠したロックウェル硬さＨＲＣ試験を実施した。このときの試験力は１４７１Ｎとした。得られたロックウェル硬さの３点の平均値を、表面のロックウェル硬さ（ＨＲＣ１）と定義した。表面のロックウェル硬さが５８ＨＲＣ１超、６５ＨＲＣ１以下の場合を硬度に優れるとして合格と判定し、表面のロックウェル硬さが５８ＨＲＣ１以下、あるいは６５ＨＲＣ１超の場合を硬度に劣るとして不合格と判定した。測定結果を表２に示す。 The Rockwell hardness of the upper surface of the cylinder of the obtained forest-type thrust type rolling fatigue test piece was measured. Specifically, a Rockwell hardness HRC test conforming to JIS Z 2245: 2016 was carried out on any three points on the upper surface of the forest-type thrust type rolling fatigue test piece. The test force at this time was 1471N. The average value of the obtained Rockwell hardness at three points was defined as the surface Rockwell hardness (HRC1). When the surface Rockwell hardness was more than 58HRC1 and 65HRC1 or less, it was judged to be excellent, and when the surface Rockwell hardness was 58HRC1 or less, or more than 65HRC1, it was judged to be inferior in hardness. The measurement results are shown in Table 2.
［切削試験］
鋼の被削性は、ドリル加工による切削試験により評価した。具体的には、まずＳＵＪ２の鋼において、合計１０００ｍｍの穴開けが可能な最大切削速度を求め、各鋼番号の鋼を用いてこの最大切削速度で加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できるか否かにより評価した。より具体的には、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定された直径３５ｍｍのＳＵＪ２の鋼を温度８２０℃、時間１０時間加熱した後に温度６９０℃まで１．０℃／ｍｉｎ以下で徐冷後、大気中で放冷を行った。この丸棒を長さ１３０ｍｍに切断したものを素材とし、直径１０ｍｍ、長さ３００ｍｍのＴｉＣコーティングの超硬ドリルを用い、水溶性切削油で潤滑しながら送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖにて深さ１００ｍｍまで穿孔を行い、加工穴深さ１０００ｍｍの穿孔が可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。
[Cutting test]
The machinability of steel was evaluated by a cutting test by drilling. Specifically, first, for SUJ2 steel, find the maximum cutting speed at which a total of 1000 mm can be drilled, and then use the steel of each steel number to machine at this maximum cutting speed until the drilled hole depth reaches 1000 mm. It was evaluated by whether or not. More specifically, the steel of SUJ2 having a diameter of 35 mm specified in JIS G 4805: 2008 is heated at a temperature of 820 ° C. for 10 hours, slowly cooled to a temperature of 690 ° C. at 1.0 ° C./min or less, and then in the air. It was allowed to cool down. Using a material obtained by cutting this round bar to a length of 130 mm, using a TiC-coated carbide drill with a diameter of 10 mm and a length of 300 mm, the depth is 0.2 mm / rev while lubricating with water-soluble cutting oil. Drilling was performed up to 100 mm, and the maximum cutting speed VL 1000 (m / min) capable of drilling a machined hole depth of 1000 mm was determined.
最大切削速度ＶＬ１０００は、通常、工具寿命の評価指標として用いられており、最大切削速度ＶＬ１０００が大きいほど工具寿命が良好であると判断できる。各鋼番号の鋼を上述のＳＵＪ２と同じ焼ならしを行い、ＳＵＪ２にて求めた最大切削速度ＶＬ１０００でドリル加工を実施し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できた場合を被削性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できなかった場合を被削性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。加工穴深さが１０００ｍｍとなるまで加工できなかった比較例は後述する評価試験（転動疲労評価試験、耐摩耗性評価試験および耐組織変化特性評価試験）を行わなかった。 The maximum cutting speed VL 1000 is usually used as an evaluation index of the tool life, and it can be judged that the larger the maximum cutting speed VL 1000 is, the better the tool life is. The steel of each steel number is subjected to the same normalizing as SUJ2 described above, drilling is performed at the maximum cutting speed VL 1000 obtained by SUJ2, and the work is performed until the drilled hole depth reaches 1000 mm. It was judged to be acceptable because it was excellent in properties, and "Good" was described in Table 2. If it could not be machined until the drilled hole depth was 1000 mm, it was judged to be inferior in machinability and it was judged to be unacceptable. It was described as "Bad". Comparative examples that could not be machined until the depth of the machined hole reached 1000 mm were not subjected to the evaluation tests (rolling fatigue evaluation test, abrasion resistance evaluation test, and structure change resistance evaluation test) described later.
［転動疲労評価試験］
ロックウェル硬さ試験のときと同様の方法により、森式スラスト型転動疲労試験片を作製した。得られた森式スラスト型転動疲労試験片および森式スラスト型転動疲労試験機を用いて、転動疲労評価試験を行った。森式スラスト型転動疲労試験は次の方法で実施した。図２は、森式スラスト型転動疲労試験を説明する図である。森式スラスト型転動疲労試験片１と上レース２としての呼び番号＃５１３０５のスラスト軸受レースと、直径９．５２５ｍｍの鋼球３とを組み合わせて、森式スラスト型転動疲労試験を実施した。なお、鋼球３は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２の規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、球状化焼なまし、試験片加工、油焼入れ、低温焼戻し及び研磨、の製造工程によって作製した。焼入れは８４０℃３０分の条件で行い、焼入れは６０℃の油焼入れとした。焼戻しは通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間とした。焼戻し処理後の鋼球を研削加工及びラッピング加工を実施して直径９．５２５ｍｍの鋼球３を製造した。
[Rolling fatigue evaluation test]
A forest-type thrust type rolling fatigue test piece was prepared by the same method as in the Rockwell hardness test. A rolling fatigue evaluation test was conducted using the obtained forest-type thrust type rolling fatigue test piece and the forest-type thrust type rolling fatigue tester. The forest-type thrust type rolling fatigue test was carried out by the following method. FIG. 2 is a diagram illustrating a forest type thrust type rolling fatigue test. A forest-type thrust type rolling fatigue test was conducted by combining a forest-type thrust type rolling fatigue test piece 1, a thrust bearing race with a nominal number of # 51305 as the
森式スラスト型転動疲労試験では、試験荷重を４００ｋｇｆ、最大面圧を５．２３ＧＰａ、回転数を１２００ｒｐｍ、潤滑油をクリセフＨ８に浸漬した状態で、耐久回数を２００×１０６とした試験を１０回繰返した。試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、５０％破損確率を示すＬ５０寿命を「転動疲労寿命」とみなした。また、ＪＩＳ Ｇ ４８０５：２００８に規定されたＳＵＪ２鋼を用いて同様の試験を行い、ＳＵＪ２鋼の「転動疲労寿命」を求め、これを「従来鋼の転動疲労寿命」とみなした。
得られた「転動疲労寿命」と「従来鋼の転動疲労寿命」とから、転動疲労強度（＝「転動疲労寿命」／「従来鋼の転動疲労寿命」×１００）を算出した。転動疲労強度が１２０％以上の場合を、転動疲労強度に優れるとして合格と判定した。転動疲労強度が１２０％未満の場合を、転動疲労強度に劣るとして不合格と判定した。
In the forest-type thrust type rolling fatigue test, 10 tests were conducted in which the test load was 400 kgf, the maximum surface pressure was 5.23 GPa, the rotation speed was 1200 rpm, and the number of durability was 200 × 106 with the lubricating oil immersed in Christianev H8. Repeated times. The test results were plotted on the Weibull probability paper, and the L50 life showing a 50% failure probability was regarded as the "rolling fatigue life". Further, the same test was performed using the SUJ2 steel specified in JIS G 4805: 2008, and the "rolling fatigue life" of the SUJ2 steel was obtained, which was regarded as the "rolling fatigue life of the conventional steel".
From the obtained "rolling fatigue life" and "rolling fatigue life of conventional steel", the rolling fatigue strength (= "rolling fatigue life" / "rolling fatigue life of conventional steel" x 100) was calculated. .. When the rolling fatigue strength was 120% or more, it was judged to be acceptable as having excellent rolling fatigue strength. When the rolling fatigue strength was less than 120%, it was judged to be inferior in rolling fatigue strength and rejected.
［靭性評価］
まず、軸受用棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径６０ｍｍの丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒を機械加工して、直径４０ｍｍの中間品を複数個作製した。
得られた中間品に対して、浸炭処理を実施した。具体的には、９３０℃で浸炭時間が５時間である処理を施した後、８７０℃で１時間保持し、６０℃の油で焼入れる浸炭処理を実施した。上記処理を施した中間品から、Ｕノッチを有するシャルピー試験片を作製した。シャルピー試験片は、試験片長手方向が丸棒の長手方向と平行になるように作製した。
[Toughness evaluation]
First, the bearing steel bar was heated at 1200 ° C. for 30 minutes and then hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to produce a round bar having a diameter of 60 mm. A round bar having a diameter of 60 mm was machined to produce a plurality of intermediate products having a diameter of 40 mm.
The obtained intermediate product was carburized. Specifically, a carburizing treatment was carried out at 930 ° C. for a carburizing time of 5 hours, followed by holding at 870 ° C. for 1 hour and baking with oil at 60 ° C. A Charpy test piece having a U notch was prepared from the intermediate product subjected to the above treatment. The Charpy test piece was prepared so that the longitudinal direction of the test piece was parallel to the longitudinal direction of the round bar.
上記シャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、室温にてシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験により得られた吸収エネルギーを、切欠き部の原断面積（シャルピー衝撃試験前のシャルピー衝撃片の切欠き部の断面積）で除することで、衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）を算出した。衝撃値ｖＥ２０（Ｊ／ｃｍ２）が３０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を、靭性に優れるとして合格と判定し、３０Ｊ／ｃｍ２未満の場合を、靭性に劣るとして不合格と判定した。 Using the above Charpy test piece, a Charpy impact test was performed at room temperature in accordance with JIS Z 2242: 2018. By dividing the absorbed energy obtained by the Charpy impact test by the original cross-sectional area of the notch (the cross-sectional area of the notch of the Charpy impact piece before the Charpy impact test), the impact value vE 20 (J / cm 2) ) Was calculated. When the impact value vE 20 (J / cm 2 ) was 30 J / cm 2 or more, it was judged to be acceptable as having excellent toughness, and when it was less than 30 J / cm 2 , it was judged to be rejected as being inferior to toughness.
［耐摩耗性評価試験］
耐摩耗性は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、この森式スラスト型転動疲労試験片を用いて森式スラスト型転動疲労試験を行うことにより評価した。試験片形状は図１の通りである。試験条件は、潤滑環境下で最大接触面圧５．２３ＧＰａ、回転数１２００ｒｐｍ、繰り返し数１×１０６回で試験を実施した。その他の条件は、転動疲労評価試験と同様の条件とした。森式スラスト型転動疲労試験を行った後、試験片の接触部の粗さを測定した。試験後の試験片の接触部の粗さは、円周方向に対して９０°ピッチにて４カ所で測定した。粗さプロファイルから摩耗深さを求め、測定４カ所の摩耗深さの平均値（以降、平均摩耗深さ）を耐摩耗性の評価指標とした。平均摩耗深さが５μｍ以下の場合を耐摩耗性に優れるとして合格と判定し、表２に「Ｇｏｏｄ」と記載し、平均摩耗深さ５μｍ超の場合を耐摩耗性に劣るとして不合格と判定し、表２に「Ｂａｄ」と記載した。
[Abrasion resistance evaluation test]
For wear resistance, a forest-type thrust type rolling fatigue test piece is prepared by the same method as the rolling fatigue evaluation test, and the forest-type thrust type rolling fatigue test piece is used to perform a forest-type thrust type rolling fatigue test. Evaluated by doing. The shape of the test piece is as shown in FIG. The test conditions were a maximum contact surface pressure of 5.23 GPa, a rotation speed of 1200 rpm, and a repetition rate of 1 × 10 6 times in a lubricated environment. Other conditions were the same as in the rolling fatigue evaluation test. After performing the Mori-type thrust type rolling fatigue test, the roughness of the contact portion of the test piece was measured. The roughness of the contact portion of the test piece after the test was measured at four points at a pitch of 90 ° with respect to the circumferential direction. The wear depth was obtained from the roughness profile, and the average value of the wear depths at the four measurement points (hereinafter referred to as the average wear depth) was used as an evaluation index for wear resistance. When the average wear depth is 5 μm or less, it is judged as excellent in wear resistance, and it is judged as “Good” in Table 2. When the average wear depth is more than 5 μm, it is judged as inferior in wear resistance and rejected. However, it is described as "Bad" in Table 2.
［耐組織変化特性評価試験］
耐組織変化特性評価試験は、転動疲労評価試験と同様の方法により森式スラスト型転動疲労試験片を作製し、下記の条件で陰極電解チャージ法により水素を導入した後、森式スラスト型転動疲労試験を実施することにより評価した。鋼中への水素導入は陰極電解法を用いて実施した。具体的には森式スラスト型転動疲労試験片を濃度３ｇ／ｌのＮＨ４ＳＣＮを添加した３％ＮａＣｌ水溶液中で電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２、４８時間の陰極電解チャージを実施した後、鋼中の水素濃度が均一になるように室温で２４時間放置した。その後、鋼中からの水素放出を防止するため、森式スラスト型転動疲労試験開始まで液体窒素中で保管した。
[Structural change resistance evaluation test]
In the tissue change resistance evaluation test, a forest-type thrust type rolling fatigue test piece is prepared by the same method as the rolling fatigue evaluation test, hydrogen is introduced by the cathode electrolytic charge method under the following conditions, and then the forest-type thrust type is used. It was evaluated by performing a rolling fatigue test. Hydrogen introduction into steel was carried out using cathodic electrolysis. Specifically, after performing a cathode electrolytic charge with a current density of 0.2 mA / cm 2 for 48 hours in a 3% NaCl aqueous solution to which a forest-type thrust type rolling fatigue test piece was added with a concentration of 3 g / l of NH 4 SCN. , The steel was left at room temperature for 24 hours so that the hydrogen concentration in the steel became uniform. After that, in order to prevent hydrogen release from the steel, it was stored in liquid nitrogen until the start of the forest-type thrust type rolling fatigue test.
水素導入後、液体窒素中で保存した森式スラスト型転動疲労試験片を流水で室温に戻した後、直ちに下記の条件で森式スラスト型転動疲労試験を実施した後、森式スラスト型転動疲労試験片の接触部表層断面の組織を、光学顕微鏡にて観察し、組織変化を評価した。森式スラスト型転動疲労試験は、試験数を５個とし、繰り返し数を１×１０６回とした点以外の条件は、転動疲労評価試験のときと同様の条件とした。繰り返し数が１×１０６回に到達せずに破壊した試験片については、途中で試験を中止して、後述の方法により白色組織の有無を観察した。 After introducing hydrogen, the forest-type thrust type rolling fatigue test piece stored in liquid nitrogen was returned to room temperature with running water, and immediately after the forest-type thrust type rolling fatigue test was performed under the following conditions, the forest-type thrust type rolling fatigue test piece was performed. The structure of the surface layer cross section of the contact portion of the rolling fatigue test piece was observed with an optical microscope to evaluate the structure change. In the Mori-type thrust type rolling fatigue test, the number of tests was 5, and the conditions other than the number of repetitions were 1 × 10 6 times were the same as those in the rolling fatigue evaluation test. For the test pieces that were destroyed before the number of repetitions reached 1 × 10 6 times, the test was stopped in the middle and the presence or absence of white tissue was observed by the method described later.
白色組織発生の有無は、森式スラスト型転動疲労試験片の接触部中央部を試験片厚さ方向に切断した断面上で判定した。観察断面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングした。エッチングされた観察面上の摺動面から深さ０〜５００μｍ位置において周方向全周を５００倍の光学顕微鏡にて観察した。観察面内において最大長さが５μｍを超える白色組織が観察されなかった場合、耐組織変化特性に優れるとして合格と判定し、表２に「無」と記載し、最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された場合、耐組織変化特性に劣るとして不合格と判定し、表２に「有」と記載した。なお、繰り返し数が１×１０６回に到達せずに破壊した全ての試験片は、最大長さが５μｍを超える白色組織が観察された。 The presence or absence of white tissue formation was determined on a cross section obtained by cutting the central portion of the contact portion of the forest-type thrust type rolling fatigue test piece in the test piece thickness direction. After polishing the observation cross section, it was etched with 3% alcohol nitrate (Nital corrosive liquid). The entire circumference in the circumferential direction was observed with an optical microscope at a depth of 0 to 500 μm from the sliding surface on the etched observation surface. If no white tissue having a maximum length of more than 5 μm is observed on the observation surface, it is judged to be acceptable as having excellent tissue change resistance, and is described as “None” in Table 2, and the maximum length is more than 5 μm. When the tissue was observed, it was judged to be unacceptable because it was inferior in the tissue change resistance, and was described as "Yes" in Table 2. A white tissue having a maximum length of more than 5 μm was observed in all the test pieces that were destroyed without reaching 1 × 10 6 times.
鋼１〜９を使用した試験番号１〜９は、化学組成が本発明の範囲内であるため、被削性、表面のロックウェル硬さ、靭性、転動疲労特性、耐摩耗性および耐組織変化特性のいずれも合格基準を満足している。一方、鋼１０〜２３を使用した試験番号１０〜２３は、いずれか１つ以上の特性が合格基準を満足しないものとなった。 Test numbers 1 to 9 using steels 1 to 9 have machinability, surface Rockwell hardness, toughness, rolling fatigue characteristics, wear resistance and structure resistance because the chemical composition is within the range of the present invention. All of the change characteristics meet the acceptance criteria. On the other hand, in the test numbers 10 to 23 using steels 10 to 23, any one or more of the characteristics did not satisfy the acceptance criteria.
鋼１０を使用した試験番号１０はＣ含有量、Ｐ含有量およびＳ含有量が高かったため、靭性、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
鋼１１を使用した試験番号１１はＣｅｑが高かったため、被削性が劣った例である。
鋼１２を使用した試験番号１２はＭｎ含有量が高かったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
Test No. 10 using steel 10 is an example in which toughness, rolling fatigue strength and wear resistance are inferior because the C content, P content and S content are high.
Test No. 11 using steel 11 is an example in which machinability is inferior because Ceq is high.
Test No. 12 using steel 12 is an example in which the rolling fatigue strength and the structure change resistance are inferior because the Mn content is high.
鋼１３を使用した試験番号１３は式（２）の左辺が低かったため、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼１４を使用した試験番号１４はＣ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
Test No. 13 using steel 13 is an example in which the rolling fatigue strength, wear resistance, and structure change resistance are inferior because the left side of the formula (2) is low.
Test No. 14 using steel 14 is an example in which the surface Rockwell hardness, rolling fatigue strength and wear resistance are inferior due to the low C content.
鋼１５を使用した試験番号１５はＣ含有量が高かったため、靭性が劣った例である。
鋼１６を使用した試験番号１６はＳｉ含有量が低かったため、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
Test No. 15 using steel 15 is an example in which the toughness is inferior because the C content is high.
Test No. 16 using steel 16 is an example in which rolling fatigue strength and wear resistance are inferior because the Si content is low.
鋼１７を使用した試験番号１７はＳｉ含有量が高かったため、被削性が劣った例である。
鋼１８を使用した試験番号１８はＭｎ含有量が低かったため、表面のロックウェル硬さ、転動疲労強度および耐摩耗性が劣った例である。
Test No. 17 using steel 17 is an example in which the machinability is inferior because the Si content is high.
Test No. 18 using steel 18 is an example in which the surface Rockwell hardness, rolling fatigue strength, and wear resistance are inferior because the Mn content is low.
鋼１９を使用した試験番号１９はＣｒ含有量が低かったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼２０を使用した試験番号２０はＣｒ含有量が高かったため、被削性が劣った例である。
Test No. 19 using steel 19 is an example in which the rolling fatigue strength and the structure change resistance are inferior because the Cr content is low.
Test No. 20 using steel 20 is an example in which the machinability is inferior because the Cr content is high.
鋼２１を使用した試験番号２１はＶを含まなかったため、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性が劣った例である。
鋼２２を使用した試験番号２２はＶ含有量が高かったため、靭性が劣った例である。
鋼２３を使用した試験番号２３はＭｎ含有量が高く、Ｃｒ含有量が低く、またＶを含まなかったため、転動疲労強度および耐組織変化特性が劣った例である。
Test No. 21 using steel 21 does not contain V, and is therefore an example in which rolling fatigue strength, wear resistance, and structure change resistance are inferior.
Test No. 22 using steel 22 is an example in which the toughness is inferior because the V content is high.
Test No. 23 using steel 23 is an example in which the rolling fatigue strength and the structure change resistance are inferior because the Mn content is high, the Cr content is low, and V is not contained.
本発明によれば、焼ならし後の被削性に優れ、浸炭処理後において、優れた硬度、靭性、転動疲労強度、耐摩耗性および耐組織変化特性を有する浸炭軸受用鋼を提供することができる。 According to the present invention, there is provided a steel for carburized bearings which is excellent in machinability after normalizing and has excellent hardness, toughness, rolling fatigue strength, wear resistance and structure change resistance after carburizing treatment. be able to.
１ 森式スラスト型転動疲労試験片
２ 上レース
３ 鋼球
1 Mori-type thrust type rolling
Claims (2)
Ｃ ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．２０％以上、０．４０％未満、
Ｃｒ：１．６０〜２．００％、
Ｖ ：０．０２〜０．３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、および
Ｏ ：０．００１５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、且つ下記（１）式および下記（２）式を満足することを特徴とする軸受用鋼。
Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／２．５≦０．８００ ・・・ （１）
（Ｃｒ／Ｍｎ）＋Ｖ≧５．００ ・・・ （２）
ただし、上記式中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。 The chemical composition is mass%,
C: 0.15 to 0.30%,
Si: 0.25 to 0.80%,
Mn: 0.20% or more, less than 0.40%,
Cr: 1.60 to 2.00%,
V: 0.02 to 0.30%,
Al: 0.005 to 0.060%,
N: 0.0020 to 0.0080%,
P: 0.020% or less,
For bearings containing S: 0.020% or less and O: 0.0015% or less, the balance being Fe and impurities, and satisfying the following equations (1) and (2). steel.
C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + Mo / 2.5 ≦ 0.800 ・ ・ ・ (1)
(Cr / Mn) + V ≧ 5.00 ・ ・ ・ (2)
However, the element symbol in the above formula indicates the content of the element in mass%, and when the element is not contained, 0 is substituted.
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂ ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、および
Ｎｉ：０．３０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の軸受用鋼。 When the chemical composition is mass%,
Ca: 0.005% or less,
B: 0.0040% or less,
Mo: 0.80% or less,
Ti: 0.050% or less,
The bearing steel according to claim 1, further comprising one or more selected from the group consisting of Nb: 0.050% or less and Ni: 0.30% or less.
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