JP4385921B2

JP4385921B2 - 研磨性に優れた軸受鋼

Info

Publication number: JP4385921B2
Application number: JP2004309627A
Authority: JP
Inventors: 慶一丸田; 邦和冨田; 高明豊岡; 康正平井
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-10-25
Filing date: 2004-10-25
Publication date: 2009-12-16
Anticipated expiration: 2024-10-25
Also published as: JP2006118030A

Description

本発明は、疲労特性、鍛造性を有し自動車部品や電気部品などの機械部品に好適な軸受け鋼に関し、特に転動体とする仕上げ研磨工程において加工性と研磨後の面性状に優れるものに関する。

軸受部品の鋼球は軸受用の素材から冷間鍛造により成形後、バリ取り、焼入れ、焼き戻しを行い、研磨工程で所定の精度を有する製品に研磨される。研磨工程は粗研磨からラッピングと呼ばれる最終の仕上げ研磨まで複数の工程で構成されている。

仕上げ研磨工程は部品精度や特性に最も影響を与える工程で、鋼球が２枚の研磨砥石板の間に挟まれて転がり、すこしずつ研削され、所望の真円度、うねりおよび表面粗度に加工されるが、長時間かかるため生産性の観点からは律速工程となっている。

そのため、研磨性向上に関して種々の技術が提案されている。特許文献１は軸受用ステンレス鋼に関し、鋼材成分組成の規定によりＡｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂の生成を抑制し、鋼材組織内における硬度差を小さくし高精度な加工を可能とする軸受用ステンレス鋼が記載されている。

特許文献２には成分組成を規定した鋼において、硫化物系介在物の大きさと個数を規定した研磨特性に優れた線材が記載されている。冷間鍛造性を低下させずに、主にＭｎＳにより被削性を向上させることを特徴とし、一定の大きさと個数のＭｎＳで短時間での研磨を可能としている。

特許文献３は被研磨性に優れた軸受鋼に関し、Ｔｉを主成分とする炭窒化物の大きさを圧延方向における長さで定義し、その大きさと個数を規定している。仕上げ研磨時の研削量を２５μm以上の大きなＴｉ系炭窒化物で抑制し、製品精度を向上させ、且つ研磨砥石の消耗も抑制し、研磨効率を向上させることを特徴としている。
特開平９−１３７２５７号公報特開平１０−１２１１９８号公報特開２００１−２７９３９３号公報

上述した特許文献１記載の技術は、主に切削加工の加工精度向上を発明の課題とするものであり、また特許文献２および３記載の技術は主に研磨の生産性向上を発明の課題とするものであり、最適な研磨に要する時間を短縮することを目的としている。

しかしながら、研磨工程は軸受製造の最終工程であるため、製品の表面性状を高い精度の鏡面に仕上げることが要求される。

すなわち、研磨性は切削加工時の加工精度や研磨に要する時間のみでは評価できず、表面粗度、光沢の観点からの評価も重要である。光沢のある表面性状を得るには、目つぶれして研磨代が少なくなった研磨砥石を用いて研磨を行う必要があるため、一般的に研磨効率と表面光沢の両立は困難とされている。

そこで、本発明は軸受鋼として基本的な特性である優れた疲労特性、鍛造性を保持することを前提に、仕上げ研磨工程においては高加工性、高能率で、製品とした場合に優れた表面光沢を得ることができる軸受鋼を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記目的達成のため、鋼中介在物が研磨性に及ぼす影響について鋭意検討を行った。その結果、ＴｉＮの大きさと個数が研磨性、すなわち、研磨作業の能率と研磨後の表面粗度に大きな影響を与えることを見出した。

本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は
１質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ／Ｎ≦３．４、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、鋼中のＴｉＮの最大径が１０μm以下であり、ＴｉＮの個数が１ｍｍ²当たり０．２５個以上であることを特徴とする研磨性に優れた軸受鋼。

２１記載の成分組成に更に、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｍｏ：０．１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする研磨性に優れた軸受鋼。

本発明によれば、疲労特性、鍛造性に優れ、転動体とする仕上げ研磨工程において高加工性を有し、高能率な研磨が可能で研磨後の表面粗度に優れる軸受鋼が得られ産業上極めて有用である。

以下に本発明の限定理由を説明する。なお、成分組成における各元素の含有量（％）は全て（質量％）を意味する。
［成分組成］
Ｃ
Cは軸受鋼として必要な強度を確保するために必要で０．６％未満では所定の強度が確保できない。一方、１．５％を超えると軟質化が困難で冷間鍛造性が著しく低下し、鍛造後の熱処理において割れなどの欠陥が生じやすくなるため、０．６〜１．５％とする。

Ｍｎ
Ｍｎは脱酸に必要な元素であり、固溶強化により疲労特性の向上に必要なため、０．２％以上とする。一方、１．５％を超えると冷間鍛造性が著しく低下するため０．２〜１．５％とする。

Ｓｉ
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、０．０５％未満では所望の効果が得られない。一方、１．２％を超えると疲労寿命などの機械的特性や特に冷間鍛造性の低下が著しくなるため０．０５〜１．２％とする。

Ｃｒ
Ｃｒはセメンタイトの形成を著しく促進したり、パーライトラメラー間隔およびパーライト粒を細かくする効果を有し、適正な炭化物球状化組織として疲労特性を向上させるため、０．５％以上とする。一方、２．５％を超えて添加しても、その効果が飽和し、むしろ疲労強度や延性などに悪影響を与えるため０．５〜２．５％とする。

Ｔｉ
ＴｉはＮと結合してＴｉＮ介在物となり、鋼中に適正に存在する場合、研磨性を向上させる。Ｔｉが０．００２％未満では有効なＴｉＮが少なく研磨性が向上しない。一方、０．０２０％超えでは、ＴｉＮが過剰となり研磨性が低下、研磨の進行が抑制されるようになり、また疲労特性も顕著に低下するため、０．００２〜０．０２０％とする。

Ｎ
ＮはＴｉと結合してＴｉＮ介在物として鋼中に存在する。Ｎが０．００８％を超えるとＴｉＮが粗大化して研磨性に寄与せず、疲労強度を低下させる。また、過剰なＮは鋼中に固溶限界量まで固溶し、冷間鍛造性を低下させるため、０．００８％以下とする。

Ａｌ
ＡｌはＳｉと同様に脱酸に必要な元素であり、０．０１％以上とする。一方、０．０３％を超えると疲労寿命などの機械的特性や特に冷間鍛造性の低下が著しくなるため０．０１〜０．０３％とする。

Ｔｉ／Ｎ
Ｔｉ／Ｎが化学量論比（＝３．４）以下では、ＴｉＮは１０μm以下の微細な介在物となり鋼中に分散し、研磨性や疲労強度を向上させる。一方、化学量論比（＝３．４）を超すと１０μmを超えるＴｉＮが存在するようになり、研磨性向上の効果が飽和し、疲労強度も低下するようになるため３．４以下とする。

尚、本発明では、Ｐ，Ｓ、Oは不可避的不純物として扱う。Ｐ、Ｓは鋼の粒界に偏析し、鋼を脆化させるため、含有量は少ないほど良く、好ましくはＰ≦０．０３％、Ｓ≦０．０２％とする。

Ｏは鋼中でＡｌ，ＳｉとＡｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂などの酸化物系介在物を生成し、転動疲労強度を大幅に低減させるため、含有量は少ないほど好ましく、２０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。

以上が本発明の基本的な成分組成であるが、更に軸受鋼としての特性を向上させる場合、Ｃｕ，Nｉ，Mｏの一種または二種以上を添加することができる。

Ｃｕ
Ｃｕは鋼の焼入れ性を高めるので、軸受に加工後の強度を向上させる。添加する場合は０．２％を超えて添加すると圧延ままでもベイナイトやマルテンサイトが生成し鍛造性が低下するので０．２％以下とする。

Ｎｉ
Ｎｉは鋼の焼入れ性を高めるので、軸受に加工後の強度を向上させる。添加する場合は０．２％を超えて添加すると圧延ままでもベイナイトやマルテンサイトが生成し鍛造性が低下するので０．２％以下とする。

Ｍｏ
Mｏは鋼の焼入れ性を高めるので、軸受けに加工後の強度を向上させる。添加する場合は０．１％を超えて添加すると圧延ままでもベイナイトやマルテンサイトが生成し鍛造性が低下するので０．１％以下とする。

［ＴｉＮ］
本発明では鋼中のＴｉＮの大きさと分布状態を規定する。粒径が１０μm超えであるＴｉＮは仕上げ研磨工程において研磨むらを発生する原因となり、研磨後の表面粗度を低下させる。また、疲労破壊の起点となりやすく、粗大なものは鋼の疲労寿命を極度に低下させる。そのため、ＴｉNの最大径は１０μm以下とする。

なお、本発明においてＴｉＮの最大径はＳＥＭを用いて観察することができ、その粒径とはＴｉＮ粒の最も長いさし渡し径を意味する。またＴｉＮの最大径を求めるにあたっては、観察面積を３２０ｍｍ^２とする。

また、ＴｉＮの個数が０．２５個／ｍｍ²未満の場合、研磨工程で過研磨状態となり表面粗度が低下するので０．２５個／ｍｍ²以上とする。

本発明に係る軸受鋼は、以下の工程で製造される。所定の成分の溶鋼を精錬後、鋳片に鋳込み、拡散燒鈍後、鋼片圧延を行う。鋳片に鋳込む際、粗大なＴｉＮが生成しないように溶鋼過熱度を３０℃以下として、鋳片の厚さを３５０ｍｍ以下とする。

溶鋼過熱度が３０℃を超えると鋳込んだ場合に鋳片の中心部に偏析帯を生じ、粗大なＴｉ炭窒化物が生成する。また、鋳片の厚さが３５０ｍｍを超えると、粗大なＴｉＮの生成防止に必要な冷却速度が得られない。

鋼片を所望の寸法に圧延後、再加熱し、棒鋼圧延、球状化燒鈍後伸線する。次に鍛造、熱処理し、研磨して製品とする。

本発明の効果を実施例をもって示す。表１に示す種々の成分組成の鋼を、真空溶解炉にて鋼塊とし、棒鋼に熱間圧延後、７９０℃で５ｈｒ保持後徐冷却する軟化燒鈍を行い、その後伸線加工によりΦ１５．８ｍｍの線材とした。得られた線材について、研磨性、疲労特性および冷間鍛造性を評価した。

表１の鋼Ｎｏ．１〜３７は真空溶解炉で３０ｋｇ鋼塊とする際、過熱度２５℃で鋳込み、鋳片の厚さを１８０ｍｍとし、鋼Ｎｏ．３８は過熱度５０℃で鋳込み、鋳片の厚さを１８０ｍｍとした。鋼Ｎｏ．３９は１５０ｋｇ鋼塊で３６０ｍｍ角の鋳片とした。

研磨性の評価に用いる試験片は、得られた線材からΦ１０ｍｍ×１０ｍｍの円筒体を切出し、９５０℃で３０分保持後油焼入れし、１８０℃で２時間の焼戻しを行った。その後、試験片を円筒端面が研磨面となるようにベークライト樹脂に埋め込み粗研磨を行った。

研磨性の評価は、粗研磨後の研磨面に荷重１０ｋｇでビッカース圧痕を打ち込み、その後、振動研磨機でアルミナ研磨剤と水を用いて１０ｈｒ研磨し、表面粗度（Rｙ（μm））を測定するとともに、圧痕の大きさの変化から研磨量（μm）を求めた。更に、一定時間毎に表面粗度を測定し、Ｒｙが０．０２μm以下になるまでの時間を求めた。

なお、最大高さＲｙの測定はＪＩＳＢ０６０１に準拠して、評価長さを０．４ｍｍとして行った。

鋼中ＴｉＮの観察は、９５０℃で３０分保持後油焼入れままの試験片（Φ１０ｍｍ×１０ｍｍ）を対象にＳＥＭを用いて行った。観察範囲は３２０ｍｍ²とし，ＴｉＮの最大径を求めると共に、ＴｉＮの個数を計測し、１ｍｍ^２当たりの個数に換算した。

疲労試験はラジアル式転動疲労試験機を用い、ヘルツ最大接触応力５．８ＧＰａ，潤滑油：♯６８タービン油で行い、試験結果をワイブル分布に従い確率紙で整理しＢ１０寿命を求めた。転動疲労試験片は８５０℃で２０分保持後に油焼入れ（油温６０℃）し、１８０℃で２時間の焼戻しをおこなった線材から採取し、切削およびラッピング仕上げを行った。

冷間鍛造性は伸線加工された線材からΦ１５×２２．５ｍｍの円筒体を軸方向が圧延方向となるように採取し試験片とした。冷間鍛造試験は種々の圧下率による圧縮をｎ＝１０で行い、割れの有無で評価した。図１（ａ）に試験方法、（ｂ）に割れの発生状況を示す。

冷間鍛造性の評価は、各圧縮率について割れ発生率を求め、試験片の５０％（ｎ＝５）で割れが発生する圧縮率を評価値（鍛造性評価値％）とした。

表２に研磨性、疲労特性および冷間鍛造性の評価結果を鋼中ＴｉＮの観察結果と合わせて示す。表１のＮｏ．と表２のＮｏ．は共通とし、表２のＮｏ．１の試験結果は表１のＮｏ．１の成分組成の鋼を用いたものとする。

表２より本発明鋼（実施例１〜１７）は優れた研磨性、疲労特性および冷間鍛造性を備えていることが確認された。一方、比較例１はＣが本発明範囲外で少なく疲労強度が低い。比較例２はＣが本発明範囲外で高く、冷間鍛造性が低い。

比較例３，５，７，９，１０はＴｉが本発明範囲外で少なく、ＴｉＮが不足して研磨が過研削となり研磨性に劣る。比較例４，６，８，１１，１２はＴｉＮが粗大で研磨時の研削量が不足して研磨性に劣る。

比較例１３〜２０は合金成分の添加量が本発明範囲外で多く、冷間鍛造性に劣る。比較例１４はＣｒが本発明範囲外で少なく、疲労強度に劣る。比較例２１、２２は鋼中ＴｉＮが粗大で研磨量が不足し研磨性に劣り、疲労強度も低い。

冷間鍛造性評価試験を説明する模式図で（ａ）は試験方法、（ｂ）は割れの発生状況を示す図。

Claims

質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ／Ｎ≦３．４、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、鋼中のＴｉＮの最大径が１０μm以下であり、ＴｉＮの個数が１ｍｍ²当たり０．２５個以上であることを特徴とする研磨性に優れた軸受鋼。
請求項１記載の成分組成に更に、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｍｏ：０．１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする研磨性に優れた軸受鋼。