JP4487748B2 - 軸受部品の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ベアリング内外輪、ベアリングボールなど焼入れ処理が施されている軸受部品およびその製造方法に関するものであり、特に、焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を微細化して疲労特性を向上させた軸受部品およびその製造方法に関するものである。
従来、ベアリング等の軸受部品は自動車、機械などに利用されており、優れた転動疲労特性が要求される。
転動疲労寿命を向上させる方法としては、例えば、特許文献１には、Ｓ５３Ｃレベルの亜共析鋼（フェライト、パーライト組織）に２回以上のオーステナイト単層域への高周波熱処理を行い、旧オーステナイト粒径を微細化し、疲労寿命を向上させる方法が記載されており、その到達旧オーステナイト粒径は最小粒径のものでも６．２μmで、転動疲労寿命は従来材に比較して１．２〜１．５倍程度である。一方、過共析鋼については本文献には記載がないが、一般的に、過共析鋼の場合は通常焼入れ材でも旧オーステナイト粒径は６〜１０μmを呈しているが、更なる最適熱処理化による旧オーステナイト粒の微細化処理を行わなければ転動疲労寿命の向上は期待できないとされる。
特開２００２−２５６３３６号公報
転動疲労寿命を向上させる方法としては、例えば、特許文献１には、Ｓ５３Ｃレベルの亜共析鋼（フェライト、パーライト組織）に２回以上のオーステナイト単層域への高周波熱処理を行い、旧オーステナイト粒径を微細化し、疲労寿命を向上させる方法が記載されており、その到達旧オーステナイト粒径は最小粒径のものでも６．２μmで、転動疲労寿命は従来材に比較して１．２〜１．５倍程度である。一方、過共析鋼については本文献には記載がないが、一般的に、過共析鋼の場合は通常焼入れ材でも旧オーステナイト粒径は６〜１０μmを呈しているが、更なる最適熱処理化による旧オーステナイト粒の微細化処理を行わなければ転動疲労寿命の向上は期待できないとされる。
本発明は、上述した現状に鑑み開発されたもので、従来品よりも転動疲労寿命を向上させた軸受部品の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上述した問題を解決するために鋭意検討を行った結果、前組織中の炭化物が球状化された鋼を、Ａｃ３点以上Ａcm変態温度以下の温度で、この温度範囲での滞留時間が５００秒以下とする加熱を行って焼入れ処理する場合に、球状化セメンタイトがオーステナイト粒をピンニングして粒成長を抑制し、平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下の微細なオーステナイト粒が得られ、転動疲労寿命が格段に向上することを知見した。
本発明は、この知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の形態が球状化炭化物である鋼を素材として、軸受部品の少なくとも一部表層に対して、Ａｃ ３ 点−１０℃〜Ａｃ ３ 点の温度間での平均加熱速度を０．５℃/s以上とし、Ａｃ ３ 点以上Ａｃ ３ 点＋１３０℃以下の温度での滞留時間を５００秒以下とする加熱を行って、焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
（２）前記素材の鋼の成分組成に更に、質量％で、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００５０％以下、及びＮ：０．０１％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発明（１）記載の軸受部品の製造方法。
（１） 鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の形態が球状化炭化物である鋼を素材として、軸受部品の少なくとも一部表層に対して、Ａｃ ３ 点−１０℃〜Ａｃ ３ 点の温度間での平均加熱速度を０．５℃/s以上とし、Ａｃ ３ 点以上Ａｃ ３ 点＋１３０℃以下の温度での滞留時間を５００秒以下とする加熱を行って、焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
（２）前記素材の鋼の成分組成に更に、質量％で、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００５０％以下、及びＮ：０．０１％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発明（１）記載の軸受部品の製造方法。
本発明によれば、軸受部品の焼入れ表層部が平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下である微細な組織となり、転動疲労寿命特性に優れた軸受部品が容易に得られ、工業的に非常に有用である。
以下、本発明を具体的に説明する。
軸受部品は、通常、焼入れ・焼戻し処理が施されて使用されるが、本発明では焼入れ表層部を有し、該表層部の平均オーステナイト粒径が４．０μm以下である軸受部品である。焼入れ表層部とは、焼入れ処理が施されてマルテンサイト組織を有する組織となっている表層部のことを言うが、表層に限らず全厚さ方向にマルテンサイトを有する組織となっていてもかまわない。そして、当該焼入れ表層部の平均旧オーステナイト粒径を４．０μm以下とすることで軸受部品の転動疲労寿命は通常の２．０倍以上に向上する。なお、軸受部品の焼入れ表層部の硬さはＨｖ７００以上であることが好ましい。Ｈｖ７００未満では硬度不足により、軸受部品に要求される疲労寿命が必ずしも十分でないためである。なお、焼入れ表層部の硬さをＨｖ７００以上とするためには、焼戻処理時の加熱温度を考慮する必要があるが、詳細については後述する。
軸受部品は、通常、焼入れ・焼戻し処理が施されて使用されるが、本発明では焼入れ表層部を有し、該表層部の平均オーステナイト粒径が４．０μm以下である軸受部品である。焼入れ表層部とは、焼入れ処理が施されてマルテンサイト組織を有する組織となっている表層部のことを言うが、表層に限らず全厚さ方向にマルテンサイトを有する組織となっていてもかまわない。そして、当該焼入れ表層部の平均旧オーステナイト粒径を４．０μm以下とすることで軸受部品の転動疲労寿命は通常の２．０倍以上に向上する。なお、軸受部品の焼入れ表層部の硬さはＨｖ７００以上であることが好ましい。Ｈｖ７００未満では硬度不足により、軸受部品に要求される疲労寿命が必ずしも十分でないためである。なお、焼入れ表層部の硬さをＨｖ７００以上とするためには、焼戻処理時の加熱温度を考慮する必要があるが、詳細については後述する。
次に、本発明軸受部品の焼入れ表層部を得るに好適な鋼素材の成分組成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。
Ｃ：０．６〜１．５％
Ｃは、焼入れ部において部品の疲労寿命を得るために必要となる硬度確保のために必要な元素であり、０．６％未満では焼入れ部で十分な硬度および疲労強度が得られない。一方、１．５％を超えて添加すると、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので上記範囲に限定した。
Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、転動疲労寿命を向上させるため、０．１％以上含有させる必要がある。しかし、１．０％を超えて添加すると、Ｃと同様に、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので上記範囲に限定した。
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは焼入れ性を向上させるため、０．１％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に添加すると焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので、その含有量の上限は１．５％とした。
Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは焼入れ性向上および炭化物の球状化を促進するので焼入れ前の硬さを押さえ、加工性を向上させる効果があるので、０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて添加してもその効果が飽和してしまうので上記範囲とした。
上述した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるものが基本となる成分である。不可避的不純物としては、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏがあげられ、Ｐは０．０５％まで、Ｏは０．０１５０％まで許容できる。Ｓ、Ｎは不可避的不純物としても混入するが、後述するとおり積極的に添加してもよい。尚、以上の基本成分組成に加えて更に、以下の元素を規定量の範囲で添加してもよい。
Ｓ：０．０３％以下
ＳはＭｎと結合して、ＭｎＳを形成して被削性を向上させるので添加しても良いが０．０３％を超えて添加するとＭｎＳが割れの起点となり疲労寿命を著しく低下させるので上限を０．０３％以下とする。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは強力な脱酸作用を持ち、鋼の清浄性を向上させる効果があるので、添加してもよいが、０．１％を超えて添加すると、鋼の清浄性をむしろ劣化させ疲労寿命が低下するので上限を０．１％以下とする。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させ焼入れ部の硬度を上昇させる効果があるので添加するのが好ましいが、本効果を得るためには１．０％以下の添加で十分である。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは焼入れ性の向上や焼入れ部の靱性を向上させるため１．０％を上限として添加してもよい。また、Ｃｕ添加時に熱間脆性を抑制するためにＮｉをＣｕの添加量の１／２添加することが好ましい。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗に対して効果があるので添加しても良いが、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するので上限を１．０％以下とする。
Ｗ：１．０％以下
Ｗは焼入れ性の向上効果があるので添加しても良いが、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するため上限を１．０％以下とする。
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは窒化物形成によるオーステナイト粒成長抑制効果があるので添加しても良いが、０．０１％を超えて添加すると、靱性が劣化するので上限を０．０１％以下とする。
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは窒化物（もしくは炭窒化物）形成によるオーステナイト粒成長抑制効果があるので添加しても良いが、０．５％を超えて添加してもその効果は飽和するので上限を０．５％以下とする。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは焼入れ性向上効果があるので添加しても良いが、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するので上限を０．０１％とする。
Ｓｂ：０．００５０％以下
Ｓｂは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、転動疲労特性の劣化を防止する作用を有するので添加しても良い。しかし、０．００５０％を超えて添加すると、靱性が劣化するので上限を０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは窒化物（もしくは炭窒化物）を形成し、γ粒微細化に効果があるが、過剰添加は鋼の加工性を劣化させるので、上限を０．０１％以下とする。
上述した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、不可避的不純物としては、Ｐ、Ｏが挙げられ、Ｐは０．０５％、Ｏは０．０１５０％まで許容できる。
Ｃ：０．６〜１．５％
Ｃは、焼入れ部において部品の疲労寿命を得るために必要となる硬度確保のために必要な元素であり、０．６％未満では焼入れ部で十分な硬度および疲労強度が得られない。一方、１．５％を超えて添加すると、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので上記範囲に限定した。
Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、転動疲労寿命を向上させるため、０．１％以上含有させる必要がある。しかし、１．０％を超えて添加すると、Ｃと同様に、焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので上記範囲に限定した。
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは焼入れ性を向上させるため、０．１％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に添加すると焼入れ前の加工性（剪断性、鍛造性）を劣化させるので、その含有量の上限は１．５％とした。
Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは焼入れ性向上および炭化物の球状化を促進するので焼入れ前の硬さを押さえ、加工性を向上させる効果があるので、０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて添加してもその効果が飽和してしまうので上記範囲とした。
上述した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるものが基本となる成分である。不可避的不純物としては、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏがあげられ、Ｐは０．０５％まで、Ｏは０．０１５０％まで許容できる。Ｓ、Ｎは不可避的不純物としても混入するが、後述するとおり積極的に添加してもよい。尚、以上の基本成分組成に加えて更に、以下の元素を規定量の範囲で添加してもよい。
Ｓ：０．０３％以下
ＳはＭｎと結合して、ＭｎＳを形成して被削性を向上させるので添加しても良いが０．０３％を超えて添加するとＭｎＳが割れの起点となり疲労寿命を著しく低下させるので上限を０．０３％以下とする。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは強力な脱酸作用を持ち、鋼の清浄性を向上させる効果があるので、添加してもよいが、０．１％を超えて添加すると、鋼の清浄性をむしろ劣化させ疲労寿命が低下するので上限を０．１％以下とする。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させ焼入れ部の硬度を上昇させる効果があるので添加するのが好ましいが、本効果を得るためには１．０％以下の添加で十分である。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは焼入れ性の向上や焼入れ部の靱性を向上させるため１．０％を上限として添加してもよい。また、Ｃｕ添加時に熱間脆性を抑制するためにＮｉをＣｕの添加量の１／２添加することが好ましい。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗に対して効果があるので添加しても良いが、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するので上限を１．０％以下とする。
Ｗ：１．０％以下
Ｗは焼入れ性の向上効果があるので添加しても良いが、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するため上限を１．０％以下とする。
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは窒化物形成によるオーステナイト粒成長抑制効果があるので添加しても良いが、０．０１％を超えて添加すると、靱性が劣化するので上限を０．０１％以下とする。
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは窒化物（もしくは炭窒化物）形成によるオーステナイト粒成長抑制効果があるので添加しても良いが、０．５％を超えて添加してもその効果は飽和するので上限を０．５％以下とする。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは焼入れ性向上効果があるので添加しても良いが、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するので上限を０．０１％とする。
Ｓｂ：０．００５０％以下
Ｓｂは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、転動疲労特性の劣化を防止する作用を有するので添加しても良い。しかし、０．００５０％を超えて添加すると、靱性が劣化するので上限を０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは窒化物（もしくは炭窒化物）を形成し、γ粒微細化に効果があるが、過剰添加は鋼の加工性を劣化させるので、上限を０．０１％以下とする。
上述した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、不可避的不純物としては、Ｐ、Ｏが挙げられ、Ｐは０．０５％、Ｏは０．０１５０％まで許容できる。
次に、上述した元素を含有する組成の鋼を用いて、平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下の焼入れ表層部を得るための条件について説明する。
本発明の軸受部品は鋼素材、好ましくは、棒鋼、あるいは線材を鍛造工程を経てベアリング内外輪、ベアリングボール等の軸受部品の形状に加工した後、表層部焼入れを施して製造される。ここで、前記焼入れ表層部組織を得るためには、焼入れ前の組織、焼入れ条件の適正化が必要である。
焼入れ前の組織
焼入れ前の炭化物形態を球状化炭化物としておく必要がある。これは炭化物形態が球状化炭化物組織からなる鋼に後述する方法で焼入れ処理を行うと、加熱中のオーステナイト粒の成長が球状化炭化物によるピンニング効果により抑制されるからである。該ピンニング効果を有効に発現させるためには、炭化物の球状化状態は、炭化物のアスペクト比が平均で３以下である必要がある。アスペクト比を平均で３以下とするための方法は問わないが、アスペクト比や炭化物粒径を均一にするために、Ａ１変態点付近で球状化焼鈍を行うことが好適である。尚、製品製造として鍛造工程の間に軟化焼鈍を実施したり、温間鍛造のための加熱を行っても、焼入れ前の炭化物形態が球状化炭化物であれば、焼入れ処理時のピンニング効果は消滅しないため問題はない。また、炭化物以外の残部組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれであってもよい。
焼入れ処理条件
平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下である焼入れ表層部を得るためには、焼入れ処理時の加熱条件を、加熱速度をＡｃ３点―１０℃〜Ａｃ３点の温度間で平均０．５℃/s以上とし、加熱温度をＡｃ３点以上Ａｃ３点＋１３０℃以下とし、かつ、この温度範囲での滞留時間を５００秒以下とする必要がある。ここで、Ａｃ３点とは、加熱時にフェライトもしくはベイナイトやマルテンサイトからオーステナイトへの変態が終了する温度をいう。加熱温度がＡｃ３点未満であると、オーステナイトへの逆変態が生じないので、微細な焼入れ組織とすることができない。加熱温度がＡｃ３点＋１３０℃超では、たとえ球状化炭化物が存在していても、炭化物によるピンニング効果が低減して、オーステナイトの粒成長が生じるので、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が４．０μm超となってしまう。
また、焼入れ時の加熱に際して、加熱速度をＡｃ３点―１０℃〜Ａｃ３点の温度間で平均０．５℃/s以上とする必要があるのは、この温度域で０．５℃/sより加熱速度が遅くなれば、オーステナイトへの核生成駆動力の減少などの影響で、オーステナイト粒径が粗大化し、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が４．０μm超となってしまうからである。
本発明の軸受部品は鋼素材、好ましくは、棒鋼、あるいは線材を鍛造工程を経てベアリング内外輪、ベアリングボール等の軸受部品の形状に加工した後、表層部焼入れを施して製造される。ここで、前記焼入れ表層部組織を得るためには、焼入れ前の組織、焼入れ条件の適正化が必要である。
焼入れ前の組織
焼入れ前の炭化物形態を球状化炭化物としておく必要がある。これは炭化物形態が球状化炭化物組織からなる鋼に後述する方法で焼入れ処理を行うと、加熱中のオーステナイト粒の成長が球状化炭化物によるピンニング効果により抑制されるからである。該ピンニング効果を有効に発現させるためには、炭化物の球状化状態は、炭化物のアスペクト比が平均で３以下である必要がある。アスペクト比を平均で３以下とするための方法は問わないが、アスペクト比や炭化物粒径を均一にするために、Ａ１変態点付近で球状化焼鈍を行うことが好適である。尚、製品製造として鍛造工程の間に軟化焼鈍を実施したり、温間鍛造のための加熱を行っても、焼入れ前の炭化物形態が球状化炭化物であれば、焼入れ処理時のピンニング効果は消滅しないため問題はない。また、炭化物以外の残部組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれであってもよい。
焼入れ処理条件
平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下である焼入れ表層部を得るためには、焼入れ処理時の加熱条件を、加熱速度をＡｃ３点―１０℃〜Ａｃ３点の温度間で平均０．５℃/s以上とし、加熱温度をＡｃ３点以上Ａｃ３点＋１３０℃以下とし、かつ、この温度範囲での滞留時間を５００秒以下とする必要がある。ここで、Ａｃ３点とは、加熱時にフェライトもしくはベイナイトやマルテンサイトからオーステナイトへの変態が終了する温度をいう。加熱温度がＡｃ３点未満であると、オーステナイトへの逆変態が生じないので、微細な焼入れ組織とすることができない。加熱温度がＡｃ３点＋１３０℃超では、たとえ球状化炭化物が存在していても、炭化物によるピンニング効果が低減して、オーステナイトの粒成長が生じるので、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が４．０μm超となってしまう。
また、焼入れ時の加熱に際して、加熱速度をＡｃ３点―１０℃〜Ａｃ３点の温度間で平均０．５℃/s以上とする必要があるのは、この温度域で０．５℃/sより加熱速度が遅くなれば、オーステナイトへの核生成駆動力の減少などの影響で、オーステナイト粒径が粗大化し、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が４．０μm超となってしまうからである。
さらに、Ａｃ３点以上の滞留時間が５００秒以下となるように、加熱条件を調整する必要がある。Ａｃ３点以上の滞留時間が５００秒超となると、球状化炭化物によるピンニング効果がある場合であっても粒成長に十分な時間となり、結果として、焼入れ後の組織の旧オーステナイト粒径が４．０μm超となってしまう。
なお、上述した条件による焼入れ処理は、複数回行ってもよい。複数回の焼入れを行う場合には、この加熱速度条件は、最終の焼入れ処理時にのみ（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、Ｎ回目のみ）適用すればよい。最終の焼入れ処理に先だって行う焼入れ処理（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、１〜Ｎ―１回目までの焼入れ処理）では、焼入れ後の組織がベイナイトもしくはマルテンサイト組織（単相でも複合でも良い）と、残留球状化炭化物とであればよく、最終焼入れ行程に限定されるような熱処理は特に必要とはしない。但し、残留球状化炭化物が溶解してしまうような高温で加熱を行うと、最終焼入れ時に球状化炭化物によるオーステナイト粒成長抑制作用が消失してしまうので、最終焼入れ以前の焼入れ処理時においては、Ａcm点（球状化炭化物がオーステナイトに溶け込みオーステナイト単相となる温度）以下とする必要がある。複数回について前記焼入れ条件を適用することにより微細な焼入れ表層部が得られるので、複数回について前記焼入れ条件を適用してもかまわない。焼入れ処理の回数は、工業面・コスト面から考えれば２回行うのが好適である。上述した条件にて焼入れ処理を施すことにより、平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下である焼入れ表層部が得られる。
なお、上述した条件による焼入れ処理は、複数回行ってもよい。複数回の焼入れを行う場合には、この加熱速度条件は、最終の焼入れ処理時にのみ（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、Ｎ回目のみ）適用すればよい。最終の焼入れ処理に先だって行う焼入れ処理（Ｎ回焼入れ処理を施す場合には、１〜Ｎ―１回目までの焼入れ処理）では、焼入れ後の組織がベイナイトもしくはマルテンサイト組織（単相でも複合でも良い）と、残留球状化炭化物とであればよく、最終焼入れ行程に限定されるような熱処理は特に必要とはしない。但し、残留球状化炭化物が溶解してしまうような高温で加熱を行うと、最終焼入れ時に球状化炭化物によるオーステナイト粒成長抑制作用が消失してしまうので、最終焼入れ以前の焼入れ処理時においては、Ａcm点（球状化炭化物がオーステナイトに溶け込みオーステナイト単相となる温度）以下とする必要がある。複数回について前記焼入れ条件を適用することにより微細な焼入れ表層部が得られるので、複数回について前記焼入れ条件を適用してもかまわない。焼入れ処理の回数は、工業面・コスト面から考えれば２回行うのが好適である。上述した条件にて焼入れ処理を施すことにより、平均旧オーステナイト粒径が４．０μm以下である焼入れ表層部が得られる。
本発明においては、焼入れ処理の後に焼戻し処理を行ってもよい。但し、焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度が高すぎると焼入れ表層部が軟化して疲労破壊が粒内で生じてしまい、焼入れ表層部の旧オーステナイト粒径を微細化した効果が減じてしまうため、焼戻しを行う場合は２００℃以下とすることが好ましい。
焼戻し温度が２００℃以下であれば、前記成分組成の鋼を用いれば硬さがＨｖ７００以上の焼入れ表層部を得ることができる。
上述した条件で、焼入れ処理、焼戻し処理が施された後は、必要に応じて仕上げの研磨処理が施され軸受部品となる。
焼戻し温度が２００℃以下であれば、前記成分組成の鋼を用いれば硬さがＨｖ７００以上の焼入れ表層部を得ることができる。
上述した条件で、焼入れ処理、焼戻し処理が施された後は、必要に応じて仕上げの研磨処理が施され軸受部品となる。
表１に示す各種組成の実験用１００ｋｇ鋼塊を、１２５０℃で１５時間ソーキングを行なった後、８５０℃以上で熱間鍛造し、φ３０mm棒鋼とした。該棒鋼を球状化焼鈍（ＳＡ）し、フェライトと表２及び表３に示す平均アスペクト比の球状化炭化物とした。
該棒鋼の直径の1/4の部分よりφ１２mm X２２mm長さのラジアル型転動疲労試験片を粗加工し、表２及び表３記載の熱処理条件で焼入れ処理を行った。焼戻しは１７０℃で行い、仕上げ加工を行った後に試験に供した。
また、表面硬度の低いサンプルでの旧γ粒微細化の効果を見るために２００℃焼戻しを行い、表面硬度Ｈｖ７００未満の試料も作成し試験に供した。
該棒鋼の直径の1/4の部分よりφ１２mm X２２mm長さのラジアル型転動疲労試験片を粗加工し、表２及び表３記載の熱処理条件で焼入れ処理を行った。焼戻しは１７０℃で行い、仕上げ加工を行った後に試験に供した。
また、表面硬度の低いサンプルでの旧γ粒微細化の効果を見るために２００℃焼戻しを行い、表面硬度Ｈｖ７００未満の試料も作成し試験に供した。
評価は表層部ビッカース硬度、表層部旧オーステナイト粒径を調査するとともに、ラジアル疲労試験によるＢ１０寿命で転動疲労特性を評価した。なお、
表層部のビッカース硬さはラジアル試験片の長手方向断面（以下Ｌ断面と呼ぶ）で表層から０．１mm内部のビッカース硬さＨｖを荷重２．９４Ｎ（３００ｇｆ）で５点測定し平均した。
表層部の旧オーステナイト粒径は、旧オーステナイト粒腐食を行い、Ｌ断面表層直下において１０００倍で４視野写真撮影し、切断法にて測定を行った。
切断法では、各視野において６３０μmの線分が旧オーステナイト粒界と交差した数（Ｘ）を測定し「ある視野での平均オーステナイト粒径（μｍ）＝６３０／（０．８９ｘＸ）」として算出した後、４視野の平均値を算出した。
ラジアル疲労試験はヘルツ応力５８８０ＭＰa（６００ｋｇｆ/mm2）、回転数約４６４００ｃｐｍで２０本試験を行いＢ１０寿命を求めた。
表２及び表３に試験結果を示す。本発明の条件に従い製造され、焼入れ表層部の平均旧オーステナイト粒径を４．０μm以下とした発明例は、Ｂ１０寿命が優れていることがわかる。
表層部のビッカース硬さはラジアル試験片の長手方向断面（以下Ｌ断面と呼ぶ）で表層から０．１mm内部のビッカース硬さＨｖを荷重２．９４Ｎ（３００ｇｆ）で５点測定し平均した。
表層部の旧オーステナイト粒径は、旧オーステナイト粒腐食を行い、Ｌ断面表層直下において１０００倍で４視野写真撮影し、切断法にて測定を行った。
切断法では、各視野において６３０μmの線分が旧オーステナイト粒界と交差した数（Ｘ）を測定し「ある視野での平均オーステナイト粒径（μｍ）＝６３０／（０．８９ｘＸ）」として算出した後、４視野の平均値を算出した。
ラジアル疲労試験はヘルツ応力５８８０ＭＰa（６００ｋｇｆ/mm2）、回転数約４６４００ｃｐｍで２０本試験を行いＢ１０寿命を求めた。
表２及び表３に試験結果を示す。本発明の条件に従い製造され、焼入れ表層部の平均旧オーステナイト粒径を４．０μm以下とした発明例は、Ｂ１０寿命が優れていることがわかる。
Claims (2)
- 鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．６〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の形態が球状化炭化物である鋼を素材として、軸受部品の少なくとも一部表層に対して、Ａｃ ３ 点−１０℃〜Ａｃ ３ 点の温度間での平均加熱速度を０．５℃/s以上とし、Ａｃ ３ 点以上Ａｃ ３ 点＋１３０℃以下の温度での滞留時間を５００秒以下とする加熱を行って、焼入れ処理を行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
- 前記素材の鋼の成分組成に更に、質量％で、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．００５０％以下、及びＮ：０．０１％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請求項１記載の軸受部品の製造方法。
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