JP5204328B2 - 高炭素鋼線材および高炭素鋼線材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車や各種産業機械等で軸受の材料として用いられている高炭素鋼線材およびその高炭素鋼線材の製造方法に関するものである。
自動車や各種産業機械等に用いられる機械部品の素材として、従来から炭素鋼や合金鋼が汎用されている。その中でも特に軸受の材料として「ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）」で規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材（ＳＵＪ材）が使用されていることが多い。この軸受は、これら素材を熱間圧延して鋼線材とした後に球状化焼鈍し、切断後、所定の形状に冷間鍛造して、焼入れ焼戻し処理し、最後に仕上げ加工を施すことで一般的には製造されている。
この製造工程では、特に球状化焼鈍に非常に長い時間を要しており、コスト、環境負荷の観点から、この球状化処理時間の短縮化が求められている。また、冷間鍛造時の金型寿命の向上、省電力化という観点から、球状化処理後の素材硬さを低下させることも併せて求められている。このような現況で、球状化処理時間の短縮化という観点から幾つかの提案がなされている。
特許文献１により、熱間圧延後の冷却の際に８００〜５００℃の温度範囲で磁場を印加すると共に、その温度範囲における冷却速度を１０℃／ｓ以下とし、初析セメンタイトの析出を抑制し、パーライト中のラメラ間隔を短くすることで、次工程の球状化焼鈍に要する時間を短縮できる方法が提案されている。しかしながら、この提案を実施するためには磁場を印加するための特殊な設備を必要とするため、結果的に生産コストの上昇を招き、球状化処理時間の短縮化によるコストの低減効果が相殺されてしまう。
また、特許文献２により、所定の成分組成を有する高炭素クロム軸受鋼を、抽出から仕上げ圧延に至る間、全断面内の温度がＡ１点〜Ａｃｍ点の間にあるように制御して圧延することで球状化組織を得ることで、次の球状化焼鈍を省略または短縮できる方法が提案されている。しかしながら、この提案を実施するためにはラピッド方式の圧延装置という特殊な設備を必要とするため、この提案でも先の提案と同様に、生産コストの上昇を招き、球状化処理時間の短縮化によるコストの低減効果が相殺されてしまう。
更には、特許文献３により、所定の成分組成を有する被圧延材を、Ａｅ１点〜Ａｅｍ点の温度域に加熱した後、６８０℃〜（Ａｅｍ点−３０°）の比較的低温で圧延する２以上の圧延工程と、それら圧延工程の間に１以上の中間冷却工程を備える全連続式熱間圧延方法により圧延し、更に、圧延後に、４００℃までの温度域を冷却速度が５℃／ｓ以下の条件で最終冷却する方法が提案されている。この提案を実施することで球状化焼鈍を簡略化することはできるものの、球状化処理後の素材の硬さの低減が十分でないと考えられる。
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、製造時の球状化処理時間の短縮化が図れるうえに、十分に硬さを低減することができる高炭素鋼線材およびその高炭素鋼線材の製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明の高炭素鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜１．６０％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１００％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、フェライト結晶粒径が２０．０μｍ以下であって、且つ、炭化物中のＣｒ濃度が、質量％で６．０％以上である。
更に、質量％で、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）の１種以上を含有することが好ましい。
更に、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種以上を含有することが好ましい。
更に、質量％で、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上を含有することが好ましい。
更に、質量％で、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）の１種以上を含有することが好ましい。
更に、質量％で、Ａｓ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有することが好ましい。
本発明の高炭素鋼線材の製造方法は、加熱から仕上げ圧延までの鋼材温度を７５０〜８７０℃とした上で、仕上げ圧延温度を８５０℃以下とすると共に、仕上げ圧延後の７４０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とした上で、７４０℃から５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とする。
本発明の高炭素鋼線材および高炭素鋼線材の製造方法によると、コスト、環境負荷という観点から、製造時の球状化処理時間の短縮化が図れるうえに、併せて冷間鍛造時の金型寿命の向上を図れ、製造時の省電力化という観点から、硬さを十分に低減させることが可能となる。
前述したように、自動車や各種産業機械等に用いられる機械部品の素材としては、従来から炭素鋼や合金鋼が汎用されている。その中でも特に軸受の材料としては「ＪＩＳ Ｇ ４８０５」で規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材（ＳＵＪ材）が使用されることが多い。このＳＵＪ材等の軸受鋼を用いて軸受を製造するにあたっては、通常、軸受鋼を熱間圧延して圧延線材とした後に、球状化焼鈍し、切断後、所定の形状に冷間鍛造して、焼入れ焼戻し処理し、最後に仕上げ加工を施すことで製造されている。
一般的な軸受鋼の熱間圧延では、素材をオーステナイト単相域まで加熱して、オーステナイト状態で圧延され、圧延後は比較的緩やかに冷却（徐冷）することで、冷却後の圧延線材の金属組織はパーライトになる。球状化焼鈍は、鋼中の炭化物（セメンタイト）を球状化し、粗大化することで軟質化する処理である。この球状化焼鈍前の組織がパーライトである場合は、パーライト中の微細なラメラセメンタイトが分断、粗大球状化するのに長い時間を要することになる。
このような実情があり、前記したように、オーステナイト＋セメンタイト二相域に加熱した上で圧延することで、圧延ままで球状炭化物（セメンタイト）を存在させ、炭化物の球状化、粗大化を促進させようとする技術開発が従来から行われてきた。更には、加熱、圧延、冷却温度を適宜調整することで、圧延ままでパーライト組織の生成を抑制し、擬似球状の組織を得ることで、球状化処理を省略または短縮しようという技術が開発されてきた。
しかしながら、これら従来から開発されてきた技術では、セメンタイトが球状化した組織は得ることができるものの、反面、硬さが高くなる傾向があり、また、球状化処理時間の短縮化も十分に図ることはできなかった。
（フェライト結晶粒径）
本発明者らは、製造時における球状化処理時間の短縮化が図れるうえに、硬さが十分に低下した高炭素鋼線材を得ることができる方法を見出すために、鋭意検討を行った。その結果、球状化処理の加熱時に、母相組織がフェライトからオーステナイトへ逆変態すると炭化物の球状化が容易に進行することから、逆変態を促進すれば、球状化時間の短縮化を図れることができることを見出した。
本発明者らは、製造時における球状化処理時間の短縮化が図れるうえに、硬さが十分に低下した高炭素鋼線材を得ることができる方法を見出すために、鋭意検討を行った。その結果、球状化処理の加熱時に、母相組織がフェライトからオーステナイトへ逆変態すると炭化物の球状化が容易に進行することから、逆変態を促進すれば、球状化時間の短縮化を図れることができることを見出した。
母相組織の、フェライトからオーステナイトへの逆変態を促進するためには、逆変態前のフェライト結晶粒径（フェライトの平均結晶粒径）を２０．０μm以下とすれば良い。結晶粒微細化によって、逆変態時の核生成サイトである結晶粒界面積が増大するほど、逆変態が促進される。逆変態前のフェライト結晶粒径は、好ましくは１５．０μｍ以下、より好ましくは１０．０μｍ以下、更に好ましくは７．５μｍ以下とすれば良い。一方、逆変態前のフェライト結晶粒径は、小さければ小さい方が良く本発明では下限値を特に規定しないが、実際の下限値は１．０μｍ程度であると考えられる。
（炭化物中のＣｒ濃度）
一方、球状化処理の加熱温度を高くすると拡散速度が速くなり、また、逆変態が進行するため、炭化物（セメンタイト）の球状化、粗大化が促進される。しかしながら、加熱温度を高くし過ぎると炭化物の溶解量が増え、冷却時にパーライトが生成しやすくなり、硬さが増加する。徐冷すればパーライト生成を抑制できるが、時間短縮が図れなくなる。
一方、球状化処理の加熱温度を高くすると拡散速度が速くなり、また、逆変態が進行するため、炭化物（セメンタイト）の球状化、粗大化が促進される。しかしながら、加熱温度を高くし過ぎると炭化物の溶解量が増え、冷却時にパーライトが生成しやすくなり、硬さが増加する。徐冷すればパーライト生成を抑制できるが、時間短縮が図れなくなる。
本発明者らは、これら相矛盾する問題に対処するためにも鋭意検討を行った。その結果、炭化物を溶解しにくくすることで、球状化組織を維持しつつ、球状化処理時間の短縮化を図れることができる方法を見出した。
炭化物の溶解は、炭化物の組成の影響を大きく受け、特に軸受鋼の場合は炭化物中のＣｒ濃度の影響を大きく受けることが分かった。Ｃｒが炭化物に濃化するほど加熱時に溶けにくくなり、パーライトの生成抑制により低硬さを維持しつつ、球状化時間を短縮することが可能になる。また、セメンタイトのＣｒ濃度上昇によって、フェライトのＣｒ固溶強化が低下し、低硬さを安定した状態で得ることができる。このような作用を発揮させるためには、炭化物中のＣｒ濃度を６．０質量％以上とする必要がある。好ましくは６．５質量％以上、より好ましくは７．０質量％以上とすれば良い。本発明では上限値を特に規定しないが、実際の上限値は１０．０質量％程度であると考えられる。
（成分組成）
本発明の高炭素鋼線材は、「ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）」で規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材（ＳＵＪ材２〜５）を全て含む成分範囲とする。具体的には、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜１．６０％を含有するものとする。尚、単位は全て％と記載するが、他の明細書中の記載を含め、特に断りのない限り全て質量％のことを示す。
本発明の高炭素鋼線材は、「ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）」で規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材（ＳＵＪ材２〜５）を全て含む成分範囲とする。具体的には、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜１．６０％を含有するものとする。尚、単位は全て％と記載するが、他の明細書中の記載を含め、特に断りのない限り全て質量％のことを示す。
尚、上記ＳＵＪ材のうち、ＳＵＪ２材は、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％を含有し、ＳＵＪ３材は、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０〜０．７０％、Ｍｎ：０．９０〜１．１５％、Ｃｒ：０．９０〜１．２０％を含有し、ＳＵＪ４材は、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％を含有し、ＳＵＪ５材は、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０〜０．７０％、Ｍｎ：０．９０〜１．１５％、Ｃｒ：０．９０〜１．２０％を含有する。
・Ｃ：０．９５〜１．１０％
Ｃは、焼入れ硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。従って、０．９５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなりすぎると巨大炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性によって悪影響を及ぼすようになるので、Ｃの含有量は１．１０％以下に抑えなければならない。Ｃの含有量の好ましい下限は０．９８％、好ましい上限は１．０５％である。
Ｃは、焼入れ硬さを増大させ、室温および高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。従って、０．９５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなりすぎると巨大炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性によって悪影響を及ぼすようになるので、Ｃの含有量は１．１０％以下に抑えなければならない。Ｃの含有量の好ましい下限は０．９８％、好ましい上限は１．０５％である。
・Ｃｒ：０．９０〜１．６０％
Ｃｒは、Ｃと結びついて微細な炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｒが炭化物に濃化することで加熱時に溶けにくくなり、球状化促進に寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒを０．９０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒの含有量は１．６０％以下とする。Ｃｒの含有量の好ましい下限は１．００％、好ましい上限は１．５５％である。
Ｃｒは、Ｃと結びついて微細な炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｒが炭化物に濃化することで加熱時に溶けにくくなり、球状化促進に寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒを０．９０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒの含有量は１．６０％以下とする。Ｃｒの含有量の好ましい下限は１．００％、好ましい上限は１．５５％である。
・Ｓｉ：０．１５〜０．７０％
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。Ｓｉの含有量の好ましい下限は０．２０％、より好ましい下限は０．２５％である。一方で、Ｓｉの含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．７０％以下とする。Ｓｉの含有量の好ましい上限は０．６５％、より好ましい上限は０．６０％である。
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。Ｓｉの含有量の好ましい下限は０．２０％、より好ましい下限は０．２５％である。一方で、Ｓｉの含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．７０％以下とする。Ｓｉの含有量の好ましい上限は０．６５％、より好ましい上限は０．６０％である。
・Ｍｎ：１．１５％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素であるが、Ｍｎの含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．１５％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．１０％、より好ましい上限は１．０５％である。下限については特に定めていないが、固溶強化や焼入れ性向上の作用を得るには、０．１０％以上含有させる必要がある。Ｍｎの含有量のより好ましい下限は０．１５％、更に好ましい下限は０．２０％である。
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素であるが、Ｍｎの含有量が多くなり過ぎると、加工性や被削性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．１５％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．１０％、より好ましい上限は１．０５％である。下限については特に定めていないが、固溶強化や焼入れ性向上の作用を得るには、０．１０％以上含有させる必要がある。Ｍｎの含有量のより好ましい下限は０．１５％、更に好ましい下限は０．２０％である。
そのほか、軸受鋼では本発明が課題とする球状化特性の改善の他に、転動疲労特性や被削性などの観点から様々な元素の含有量が制限されるのが通常である。本発明では、以下に示す各種元素に関して夫々の役割から次のように規定する。各種元素の含有量が下記範囲内であれば、本発明の効果を妨げることがない。
・Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）
Ｐは、偏析部での靭性、加工性を劣化させ、Ｓは、介在物を形成して転動疲労特性を劣化させるため、いずれも０．０５０％以下とする。また、「ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）」には、Ｐ、Ｓの上限が規定されており、いずれも０．０２５％以下とするのが好ましい。より好ましい上限は０．０２０％、更に好ましくい上限は０．０１５％である。
Ｐは、偏析部での靭性、加工性を劣化させ、Ｓは、介在物を形成して転動疲労特性を劣化させるため、いずれも０．０５０％以下とする。また、「ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）」には、Ｐ、Ｓの上限が規定されており、いずれも０．０２５％以下とするのが好ましい。より好ましい上限は０．０２０％、更に好ましくい上限は０．０１５％である。
・Ａｌ：０．１００％以下（０％を含まない）
Ａｌは、窒化物を形成し、組織を微細化させ、転動疲労特性を向上させる作用を有する。一方、過剰に含有させると脱炭を促進し、転動疲労特性等に不具合を生じる。従って、本発明では、Ａｌの含有量の上限を０．１００％とする。好ましい上限は０．０５０％、より好ましい上限は０．０３０％、更に好ましい上限は０．０１０％である。
Ａｌは、窒化物を形成し、組織を微細化させ、転動疲労特性を向上させる作用を有する。一方、過剰に含有させると脱炭を促進し、転動疲労特性等に不具合を生じる。従って、本発明では、Ａｌの含有量の上限を０．１００％とする。好ましい上限は０．０５０％、より好ましい上限は０．０３０％、更に好ましい上限は０．０１０％である。
・Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、Ａｌと同様に窒化物を形成するが、窒化物が比較的粗大であるため組織微細化への寄与は小さい上、転動疲労特性を劣化させる場合がある。よって、本発明では、Ｔｉの含有量の上限を０．０１５％とする。好ましい上限は０．０１０％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００２％である。
Ｔｉは、Ａｌと同様に窒化物を形成するが、窒化物が比較的粗大であるため組織微細化への寄与は小さい上、転動疲労特性を劣化させる場合がある。よって、本発明では、Ｔｉの含有量の上限を０．０１５％とする。好ましい上限は０．０１０％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００２％である。
・Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）
Ｎは、固溶強化に有効な元素であって、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与する。但し、その含有量が過剰になると、歪時効による加工性の劣化などの不具合を招くため、積極的に含有させる場合でも０．０２５％以下とする。好ましい上限は０．０２０％、より好ましい上限は０．０１０％、更に好ましい上限は０．００５０％である。
Ｎは、固溶強化に有効な元素であって、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与する。但し、その含有量が過剰になると、歪時効による加工性の劣化などの不具合を招くため、積極的に含有させる場合でも０．０２５％以下とする。好ましい上限は０．０２０％、より好ましい上限は０．０１０％、更に好ましい上限は０．００５０％である。
・Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）
転動疲労では酸化物を主とする介在物を起点として破壊することが知られており、Ｏは、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｏの含有量の上限を０．００２５％とする。好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１５％、更に好ましい上限は０．００１０％である。
転動疲労では酸化物を主とする介在物を起点として破壊することが知られており、Ｏは、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｏの含有量の上限を０．００２５％とする。好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１５％、更に好ましい上限は０．００１０％である。
残部は鉄および不可避不純物である。鋼材中に含まれる必須成分は以上の通りであるが、必要に応じて以下に示す元素を所定の範囲内で含有しても良い。
・Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与する。但し、それらの含有量が過剰になると、加工性の劣化などの不具合を招くため、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．２５％以下とする。いずれも、好ましい上限は０．２０％、より好ましい上限は０．１５％、更に好ましい上限は０．１０％である。尚、ＭｏはＳＵＪ４材およびＳＵＪ５材の必須含有元素であって、いずれも０．１０〜０．２５％含有される。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与する。但し、それらの含有量が過剰になると、加工性の劣化などの不具合を招くため、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．２５％以下とする。いずれも、好ましい上限は０．２０％、より好ましい上限は０．１５％、更に好ましい上限は０．１０％である。尚、ＭｏはＳＵＪ４材およびＳＵＪ５材の必須含有元素であって、いずれも０．１０〜０．２５％含有される。
・Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｎｂ、Ｖ、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与するため、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下とする。ＮｂおよびＶの含有量の好ましい上限は０．２５％、より好ましい上限は０．１０％、更に好ましい上限は０．０５％である。また、Ｂの含有量の好ましい上限は０．００４％、より好ましい上限は０．００３％、更に好ましい上限は０．００２％である。
Ｎｂ、Ｖ、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上させる作用を有し、前記したように転動疲労特性の向上にも寄与するため、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下とする。ＮｂおよびＶの含有量の好ましい上限は０．２５％、より好ましい上限は０．１０％、更に好ましい上限は０．０５％である。また、Ｂの含有量の好ましい上限は０．００４％、より好ましい上限は０．００３％、更に好ましい上限は０．００２％である。
・Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｃａ、ＲＥＭ（Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｎｄ）、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｚｒは、いずれも酸化物や硫化物の介在物を微細化する作用を有し、転動疲労特性の向上に寄与するため、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｃａ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｌｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．２％以下とする。ＣａおよびＲＥＭの含有量の好ましい上限は０．０２％、より好ましい上限は０．０１％、更に好ましい上限は０．００５％である。また、ＭｇおよびＬｉの含有量の好ましい上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００１％である。また、Ｚｒの含有量の好ましい上限は０．１％、より好ましい上限は０．０５％、更に好ましい上限は０．０１％である。
Ｃａ、ＲＥＭ（Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｎｄ）、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｚｒは、いずれも酸化物や硫化物の介在物を微細化する作用を有し、転動疲労特性の向上に寄与するため、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、特性劣化を招くため、Ｃａ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｌｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．２％以下とする。ＣａおよびＲＥＭの含有量の好ましい上限は０．０２％、より好ましい上限は０．０１％、更に好ましい上限は０．００５％である。また、ＭｇおよびＬｉの含有量の好ましい上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００１％である。また、Ｚｒの含有量の好ましい上限は０．１％、より好ましい上限は０．０５％、更に好ましい上限は０．０１％である。
・Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅは、いずれも被削性を向上する作用を有し、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、熱間加工特性の劣化、疵の発生などの不具合を招くため、Ｐｂ：０．５％以下、Ｂｉ：０．５％以下、Ｔｅ：０．１％以下とする。ＰｂおよびＢｉの含有量の好ましい上限は０．２％、より好ましい上限は０．１％、更に好ましい上限は０．０５％である。また、Ｔｅの含有量の好ましい上限は０．０５％、より好ましい上限は０．０２％、更に好ましい上限は０．０１％である。
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅは、いずれも被削性を向上する作用を有し、必要に応じて含有される。但し、それらの含有量が過剰になると、熱間加工特性の劣化、疵の発生などの不具合を招くため、Ｐｂ：０．５％以下、Ｂｉ：０．５％以下、Ｔｅ：０．１％以下とする。ＰｂおよびＢｉの含有量の好ましい上限は０．２％、より好ましい上限は０．１％、更に好ましい上限は０．０５％である。また、Ｔｅの含有量の好ましい上限は０．０５％、より好ましい上限は０．０２％、更に好ましい上限は０．０１％である。
・Ａｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ａｓは、鋼材の脆化を招く有害元素であり、極力低減するのが好ましい。但し、必要以上の低減はコスト増を招くため工業上好ましくない。従って、Ａｓ：０．０２％以下とする。好ましい含有量の上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００２％である。
Ａｓは、鋼材の脆化を招く有害元素であり、極力低減するのが好ましい。但し、必要以上の低減はコスト増を招くため工業上好ましくない。従って、Ａｓ：０．０２％以下とする。好ましい含有量の上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％、更に好ましい上限は０．００２％である。
（製造条件）
上記したように、軸受は、軸受鋼を熱間圧延して圧延線材とした後に、球状化焼鈍し、切断後、所定の形状に冷間鍛造し、焼入れ焼戻し処理し、最後に仕上げ加工を施すことで製造することができる。
上記したように、軸受は、軸受鋼を熱間圧延して圧延線材とした後に、球状化焼鈍し、切断後、所定の形状に冷間鍛造し、焼入れ焼戻し処理し、最後に仕上げ加工を施すことで製造することができる。
フェライト結晶粒径を本発明で規定する２０μｍ以下とするには、熱間圧延工程における仕上げ圧延温度、および仕上げ圧延後の冷却速度を制御することが必要である。従来は素材を軟質化するという観点から仕上げ圧延後の冷却は、徐冷により行うことが一般的であった。しかしながら、仕上げ圧延後に徐冷を施すと、徐冷中にオーステナイトの粗大化が進行し、結果的に変態後のフェライトも粗大化する傾向がある。
本発明者らが鋭意検討を行った結果、フェライトの粗大化は圧延ままでは硬さを低下させるが、それが必ずしも球状化処理後の硬さ低下につながらないことを知見した。本発明者らは更に検討を行った結果、仕上げ圧延温度を８５０℃以下、仕上げ圧延後、７４０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることで、オーステナイトの粗大化を抑制することができ、フェライト結晶粒径を２０．０μｍ以下とできることを知見した。
一方、炭化物（セメンタイト）中のＣｒ濃度は、加熱温度、圧延温度の影響が大きいといえる。炭化物中のＣｒ濃度を高くするには、高温かつセメンタイトが残存することが要件になる。高温であるほど拡散促進されＣｒ濃化が進むが、一方で高温になりすぎるとセメンタイトは溶解し、Ｃｒ濃化したセメンタイトの体積分率が減少する。冷却時に析出するセメンタイトはＣｒ濃度が高くないため、冷却時のセメンタイト分率が増加すると、Ｃｒ濃度が高い炭化物の割合が少なくなる。特に冷却時に析出するセメンタイト中のＣｒ濃度は、低温で析出するほど低下する。これらの知見をもとに、本発明者らが検討を行った結果、加熱〜仕上げ圧延までの温度を７５０〜８７０℃の温度域として、７４０℃から５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とすることで、炭化物中のＣｒ濃度を６．０質量％以上とできることを確認した。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明の実施例では、まず、表１に示す各成分組成の鋼を用いて連続鋳造により鋳片を製造し、その鋳片を分解圧延して１５５ｍｍ角の鋼片とした。この鋼片を用いて、表２および表３に示す各製造条件で圧延線材を得た。この圧延線材を用いて以下に示す各種測定、試験を実施した。尚、表１に示す各成分組成において、残部は鉄および不可避的不純物である。
（フェライト結晶粒径）
フェライト結晶粒径は、圧延線材の長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後、ナイタールでエッチングを行い、光学顕微鏡にて組織観察を行い、合計１０断面のＤ／４位置（Ｄ：直径）について、組織サイズに合わせて４００〜１０００倍の写真を撮影し、合計３０視野の結果を平均化した。フェライト結晶粒径は比較法によって粒度番号Ｎを求め、下記の式から粒径Ｄα(単位：μｍ)に換算した。
Ｄα＝［０．２５４／２（Ｎ−１）／２ ］×１０００
フェライト結晶粒径は、圧延線材の長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後、ナイタールでエッチングを行い、光学顕微鏡にて組織観察を行い、合計１０断面のＤ／４位置（Ｄ：直径）について、組織サイズに合わせて４００〜１０００倍の写真を撮影し、合計３０視野の結果を平均化した。フェライト結晶粒径は比較法によって粒度番号Ｎを求め、下記の式から粒径Ｄα(単位：μｍ)に換算した。
Ｄα＝［０．２５４／２（Ｎ−１）／２ ］×１０００
尚、本発明の高炭素鋼線材においては、フェライト・パーライトの混合組織やパーライト主体の組織となる場合があるが、パーライトについては、フェライトの結晶粒径に相当するパーライトノジュール（ブロック）サイズを測定した。フェライト・パーライトの粒度測定については、「ＪＩＳ Ｇ ０５５１」に、パーライト部分を除いたフェライト部分のみの粒度測定法が記載されている。一方、パーライトノジュール（ブロック）の測定については、「高橋、南雲、浅野、日本金属学会誌、４２号、１９７８年、７０８ページ」に記載されているように、エッチング後のコントラストによって結晶単位を判断した。また、混合組織の場合は、フェライト粒径、パーライトノジュールサイズをまとめて測定した。
（炭化物中のＣｒ濃度）
炭化物中のＣｒ濃度は、電解抽出した残渣中のＣｒ濃度を測定することで求めた。まず、圧延材線材を長さ２０ｍｍに切断した後、外表面からＤ／４（Ｄ：直径）までの部分を研削除去して、電解用サンプルとした。次に、加工層を除去するために、１０％ＡＡ系電解液（％は質量比）を用いた定電流電解法にて予備電解を行った。この後、本電解として１０％ＡＡ系電解液を用いた定電流電解法による電解を行い、吸引ろ過法により電解液をろ過して残渣を採取した。ろ過にはポアサイズ０．１μｍのポリカーボネート製のメッシュを用いた。得られた残渣を分析用の処理を施した後、ＩＣＰ発行分析法にて、Ｃｒ濃度を測定した。
炭化物中のＣｒ濃度は、電解抽出した残渣中のＣｒ濃度を測定することで求めた。まず、圧延材線材を長さ２０ｍｍに切断した後、外表面からＤ／４（Ｄ：直径）までの部分を研削除去して、電解用サンプルとした。次に、加工層を除去するために、１０％ＡＡ系電解液（％は質量比）を用いた定電流電解法にて予備電解を行った。この後、本電解として１０％ＡＡ系電解液を用いた定電流電解法による電解を行い、吸引ろ過法により電解液をろ過して残渣を採取した。ろ過にはポアサイズ０．１μｍのポリカーボネート製のメッシュを用いた。得られた残渣を分析用の処理を施した後、ＩＣＰ発行分析法にて、Ｃｒ濃度を測定した。
（球状化焼鈍条件）
（Ｈ１）通常条件：均熱７８５℃×６時間→ 徐冷（冷却速度：１０℃／ｈ）
（Ｈ２）短縮条件：均熱７８５℃×６時間→ 徐冷（冷却速度：３０℃／ｈ）
（Ｈ１）通常条件：均熱７８５℃×６時間→ 徐冷（冷却速度：１０℃／ｈ）
（Ｈ２）短縮条件：均熱７８５℃×６時間→ 徐冷（冷却速度：３０℃／ｈ）
（ビッカース硬さ）
球状化焼鈍後の各圧延線材を用いてビッカース硬さを測定した。圧延線材の長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後、荷重を１ｋｇとして、圧延線材のＤ／４位置（Ｄ：直径）計４点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。４点の平均値を、球状化焼鈍後の各圧延線材のビッカース硬さとする。
球状化焼鈍後の各圧延線材を用いてビッカース硬さを測定した。圧延線材の長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後、荷重を１ｋｇとして、圧延線材のＤ／４位置（Ｄ：直径）計４点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。４点の平均値を、球状化焼鈍後の各圧延線材のビッカース硬さとする。
試験結果を表２および表３に示す。本試験では、球状化焼鈍を短縮条件で実施した場合でも、ビッカース硬さが１９０Ｈｖ以下であるのものを合格とする。
Ｎｏ．８，９，１１〜１４，１７〜１９，２１，２２，２５〜４０は、本発明の要件を満足する発明例であり、球状化焼鈍を短縮条件で実施した場合でも、通常条件と同様にビッカース硬さが１９０Ｈｖ以下となった。この結果から、Ｎｏ．８，９，１１〜１４，１７〜１９，２１，２２，２５〜４０は、製造時の球状化処理時間の短縮化が図れると共に、球状化処理後の硬さが十分に低下した高炭素鋼線材であるといえる。
これに対し、本発明の要件を満足しないＮｏ．１〜７，１０，１５，１６，２０，２３では、球状化焼鈍を短縮条件で実施した場合（Ｎｏ．２〜４は通常条件でも）、ビッカース硬さが１９０Ｈｖを超えてしまっている。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜１．６０％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１００％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
フェライト結晶粒径が２０．０μｍ以下であって、
且つ、炭化物中のＣｒ濃度が、質量％で６．０％以上であることを特徴とする高炭素鋼線材。 - 更に、質量％で、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）の１種以上を含有する請求項１記載の高炭素鋼線材。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種以上を含有する請求項１または２記載の高炭素鋼線材。
- 更に、質量％で、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の高炭素鋼線材。
- 更に、質量％で、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）の１種以上を含有する請求項１乃至４のいずれかに記載の高炭素鋼線材。
- 更に、質量％で、Ａｓ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１乃至５のいずれかに記載の高炭素鋼線材。
- 加熱から仕上げ圧延までの鋼材温度を７５０〜８７０℃とした上で、仕上げ圧延温度を８５０℃以下とすると共に、仕上げ圧延後の７４０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とした上で、７４０℃から５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とすることを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の高炭素鋼線材の製造方法。
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