JP6862578B2 - 自動車ハブ用軸受鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は軸受鋼に関し、特に自動車ハブ用軸受鋼およびその製造方法に関する。
自動車ハブ軸受は、ボディを支持する作用およびホイール回転を導く作用を奏し、アキシアル荷重もラジアル荷重も受ける。自動車ハブ軸受ユニットは、その使用範囲と使用量がますます増えることに従い、現在、３世代目まで発展しており、１世代目は複列アンギュラ軸受からなるものである；２世代目は、アウターレースには軸受を固定するためのフランジがあり、軸受をホイールスピンドルに外挿してナットで簡単に固定できる；３世代目のハブ軸受ユニットは、軸受ユニットによってアンチロック・ブレーキ・システム（ＡＢＳ）と連動している。ハブユニットは、インナーフランジとアウターフランジがあるように設計され、インナーフランジはボルトで駆動軸に固定され、アウターフランジは軸受を全体的に装着している。３世代目のハブ軸受の出現で、ハブ軸受けの取り付けとメンテナンスはより便利になるが、ハブ軸受鋼の性能に対する要求もますます高くなる。
自動車ハブ軸受を製造するための軸受鋼は普通、中炭素軸受鋼であり、例えばＳ５５Ｃが採用され、その化学成分は：Ｃ：０．５２〜０．５８％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｃｒ≦０．２０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０３５％、Ｎｉ≦０．２０％、Ｃｕ≦０．３０％、Ｎｉ＋Ｃｒ≦０．３５％である。
鍛造技術の発展に従い、自動車ハブブランクは、普通の加熱炉による加熱（加熱媒体：天然ガス若しくはガス）＋自由鍛造の生産プロセスから、マルチステーション高速据え込み鍛造プレス機によって軸受スリーブブランクの熱間鍛造を行う生産プロセスに発展した。
新規高速据え込み鍛造プロセスには、中周波誘導加熱炉による加熱およびタワーフォージング（tower forging）プロセスが採用され、タワーフォージングプロセスとは、単品に圧延し、太く据え込んでから、タワーフォージングを行い、次に外輪と内輪に分離し、外輪を圧延し、内輪に抜き穴加工をする。新規高速据え込み鍛造プロセスを採用すると、生産効率が高く、寸法精度が高く、材料の歩留まりが高く、金属の鍛流線の分布が良好で、結晶粒が微細化し、金属の内部組織が改善されるが、自動車ハブの軸受の鋼材に対する要求がより厳しくなる。さらに、ある自動車合弁事業で市場から返品されたハブ不良品を解析・分類したところ、ハブ軸受に多発する破壊のパターンは、疲労破壊、摩耗、腐食、電食、塑性変形、クラックという５種類を含む。よって、ハブ軸受鋼は、微細な結晶粒、均一な硬度、耐食性能、高い純度（非金属介在物、残留元素と気体を含む）を備えなければならないと共に、良好な据え込み鍛造性能と金型寿命を有すべきであり、特に後続工程である高周波焼入において、レース面で７３０〜７８０ＨＶの硬度を得るだけでなく、ある程度の焼入層深さも要求される。
中国特許出願番号２００７１００４５２８１．２および中国特許出願番号２０１６１０００１６２４．４は、自動車ハブ用の軸受鋼の発明特許である。中国特許出願番号２００７１００４５２８１．２は、Ｓ５５Ｃに基づいて最適化した中炭素軸受鋼であり、レース面硬度差を小さくするように炭素含有量の範囲を狭くし、結晶粒サイズを微細化し且つＡｌ２Ｏ３系介在物を低減するためにＡｌ含有量を限定すると共に、有害元素のＴｉを制御した。特許出願番号２０１６１０００１６２４．４は、微量合金セダン炭素ハブ軸受鋼であり、用途に対する限定以外に、主にＡｌ元素を添加することで結晶粒を微細化する。
しかしながら、単にＡｌを添加して結晶粒を微細化しようとすると、相応の結晶粒微細化効果を達成できない場合が多い；従来の自動車ハブ軸受鋼は、炭素含有量が比較的に低いため、ハブ軸受レース面の硬度を有効に改善することができず、ハブ軸受鋼の棒材も相応に、中心部と周辺部の炭素のばらつきが大きすぎることにより、ハブ軸受レース面の硬度のばらつきが＞５０ＨＶである；従来のハブ軸受鋼の純度がよく制御されず、特に酸素含有量、チタン含有量が高いことにより、球形の酸化物と窒化チタン系介在物が単粒で２７μｍを超え、ハブ軸受レース面の早期な剥離と破壊に繋がる。
発明の内容
本発明は、耐食性を有し、結晶粒が微細で、純度が高く、タフネス性が優れるなどの特徴を有する軸受鋼であって、引張強度が８００〜９００ＭＰａであり、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達することを保証できる自動車ハブ軸受鋼、およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、耐食性を有し、結晶粒が微細で、純度が高く、タフネス性が優れるなどの特徴を有する軸受鋼であって、引張強度が８００〜９００ＭＰａであり、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達することを保証できる自動車ハブ軸受鋼、およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
自動車ハブ軸受は、レース面の高周波焼入された後の硬度が７３０〜７８０ＨＶと要求され、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達し（研削部分を除く）、硬度のばらつきが≦５０ＨＶである。以上のような技術的指標を安定に達成するためには、焼入硬化層深さと組織の均一性を制御する必要がある。成分設計において、主要な合金元素ＣとＭｎを（焼入硬化層深さと耐磨耗性能を考慮して）合理的に合わせると共に、焼入性元素Ｍｏを増加させ、結晶粒界におけるＡｌＮの散在析出を制御し、結晶粒の成長を抑えながらＡｌ２Ｏ３とＴｉＮ系介在物の出現を防止するように、ＡｌとＮ元素を制御する。ＭｎとＣｕ元素を添加する合金設計は、ハブ軸受の耐食性能のためでもあり、局在的な孔食による作業面の剥離を防止する。結晶粒サイズを微細化するための設計は、さらに、Ｎｂ元素を選択して添加することも含み、ハブの鍛造過程における二次結晶粒の微細化と合わせて、最終的に結晶粒が微細な組織を獲得できる。
自動車ハブ軸受は、レース面の高周波焼入された後の硬度が７３０〜７８０ＨＶと要求され、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達し（研削部分を除く）、硬度のばらつきが≦５０ＨＶである。以上のような技術的指標を安定に達成するためには、焼入硬化層深さと組織の均一性を制御する必要がある。成分設計において、主要な合金元素ＣとＭｎを（焼入硬化層深さと耐磨耗性能を考慮して）合理的に合わせると共に、焼入性元素Ｍｏを増加させ、結晶粒界におけるＡｌＮの散在析出を制御し、結晶粒の成長を抑えながらＡｌ２Ｏ３とＴｉＮ系介在物の出現を防止するように、ＡｌとＮ元素を制御する。ＭｎとＣｕ元素を添加する合金設計は、ハブ軸受の耐食性能のためでもあり、局在的な孔食による作業面の剥離を防止する。結晶粒サイズを微細化するための設計は、さらに、Ｎｂ元素を選択して添加することも含み、ハブの鍛造過程における二次結晶粒の微細化と合わせて、最終的に結晶粒が微細な組織を獲得できる。
具体的には、本発明は、化学成分が重量百分率で：炭素：０．５８〜０．６１％；ケイ素≦０．１５％；マンガン：０．８７〜０．９５％；銅：０．１０〜０．２５％；モリブデン：０．１２〜０．１８％；クロム：０．１０〜０．２０％；硫黄≦０．０１５％；リン≦０．０１５％；アルミニウム：０．００８〜０．０１５％；酸素≦０．０００６％；窒素：０．００６〜０．０１５％；水素≦０．０００１％；チタン≦０．００１５％；残部は鉄および不可避不純物であり、且つＣ％＋Ｍｎ％／３＝０．８７〜０．９５、Ａｌ／Ｎ＝０．８５〜１．１５を同時に満たす自動車ハブ軸受鋼である。
さらに、ニオブ：０．０２０〜０．０４０％を含む。
また、前記不純物は、Ｐｂ≦０．００２％、Ａｓ≦０．０４％、Ｓｎ≦０．００５％、Ｓｂ≦０．００４％又はＣａ≦０．００１０％を含む。
また、前記不純物は、Ｐｂ≦０．００２％、Ａｓ≦０．０４％、Ｓｎ≦０．００５％、Ｓｂ≦０．００４％又はＣａ≦０．００１０％を含む。
本発明にかかる鋼の成分設計において：
炭素：炭素元素は靭性を劣化させるが、軸受鋼の強度と耐摩耗性能を保つ重要な元素であり、自動車ハブ軸受鋼において、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達することを保証するために、炭素含有量は０．５８〜０．６１％に制御されなければならない。
炭素：炭素元素は靭性を劣化させるが、軸受鋼の強度と耐摩耗性能を保つ重要な元素であり、自動車ハブ軸受鋼において、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達することを保証するために、炭素含有量は０．５８〜０．６１％に制御されなければならない。
ケイ素：ケイ素はフェライトとオーステナイトに溶解して、鋼の硬度と強度を向上させることができるが、本鋼種において、高い含有量のケイ素はフェライト結晶粒の粗大化を促進できる。本発明にかかる鋼において、ケイ素は≦０．１５％に制御される。
マンガン：マンガンはクロムを部分的に入れ替えて強度を保持することができ、且つ焼入性を顕著に向上させる主要な元素である。しかし、マンガンは鋼においてオーステナイト化結晶粒の成長を促進する欠点を有するから、マンガンの含有量を制御すべきである。本発明にかかる鋼において、鋼に添加されるマンガンの含有量は０．８７〜０．９５％であり、且つ炭素元素と合わせて、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達することを保証する主要な元素として働く。
ＭｎはＦｅと固溶体を形成すると共に、フェライトとオーステナイトの強度を向上させる；Ｍｎは組織を均一にする弱炭化物形成元素であり、セメンタイトに入って一部のＦｅ原子を置換する。また、Ｍｎは耐摩耗性を向上させる作用も有する。従って、相の組織の計算および実験の研究により、Ｍｎ含有量が０．８７〜０．９５％に制御され且つ他の元素と合わせると、発明において相応の作用を発揮することができる。
クロム：クロムは強度、硬度および耐摩耗性を顕著に向上できるが、可塑性と靭性を低下させる。クロムは鋼の耐酸化性と耐食性を向上させることもでき、本発明にかかる鋼にクロムを０．１０〜０．２０％添加する。
アルミニウム：アルミニウムは脱酸剤で、結晶粒を微細化する元素であるが、試験によれば、多すぎるＡｌはＡｌ２Ｏ３系非金属介在物を形成する場合が多く、これらの変形しにくい非金属介在物はよく疲労き裂の源となり、軸受の耐衝撃性能に影響を与える。本鋼種において、製品を０．０１０〜０．０１５％に制御することは、顕著な技術的特徴である。
ニオブ：典型的な結晶粒微細化元素であり、０．０２０〜０．０４０％のニオブを選択して添加することで、鋼材の結晶粒サイズを改善し、良好な靭性を獲得することができる。しかし、多すぎるニオブは、相応の炭化物の集積に繋がり、靭性の低下を招く場合が多い。
窒素：窒素は本発明にかかる鋼にとって重要な合金元素であり、アルミニウムと窒素で形成されるＡｌＮや、ニオブと窒素で形成されるＮｂＣＮ等の結晶粒微細化元素は結晶粒界で析出してレベル７〜９の結晶粒サイズを得て、窒素含有量は０．００６０〜０．０１５％に制御される。
銅：銅の欠点は熱間加工時に熱脆化を発生しやすいことであり、特に銅含有量が０．５％を超えると、可塑性が顕著に低下することから、銅元素は通常、有害元素として制御される。製錬手段の相違により、アーク炉製錬（原料が主に廃鋼）では、銅含有量が０．１０〜０．２０％である場合が多く、特に制御する必要がないが、転炉製錬（原料が主に高炉溶鉄）では、銅含有量が０．０５％未満である場合が多く、銅合金を追加して添加する必要がある。本発明にかかる鋼に０．１０〜０．２５％の量で添加すると、強度と靭性を向上させ、特に大気腐食性能を向上させることができる。実験室で複数回の実験によって分かるように、０．１０〜０．２５％の銅は、自動車ハブ軸受の耐食性能を有効に向上させ、特に大気での孔食を低減し、軸受の表面剥離を低減することができる。
モリブデン：モリブデン元素は、鋼の結晶粒を微細化し、焼入性を向上させ、また機械的性能を向上させることができる。さらに、合金鋼の火による脆さを抑制できる。レース面の焼入硬化層深さを２．０〜３．５ｍｍに制御するために、本発明において、モリブデンを０．１２〜０．１８％に制御することで、相応の作用を発揮できる。
リン、硫黄、チタン：鋼中の不純物元素であり、鋼の可塑性と靭性を顕著に低下させる。特にリン、チタンによる損害が最も大きく、硫黄≦０．０１５％、リン≦０．０１０％≦、チタン≦０．００１５％である。それと共に、鉛、アンチモン、ビスマス、酸素は鋼中の不純物元素であり、技術的に許容される場合、それらの含有量をなるべく低減すべきである。
本発明にかかる自動車ハブ軸受鋼の製造方法は、下記の工程を含むことを特徴とする：
１） 製錬・鋳造
上記の成分に応じて、アーク炉若しくは転炉を用いて製錬し、取鍋精錬し、連続鋳造し、インゴットを鋳込む；
２） 圧延
インゴットを加熱し、加熱炉温度を６００〜９００℃にし、インゴットを炉に入れて２０〜４０分間保温する；１２０分間〜２００分間経ってから、１１８０〜１２２０℃に昇温し、８０〜１８０分間保温する；
分塊圧延機で圧延し、インゴットをビレットに分塊圧延する；
普通の圧延でビレットを棒材に圧延する；
ビレットの加熱温度を１１６０〜１２００℃にし、加熱時間を８０分間〜１２０分間にする；普通に圧延し、仕上げ圧延温度を７６０〜９００℃にする。
１） 製錬・鋳造
上記の成分に応じて、アーク炉若しくは転炉を用いて製錬し、取鍋精錬し、連続鋳造し、インゴットを鋳込む；
２） 圧延
インゴットを加熱し、加熱炉温度を６００〜９００℃にし、インゴットを炉に入れて２０〜４０分間保温する；１２０分間〜２００分間経ってから、１１８０〜１２２０℃に昇温し、８０〜１８０分間保温する；
分塊圧延機で圧延し、インゴットをビレットに分塊圧延する；
普通の圧延でビレットを棒材に圧延する；
ビレットの加熱温度を１１６０〜１２００℃にし、加熱時間を８０分間〜１２０分間にする；普通に圧延し、仕上げ圧延温度を７６０〜９００℃にする。
好ましくは、前記取鍋精錬において、二次精錬炉の取鍋に低塩基度合成スラグを１．５〜３ｋｇ／ｔ溶鋼の量で入れ、造滓し、Ａｌ粒子で沈殿脱酸し、Ｓｉ−Ｃパウダーでスラグ表面脱酸を行い、１５分おきに１バッチを入れ、２〜３バッチを添加し，バッチ毎の添加量を０．２〜０．８ｋｇ／ｔ溶鋼にする；二次精錬炉でトップスラグの塩基度を２〜４に制御する。
好ましくは、前記二次精錬において低塩基度合成スラグを採用し、合成スラグの成分は重量百分率で：ＣａＯ ５１〜５３％、ＭｇＯ １５〜１９％、Ａｌ２Ｏ３ ５〜１１％、ＳｉＯ２ ２２〜２４％、Ｐ２Ｏ５≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｈ２Ｏ≦０．６％、ＣａＯ／ＳｉＯ２ ２．０８〜２．４４であり；合成スラグの粒度は５〜２０ｍｍである。
好ましくは、真空脱気に入る前に、溶鋼温度を１５８０〜１６１０℃にする；真空脱気前に窒化クロムワイヤーをフィードし、窒素含有量を６０〜１５０ｐｐｍに調整し、アルミニウムワイヤーをフィードしてアルミニウムを０．０１５〜０．０２５％に補充する。
好ましくは、真空精錬が終了した後、取鍋を４０分間以上静置し、Ａｒをソフトブローし、溶鋼を連続鋳込み、過熱度を≦３５℃に制御し、凝固末期軽圧下および電磁攪拌技術によって鋼材の偏析を改善する。
ハブ軸受は、作業において大きな荷重を受け、ハブ軸受鋼における非変形性の介在物に非常に敏感であり、製錬過程において、Ｏ、Ｔｉ、Ｓ、Ｐ、Ｈ等の残留元素が所定の含量以下に低減されるように制御する必要がある以外に、単粒の非変形性の球形介在物を制御する必要もあり、特に最大サイズは２７μｍを超えてはいけない。本発明によれば、カスタマイズした精錬プロセスと精錬スラグ系が設計され、非変形性の介在物のサイズと数が制御される。
本発明の有利な効果は、
１、本発明は鋼にケイ素、マンガン、モリブデン、銅、窒素等の合金元素を添加し、且つ相応の成分設計を行った。自動車ハブ軸受鋼に、低塩基度合成スラグを用いて精錬することで、酸化物と窒化物系の単粒介在物のサイズは有効に制御される；軽圧下および電磁攪拌等のプロセスによって、偏析は有効に改善した。
１、本発明は鋼にケイ素、マンガン、モリブデン、銅、窒素等の合金元素を添加し、且つ相応の成分設計を行った。自動車ハブ軸受鋼に、低塩基度合成スラグを用いて精錬することで、酸化物と窒化物系の単粒介在物のサイズは有効に制御される；軽圧下および電磁攪拌等のプロセスによって、偏析は有効に改善した。
２、自動車ハブ軸受鋼には、最新の高速据え込み鍛造がふさわしく、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達し、引張強度が８００〜９００ＭＰａであることを保証できる。
３、自動車ハブ軸受鋼の結晶粒度はレベル７〜９である。
４、自動車ハブ軸受鋼は、純度が高く、単粒の介在物の最大サイズが≦２７μｍで、酸素含有量が≦６ｐｐｍで、チタン含有量が≦０．００１５％である。
４、自動車ハブ軸受鋼は、純度が高く、単粒の介在物の最大サイズが≦２７μｍで、酸素含有量が≦６ｐｐｍで、チタン含有量が≦０．００１５％である。
具体的な実施形態
以下、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
以下、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
本発明にかかる鋼の実施例の成分は表１、表２に、実施例の鋼の性能パラメータは表３に示す。
本発明にかかる製造方法が、２段階プロセスを採用する：第１段階は、アーク炉（若しくは転炉）一次製錬→取鍋炉真空精錬→インゴット鋳造であり；第２段階は、圧延機で熱間加工して鋼材を圧延する。
第１段階：１５０トンのアーク炉中で溶鋼の一次製錬を行った；相応のトン数で取鍋精錬した；連続鋳造した；化学成分が基準に合致する３２０ｍｍ×４２５ｍｍのインゴットを生産した。
（１）一次製錬炉：一次製錬炉をアーク炉にした。一次製錬炉から出鋼した溶鋼は［Ｐ］≦０．０１５％，［Ｃ］≧０．１０％に達し、Ｔ≧１６３０℃になる時点から出鋼し始まり、出鋼の後期に適量の合成スラグを入れた。出鋼の時に、取鍋にマンガン・アルミニウム合金（Ａｌ含有量が２２％）を入れ、Ｍｎを１００％の回収率で製品成分の上限まで加えた。
（２）取鍋精錬炉：二次精錬炉（ＬＦ）で加工部位を加熱し、取鍋に低塩基度合成スラグを２ｋｇ／ｔ入れて造滓し、Ａｌ粒子で沈殿脱酸し、Ｓｉ−Ｃパウダーでスラグ表面脱酸を行い、スラグの状況および鋼におけるケイ素含有量の状況に応じて添加量および添加バッチ数を調整し、普通は１５分おきに１バッチを入れ、精錬過程において脱酸を常に良好にするように、使用量を０．２〜０．８ｋｇ／ｔにした。
ＬＦ初期の低塩基度スラグを調整し、精錬炉トップスラグの塩基度を３〜４に制御した。
真空脱気前に窒化クロムワイヤーを（窒素含有量を６０−１５０ｐｐｍに調整するように）フィードし、アルミニウムワイヤーをフィードしてアルミニウムを０．０１５〜０．０２５％に補充した；真空脱気に入る前に、溶鋼温度を１５８０〜１６１０℃にし、真空脱気において低い真空度（≦０．３ｋＰａ）を制御し、且つ保持時間を１５ｍｉｎにした；真空終了後の温度を１５３０〜１５６０℃にした。
（３）鋳込み：真空精錬が終了した後、取鍋を４０分間以上静置し、Ａｒをソフトブローした（Ａｒ圧力流量は、好適に、液面を僅かに揺らす程度である）。溶鋼を連続鋳込み、過熱度を≦３５℃に制御し、凝固末期軽圧下および電磁攪拌技術によって鋼材の偏析を改善した。
第２段階：インゴットを加熱炉に熱間輸送し、炉進入温度を８６０℃にし、３５分間保温した；１６０分間経ってから、１２６０〜１２８０℃に昇温した；１６０分間保温した；分塊圧延機で普通の圧延プロセスにより、分塊圧延機を用いて合格のインゴットを２００ｍｍ×２００ｍｍのビレットに分塊圧延した；ビレットを圧延機に転移し、加熱炉の加熱温度を１１４０℃にし、加熱時間を１３０分間にした；仕上げ圧延温度を８３５℃にした。
本発明を実施して生産した自動車ハブ軸受鋼棒材を自動車ハブ軸受に囲うし、ある自動車合弁事業によってある有名なモデルに装着し、テストしたところ、各性能はいずれも実用の要求を満たし、寿命はＳ５５Ｃ等の従来の中炭素軸受鋼より優れた。
Claims (8)
- 化学成分が重量百分率で：
炭素：０．５８〜０．６１％；
ケイ素：≦０．１５％；
マンガン：０．８７〜０．９５％；
銅：０．１０〜０．２５％；
モリブデン：０．１２〜０．１８％；
クロム：０．１０〜０．２０％；
硫黄：≦０．０１５％；
リン：≦０．０１５％；
アルミニウム：０．００８〜０．０１５％；
酸素：≦０．０００６％；
窒素：０．００６〜０．０１５％；
水素：≦０．０００１％；
チタン：≦０．００１５％；
残部は鉄および不可避不純物であり、且つＣ％＋Ｍｎ％／３＝０．８７〜０．９５、Ａｌ／Ｎ＝０．８５〜１．１５を同時に満たす自動車ハブ軸受鋼であって、
前記自動車ハブ軸受鋼は、引張強度が８００〜９００ＭＰａであり、高周波焼入されたレース面の硬度が７３０〜７８０ＨＶに達し、レース面の焼入硬化層深さが２．０〜３．５ｍｍに達し、結晶粒度がレベル７〜９であり、単粒の介在物の最大サイズが≦２７μｍである、自動車ハブ軸受鋼。 - さらに、ニオブ：０．０２０〜０．０４０％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の自動車ハブ軸受鋼。
- 前記不純物は、Ｐｂ≦０．００２％、Ａｓ≦０．０４％、Ｓｎ≦０．００５％、Ｓｂ≦０．００４％又はＣａ≦０．００１０％を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の自動車ハブ軸受鋼。
- 下記の工程を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の自動車ハブ軸受鋼の製造方法。
（１） 製錬・鋳造
請求項１又は２に記載の成分に応じて、アーク炉若しくは転炉を用いて製錬し、取鍋精錬し、連続鋳造し、インゴットを鋳込む；
（２） 圧延
インゴットを加熱し、加熱炉温度を６００〜９００℃にし、インゴットを炉に入れて２０〜４０分間保温する；１２０分間〜２００分間経ってから、１１８０〜１２２０℃に昇温し、８０〜１８０分間保温する；
分塊圧延機で圧延し、インゴットをビレットに分塊圧延する；
圧延でビレットを棒材に圧延し、ここで、ビレットの加熱温度を１１６０〜１２００℃にし、加熱時間を８０〜１２０分間にし、；
圧延し、仕上げ圧延温度を７６０〜９００℃にする。 - 前記取鍋精錬において、二次精錬炉の取鍋に低塩基度合成スラグを１．５〜３ｋｇ／ｔ溶鋼の量で入れ、造滓し、Ａｌ粒子で沈殿脱酸し、Ｓｉ−Ｃパウダーでスラグ表面脱酸を行い、１５分おきに１バッチを入れ、２〜３バッチを添加し，バッチ毎の添加量を０．２〜０．８ｋｇ／ｔ溶鋼にする；二次精錬炉でトップスラグの塩基度を２〜４に制御することを特徴とする、請求項４に記載の自動車ハブ軸受鋼の製造方法。
- 前記二次精錬において低塩基度合成スラグを採用し、合成スラグの成分は重量百分率で：ＣａＯ ５１〜５３％、ＭｇＯ １５〜１９％、Ａｌ２Ｏ３ ５〜１１％、ＳｉＯ２ ２２〜２４％、Ｐ２Ｏ５≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｈ２Ｏ≦０．６％、ＣａＯ／ＳｉＯ２ ２．０８〜２．４４であり；合成スラグの粒度は５〜２０ｍｍであることを特徴とする、請求項５に記載の自動車ハブ軸受鋼の製造方法。
- 前記取鍋精錬における真空脱気に入る前に、溶鋼温度を１５８０〜１６１０℃にする；真空脱気前に窒化クロムワイヤーをフィードし、窒素含有量を６０〜１５０ｐｐｍに調整し、アルミニウムワイヤーをフィードしてアルミニウムを０．０１５〜０．０２５％に補充することを特徴とする、請求項４に記載の自動車ハブ軸受鋼の製造方法。
- 前記取鍋精錬における真空精錬が終了した後、取鍋を４０分間以上静置し、Ａｒをソフトブローし、溶鋼を連続鋳込み、過熱度を≦３５℃に制御し、凝固末期軽圧下および電磁攪拌技術によって鋼材の偏析を改善することを特徴とする、請求項４に記載の自動車ハブ軸受鋼の製造方法。
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