TWI485267B - 轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材及其製造方法 - Google Patents

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Description

轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材及其製造方法
本發明係一種鋼材，用以製造汽車和各種產業機械等所使用的軸承構件，特別是作為軸承零件使用時，發揮優異的轉動疲勞壽命之軸承用鋼材及其製造方法。
作為軸承用鋼，習知之JIS G 4805(1999)規定的SUJ2等高碳鉻軸承鋼被使用作為汽車和各種產業機械等各種領域使用的軸承材料。但是，軸承中，接觸面壓非常高的滾珠軸承或滾子軸承等之內、外環和轉動體等，由於被使用在嚴苛的環境下，容易因為非常微細的缺陷(夾雜物等)產生疲勞破壞，為了防止這種情形而有需要頻繁維護(交換、檢查等)之問題。針對此問題，為了提升轉動疲勞壽命以減少上述維護次數，嘗試改善軸承用鋼材。
以往，上述轉動疲勞壽命之長壽命化，向來以減少非金屬夾雜物的方式改善(例如專利文獻1和專利文獻2)。但是，工業上減少非金屬夾雜物已至極限。
因此，根據其他觀點的壽命提升方法，減少條紋狀偏析(例如專利文獻3)、抑制中心偏析部的碳化物生成(例如專利文獻4)被提出。又，專利文獻5揭示有藉由使結晶粒微細化以提升轉動疲勞壽命。
上述專利文獻3中，降低輥軋溫度，藉由使鍛壓比變大(60以上)以減少起因於條紋狀偏析之硬度不均，又專利文獻4中，以延長均熱處理時間的方式抑制巨大碳化物生成，提升壽命。但是，該等方法由於對輥軋方法和輥軋尺寸有限制，工業上無法說是自由度高的方法，壽命改善效果也無法說是一定能提高至所要的水準。又，專利文獻5中，延長球狀化處理時間，以使用高頻淬火的方式使結晶粒微細化，但球狀化處理的長時間化使製造性惡化，且因為受限於高頻淬火處理，工業上無法說是自由度高的手法。
再者，專利文獻6中，為了使加工成製品形狀時的研磨性良好，並且能穩定地獲得良好的轉動疲勞壽命，特別規定了分散於鋼中的Al系氮化合物的尺寸和密度及雪明碳鐵的尺寸和面積率。又，專利文獻7中，提出為了得到即使進行強伸線加工至伸線減面率超過約50%(甚至70%)亦不會斷線，適於強伸線加工的軸承鋼線材，而控制製造條件，將球狀化退火後的雪明碳鐵的平均圓等效直徑和標準偏差設定於一定以下以抑制不均。
任一者皆為控制析出物之形態，雖可見到某種程度之改善效果，但若要更提升轉動疲勞壽命，必須進 一步從其他觀點進行研究。
[先行技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本特許第3889931號公報
[專利文獻2]日本特開2006-63402號公報
[專利文獻3]日本特開2009-84647號公報
[專利文獻4]日本特開平09-165643號公報
[專利文獻5]日本特開2007-231345號公報
[專利文獻6]日本特開2011-111668號公報
[專利文獻7]日本特開2007-224410號公報
本發明係著眼於如上述之情事而研發者，其目的在於實現用以得到經進一步提升轉動疲勞壽命的軸承零件之軸承用鋼材。
能解決上述課題的本發明之轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材為，滿足C：0.95~1.10%(質量%、針對化學成分以下同樣)、 Si：0.15~0.35%、Mn：0.2~0.50%、Cr：1.30~1.60%、P：0.025%以下(不含0%)、S：0.025%以下(不含0%)、Ni：0.02~0.25%、Cu：0.02~0.25%、Mo：未達0.08%(包含0%)、Al：0.001%~0.050%、Ti：0.0015%以下(不含0%)、O：0.001%以下(不含0%)、及N：0.020%以下(不含0%)，剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質構成，從球狀化雪明碳鐵的表面至距離20nm為止的母相區域(界面域)所含的Si(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、及Mo(界面Mo)為滿足下述式(1)，9.0≦1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo…(1)(式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分別表示從球狀化雪明碳鐵的表面至距離20nm為止的母相區域(界面域)所含的Si、Mn、Cu、Ni、 Cr、Mo之含量(質量%))。
本發明包含製造上述軸承用鋼材的方法，該方法使用上述成分組成之鋼材，其特徵在於依序包含以下步驟進行球狀化退火，於(Ac1e+30)~(Ac1e+50)℃的溫度域(T1)保持2~9hr(t1)之1次均熱處理步驟，於Ac1e~(Ac1e+10)℃的溫度域(T2)保持1.5~6hr(t2)之2次均熱處理步驟，於Ac1b~(Ac1b+10)℃的溫度域(T3)保持1~3hr(t3)之3次均熱處理步驟，及以平均冷卻速度10~15℃/hr從上述T3冷卻至680℃之步驟。
根據本發明，由於能實現使轉動疲勞壽命進一步提升之軸承用鋼材，因此將使用該軸承用鋼材所得到的軸承使用於嚴苛的環境中時，能發揮優異的轉動疲勞壽命並減少維護(交換、檢查等)。
第1圖係算出本發明中的Ac1e和Ac1b所使用的狀態圖。
軸承用鋼材，係於麻田散鐵母材中分散有球狀化雪明碳鐵，該球狀化雪明碳鐵周圍生成脆弱的不完全淬火區域(變韌鐵、波來鐵)。本發明人等認為該不完全淬火區域容易產生並傳播龜裂，為了軸承之長壽命化，本發明人等採用與目前減少非金屬夾雜物不同的技術，從抑制上述不完全淬火區域生成為有效的觀點，研究了其具體的手段。
本發明人等首先在球狀化雪明碳鐵周圍以FE-TEM進行線性分析而了解到，淬火性提升元素之Cr、Mn在球狀化雪明碳鐵中濃化，使得在球狀化雪明碳鐵周圍(與球狀化雪明碳鐵相接的母相區域)缺乏Cr、Mn濃度。上述不完全淬火區域發生的原因，被認為是因為該Cr、Mn濃度缺乏使得淬火不充分。
因此，經研究在與上述球狀化雪明碳鐵相接的母相區域之Cr、Mn及其他元素之含量、及不完全淬火區域之生成、以及轉動疲勞壽命之關係發現到，特別是在從球狀化雪明碳鐵表面至距離20nm位置的母相區域(以下，也稱該母相區域為「界面域」)，只要容易缺乏的Cr及Mn、和平衡分配係數低而在界面域容易濃化的Si、Cu、Ni、Mo滿足下述式(1)，則淬火時界面域也會被充分淬火，而能實現轉動疲勞壽命之長壽命化。
9.0≦1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo…(1) (式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分別表示從球狀化雪明碳鐵的表面至距離20nm的母相區域(界面域)所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo之含量(質量%))
上述式(1)中的右邊(以下稱「界面Di值」)之係數係以下述方式求得者。亦即，從後述實施例中的表1之鋼材編號1~14的成分組成之棒鋼(外徑60mm)採取實驗片，依據JIS G 0561規定的方法進行熱處理硬化試驗(Jominy test)。此時，實驗片的加熱條件為保持920℃×30分鐘。接著，針對各鋼求出從冷媒供給側的實驗片端部到表示軸承強度所必需的洛氏C硬度60之位置的距離。而且，根據該求出的各鋼之距離、及被認為對鋼的淬火性有很大影響的Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo這6元素之含量，假設各元素之效果可相加，藉由最小平方法求出各元素之係數。
進一步，研究界面Di值和轉動疲勞壽命的關係之結果，如上述式(1)，若將界面Di值設定為9.0以上，發現能得到所要的轉動疲勞壽命(1.0×107 次以上)。上述界面Di值未達9.0的情形下，界面域的淬火性不足，形成脆弱的不完全淬火區域，因此在該區域容易產生龜裂之發生和傳播，轉動疲勞壽命顯著地降低。
上述界面Di值較佳為9.5以上，更佳為10.0以上。
本發明中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo之各個範圍未有特別限定，只要滿足上述式(1)即可。
又，本發明人等為了使界面域中的不完全淬火區域減少，發現為了滿足式(1)，必須將各淬火性提升元素(Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)在鋼中的含量設定於既定範圍，並且進行既定的球狀化退火處理，讓球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn在母相中擴散，抑制該等Mn、Cr缺乏區域。
以下，詳述有關包含上述淬火性提升元素的成分組成和製造條件。
首先，說明關於用以得到上述組織並且確保作為軸承用鋼材所必要的特性之成分組成。
[C：0.95~1.10%]
C係用以使淬火硬度增大、維持室溫及高溫下的強度以確保耐摩耗性所必須的元素。因而，必須含有0.95%以上之C，較佳為0.98%以上。但是C量過多時，容易生成巨大的碳化物，反而對轉動疲勞特性造成不良影響，因此C量設定為1.10%以下。較佳為1.05%以下。
[Si：0.15~0.35%]
Si係對於基質的固溶強化、回火軟化阻抗性提升、母相的淬火性提升、及界面域的淬火性提升(確保界面Si)有 用的元素。為了讓這種效果發揮，必須含有0.15%以上之Si。Si量較佳為0.17%以上，更佳為0.20%以上。但是，Si量過多時，加工性和被切削性顯著地降低，因此Si量設定為0.35%以下。較佳為0.33%以下，更佳為0.30%以下。
[Mn：0.2~0.50%]
Mn係對於基質的固溶強化、母相的淬火性提升、及界面域的淬火性提升(確保界面Mn)有效的元素。進一步，其係對藉由S防止熱脆性時必要的元素。為了使這種效果發揮，必須含有0.2%以上之Mn。Mn量較佳為0.25%以上，更佳為0.3%以上。但是，Mn量過多時，加工性和被切削性顯著地降低，因此Mn量設定為0.50%以下。較佳為0.45%以下，更佳為0.40%以下。
[Cr：1.30~1.60%]
Cr係對於與C結合形成微細的雪明碳鐵、確保耐摩耗性有用的元素。又，也是對母相的淬火性提升及界面域的淬火性提升(確保界面Cr)有用的元素。為了讓該等效果發揮，將Cr量設定為1.30%以上。較佳為1.35%以上。但是，Cr含量過剩時會生成粗大的雪明碳鐵，反而降低轉動疲勞壽命。因而Cr量設定為1.60%以下。較佳為1.55%以下，更佳為1.50%以下。
[P：0.025%以下(不含0%)]
P係不可避免地被含有、作為雜質之元素，偏析於粒界使粒界脆化，由於會使加工性、轉動疲勞特性降低而以極力減少為佳。但是，極端的減少會導致製鋼成本增大，因此P量設定為0.025%以下。較佳為0.020%以下(更佳為0.015%以下)。
[S：0.025%以下(不含0%)]
S係不可避免地被含有、作為雜質之元素，析出為MnS，由於會使轉動疲勞壽命降低而以極力減少為佳。但是，極端的減少會導致製鋼成本增大，因此S量設定為0.025%以下。較佳為0.020%以下(更佳為0.015%以下)。
[Ni：0.02~0.25%]
Ni係平衡分配係數低、作為提升界面域的淬火性之(確保界面Ni)元素作用，且其係提升硬度有助於轉動疲勞特性之提升的元素。又，也有助於母相的淬火性提升。為了讓該等效果發揮，Ni量必須設定為0.02%以上。較佳為0.05%以上，更佳為0.07%以上。但是，Ni量過剩時會使加工性劣化。因此，Ni量設定為0.25%以下。較佳為0.22%以下，更佳為0.20%以下。
[Cu：0.02~0.25%]
Cu係平衡分配係數低、作為提升界面域的淬火性之( 確保界面Cu)元素作用，且其係提升硬度有助於轉動疲勞特性之提升的元素。又，也有助於母相的淬火性提升。為了讓該等效果發揮，Cu量必須為0.02%以上。較佳為0.05%以上，更佳為0.07%以上。但是，Cu量過剩時，加工性會劣化。因此，Cu量設定為0.25%以下。較佳為0.22%以下，更佳為0.20%以下。
[Mo：0.08%未達(包含0%)]
Mo係平衡分配係數低、作為提升界面域的淬火性之(確保界面Mo)元素作用，且其係提升硬度有助於轉動疲勞特性之提升的元素。Mo並非必須添加的元素，含量之下限只要滿足上述式(1)則並無特別限定，其係可配合球狀化處理條件和界面域其他淬火性提升元素(Si、Cr、Mn、Ni、Cu等)之量適當使用的元素。為了讓Mo的上述效果發揮，含有0.01%以上為佳。更佳為0.03%以上。另一方面，Mo量過剩時，將助長熱軋時的破裂。因此，Mo量設定為未達0.08%。較佳為0.07%以下，更佳為0.05%以下。
[Al：0.001%~0.050%]
Al為脫氧元素，對於減少使鋼中的O量減少、對軸承壽命造成不良影響的氧化物有用，通常，被意圖地添加。為了讓上述脫氧效果充分發揮，Al量必須設定為0.001%以上。較佳為超過0.005%，更佳為0.010%以上。但是，Al量過剩時會使氧化鋁系的夾雜物粗大化並使軸 承壽命降低。又，也使前述脫氧效果飽和。因此，Al量設定為0.050%以下。較佳為0.040%以下，更佳為0.030%以下。
[Ti：0.0015%以下(不含0%)]
Ti容易與鋼中的N結合生成粗大的TiN，是一種對轉動疲勞壽命的不良影響大的有害元素。因此，極力減少為佳，但極端的減少會導致製鋼成本增大，因此Ti量的上限設定為0.0015%。較佳為0.0010%以下。
[O：0.001%以下(不含0%)]
O為對鋼中的雜質形態造成大影響的元素，由於會形成對轉動疲勞特性造成不良影響的Al2 O3 和SiO2 等夾雜物，因此極力減少為佳。但是，極端的減少會導致製鋼成本增大，因此O量的上限設定為0.001%。較佳為0.0008%以下，更佳為0.0006%以下。
[N：0.020%以下(不含0%)]
N為不可避免的雜質之一，N量過剩時會使熱加工性降低，容易產生鋼材製造上的不良狀況。又，N與作為不可避免的雜質存在的Ti結合，形成對轉動疲勞特性有害的氮化物，對軸承的疲勞特性造成不良影響。因此，N量設定為0.020%以下。較佳為0.015%以下，更佳為0.010%以下。
本發明鋼材的成分如上述，剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質構成。
[製造條件]
為了得到具有上述規定的界面域之軸承用鋼材，必須使用上述成分組成之鋼材，以下述條件進行製造步驟中的球狀化退火。
以往的球狀化退火係藉由於780~800℃之溫度範圍，將上述熱軋材或熱鍛造材加熱2~8小時後，以10~15℃/hr的冷卻速度冷卻至680℃之後大氣放冷，使球狀化雪明碳鐵分散。但是，其結果Cr、Mn停留在冷卻中析出的球狀化雪明碳鐵中，並未被擴散至母相側，使得界面域缺乏Cr、Mn，成為未滿足上述式(1)者。
相對於此，本發明藉由依序包含以下步驟進行球狀化退火，1次均熱處理步驟：於(Ac1e+30)~(Ac1e+50)℃的溫度域保持2~9hr，2次均熱處理步驟：於Ac1e~(Ac1e+10)℃的溫度域保持1.5~6hr，3次均熱處理步驟：於Ac1b~(Ac1b+10)℃的溫度域保持1~3hr，及3次均熱處理步驟後，以平均冷卻速度10~15℃/hr冷卻至680℃的步驟，能使在1~3次均熱處理步驟的各溫度域析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散至母相側，而能充分確 保界面域的Cr、Mn(界面Cr、界面Mn)。同時，能確保不讓界面域的Si、Cu、Ni、Mo(界面Si、界面Cu、界面Ni、界面Mo)擴散至母相側，其結果能滿足上述式(1)。
以下，詳述有關規定上述各製造條件之理由。
[1次均熱處理：於(Ac1e+30)~(Ac1e+50)℃的溫度域(T1)保持2~9hr(t1)]
1次均熱處理的均熱溫度T1低於(Ac1e+30)℃的情形下，或1次均熱處理的均熱時間t1未達2hr的情形下，無法使球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，未滿足上述式(1)。因此，T1設定為(Ac1e+30)℃以上。較佳為(Ac1e+35)℃以上。又，t1設定為2hr以上。較佳為4hr以上。
另一方面，T1超過(Ac1e+50)℃的情形下，或t1過長的情形下，在界面域濃化的Si、Ni、Cu、Mo擴散至母相側，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo變少，未滿足上述式(1)。因此，T1設定為(Ac1e+50)℃以下。較佳為(Ac1e+45)℃以下。且，t1設定為9hr以下。較佳為7hr以下。
此外，上述Ac1e(點)及後述Ac1b(點)係使用THERMO-CALC SOFTWARE Ver.R(伊藤忠Techno-Solutions)，指定鋼材成分的C、Si、Cr、Mn、Mo、Al之量，藉由計算作成如第1圖之狀態圖，指定鋼材成分的C 量，從該狀態圖讀取且求出的變態點。
[2次均熱處理：於Ac1e~(Ac1e+10)℃的溫度域(T2)保持1.5~6hr(t2)]
2次均熱處理的均熱溫度T2未達Ac1e的情形下，或均熱時間t2未達1.5hr的情形下，無法使在如前述第1圖所示的沃斯田鐵(γ)+雪明碳鐵(θ)之二相域析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散至母相側，界面Cr和界面Mn不足，未滿足上述式(1)。因此，T2設定為Ac1e以上。較佳為(Ac1e+2)℃以上。且，t2設定為1.5hr以上。較佳為1.7hr以上。
另一方面，T2超過(Ac1e+10)℃時，無法使至Ac1e點為止析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散至母相側，界面Cr和界面Mn不足，無法滿足上述(1)式。因此，T2設定為(Ac1e+10)℃以下。較佳為(Ac1e+8)℃以下。
又，t2超過6hr時，在界面域濃化的Si、Ni、Cu、Mo擴散至母相側，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo變少，未滿足上述式(1)。因此，t2設定為6hr以下。較佳為4hr以下。
[3次均熱處理：於Ac1b~(Ac1b+10)℃的溫度域(T3)保持1~3hr(t3)]
3次均熱處理的均熱溫度T3未達Ac1b的情形下，或 均熱時間t3未達1hr的情形下，無法使在如前述第1圖所示的沃斯田鐵(γ)+肥粒鐵(α)+雪明碳鐵(θ)之三相域析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散至母相側，界面Cr和界面Mn不足，未滿足上述式(1)。因此，T3設定為Ac1b以上。較佳為(Ac1b+2)℃以上。且，t3設定為1hr以上。較佳為1.5hr以上。
另一方面，T3超過(Ac1b+10)℃時，無法使至Ac1b點為止析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，難以滿足上述式(1)。因此，T3設定為(Ac1b+10)℃以下。T3較佳為(Ac1b+8)℃以下。
又，t3超過3hr時，在界面域濃化的Si、Ni、Cu、Mo擴散至母相側，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo變少，無法滿足上述式(1)。因此，t3設定為3hr以下。較佳為2hr以下。
[從T3至680℃的平均冷卻速度：10~20℃/hr]
3次均熱處理步驟後，從上述T3至680℃的平均冷卻速度未達10℃/hr時，在界面域濃化的Si、Ni、Cu、Mo擴散至母相側，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo變少，未滿足上述式(1)。因此，上述平均冷卻速度設定為10℃/hr以上。較佳為12℃/hr以上。另一方面，上述平均冷卻速度超過20℃/hr時，無法使球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，無法滿足上述式(1)。因此，上述平均冷卻速度設定為20℃/hr以下。較 佳為18℃/hr以下。
此外，只要在上述範圍被均熱，則從上述1次均熱溫度T1到2次均熱溫度T2冷卻時的平均冷卻速度(CR1)，及從2次均熱溫度T2到3次均熱溫度T3冷卻時的平均冷卻速度(CR2)，未有特別限定。但是，就設備制約和生產性的觀點而言，上述CR1和CR2設定於60℃/hr~180℃/hr之範圍內為佳。
冷卻至上述680℃後，至室溫為止的冷卻速度未有特別限定，但從提升生產性的觀點，以置放冷卻(大氣中置放冷卻)為佳。
本發明之鋼材係於進行如上述之球狀化退火後，被加工成既定的零件形狀，接著經淬火、回火而被製造成軸承構件者，但鋼材階段的形狀為包含可適用於這樣的製造之線狀、棒狀之任一者，其尺寸亦可配合最終製品適當決定。
[實施例]
以下，列舉實施例更具體地說明本發明，本發明固然不受下述實施例限制，在能適合前後述要旨之範圍內，當然也可適當地施加變更而實施，該等皆包含於本發明之技術範圍。
將表1所示之化學成分組成的鑄片，於加熱爐中加熱至1100~1300℃後，於900~1200℃實施分塊輥軋。然後，於830~1100℃熱軋，得到既定的徑(65mm) 之鋼材(輥軋材)。此外，表1中加底線的Mo量表示不可避免的混入之Mo量。
接著，使用所得到的鋼材，進行球狀化退火(熱處理)。球狀化退火係以表2或表3所示的熱處理條件(溫度、時間)，以平均昇溫速度50~150℃/hr從室溫加熱到T1為止，以均熱溫度T1保持均熱時間t1，然後冷卻至均熱溫度T2，以均熱溫度T2保持均熱時間t2，然後冷卻至均熱溫度T3，以均熱溫度T3保持均熱時間t3後，從均熱溫度T3(比較例之No.3係從T1，且No.21係從T2)以表2或表3所示的平均冷卻速度冷卻至680℃後，大氣放冷。
此外，上述從T1到T2的冷卻，及T2到T3的冷卻係以表2或表3所示的平均冷卻速度冷卻。
使用上述球狀化退火後的鋼材，用以下方式進行界面域的各元素(Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)濃度測定、及界面Di值算出、轉動疲勞壽命測定。
[界面域的各元素濃度之測定]
將上述球狀化退火後的實驗片以可觀察D(直徑)/4之位置的方式從縱剖面(與輥軋方向平行的剖面)切斷，研磨該剖面後，以薄膜法製作試料，藉由FE-TEM(電場放出型透過型電子顯微鏡)實施球狀化雪明碳鐵之觀察。此時，藉由TEM的EDX(能量分散型X射線檢測器)，以通過球狀化雪明碳鐵的大致圓中心之方式，實施球狀化雪明碳鐵的線性分析(測定條件如下述)，測定Fe、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo各元素的濃度。針對任意選擇的5個球狀化雪明碳鐵進行此分析，求出從球狀化雪明碳鐵表面朝母相側20nm位置為止之母相區域(界面域)的上述各元素之平均值，分別作為界面Fe、界面Si、界面Mn、界面Cr、界面Cu、界面Ni、界面Mo之量。然後，使用該等測定值，求出式(1)的右邊值(界面Di值)。
(測定條件)
倍率：500000倍
測定步驟：2nm
分析長度：100nm
[轉動疲勞壽命之測定]
上述球狀化退火後，切出60mm、厚度6mm的實驗片，以840℃加熱30分鐘後實施油淬火，以160℃進行120分鐘回火。接著，施以精加工研磨，製作表面粗度：0.04μmRa以下的推力(thrust)轉動疲勞實驗片。
然後，藉由推力型轉動疲勞實驗機，以重複速度：1500rpm、面壓：5.3GPa、中止次數：2×108 次之條件，針對各鋼材(實驗片)實施各16次轉動疲勞實驗，評估疲勞壽命L10(在韋伯(Weibull)概率紙作圖所得的累積破損概率10%的疲勞破壞為止的應力重複數)。此時，於疲勞壽命L10(L10壽命)以1.0×107 次以上為合格基準。
該等之結果顯示於表4及表5。
從表1~5可考察如下。即，No.1、2、5、22~34、36~44為滿足本發明規定的要件者，能得到轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材。相對於此，上述No.以外之例由於未滿足本發明中規定的任一要件，因此轉動疲勞特性差。詳細如下述。
即，No.3由於未實施2次均熱處理和3次均熱處理，因此界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.4由於2次均熱處理步驟和3次均熱處理 步驟的均熱時間(t2和t3)短，因此界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.6由於1次均熱處理步驟的均熱溫度T1過低，且No.8由於1次均熱處理步驟的均熱時間t1過短，因此皆為界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.7由於1次均熱處理步驟的均熱溫度T1過高，且No.9由於1次均熱處理步驟的均熱時間t1過長，因此皆為在界面域濃化的Si、Ni及Cu擴散至母相側，界面Si、界面Ni及界面Cu變少(此外，關於界面Mo，即使鋼中Mo量少，界面Mo也少，因為擴散之減少量也少。以下，關於No.13、17、18也相同)，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.10由於2次均熱處理步驟的均熱溫度T2過低，且No.12由於2次均熱處理步驟的均熱時間t2過短，因此皆為界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.11由於2次均熱處理步驟的均熱溫度T2過高，因此無法使至Ac1e點析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，未滿足上述式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.13由於2次均熱處理步驟的均熱時間t2過長，在界面域濃化的Si、Ni及Cu擴散至母相側，界面Si、界面Ni及界面Cu變少，其結果未滿足式(1)，轉動疲 勞壽命變短。
No.14由於3次均熱處理步驟的均熱溫度T3過低，且No.16由於3次均熱處理步驟的均熱時間t3過短，因此皆為界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.15由於3次均熱處理步驟的均熱溫度T3過高，因此無法使至Ac1b點析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，未滿足上述式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.17由於3次均熱處理步驟的均熱時間t3過長，在界面域濃化的Si、Ni及Cu擴散至母相側，界面Si、界面Ni及界面Cu變少，其結果未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.18由於至680℃的平均冷卻速度過小，因此在界面域濃化的Si、Ni及Cu擴散至母相側，界面Si、界面Ni及界面Cu變少，其結果未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。另一方面，No.19由於至680℃的平均冷卻速度過大，因此無法使球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.20由於未進行2次均熱處理，且No.21由於未進行3次均熱處理，因此無法使在各個溫度域析出的球狀化雪明碳鐵中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，未滿足式(1)，轉動疲勞壽命變短。
No.45由於鋼中Si量不足，因此界面Si也變少，未滿足式(1)，界面域的淬火不足，且因為母相的淬火不足和軟化阻抗性之降低，轉動疲勞壽命變短。
No.46由於鋼中Mn量不足，因此界面Mn也變少，未滿足式(1)，界面域的淬火不足，且母相的淬火也不足，轉動疲勞壽命變短。
No.47由於鋼中的Cr不足，因此界面Cr少，且未滿足式(1)，界面域的淬火不足，甚至母相的淬火也不足，轉動疲勞壽命變短。
No.48由於鋼中N量過剩，形成粗大的氮化物(TiN等)，轉動疲勞壽命降低。No.49由於鋼中O量過剩，因此粗大的氧化物分散至鋼中，轉動疲勞壽命降低。
No.50由於鋼中P量過剩，因此粒界脆化，轉動疲勞壽命降低。No.51由於鋼中S量過剩，因此形成粗大的MnS，轉動疲勞壽命降低。
No.52由於鋼中C量過剩，因此形成粗大的碳化物，轉動疲勞壽命降低。又，No.53由於鋼中C量不足，因此無法確保強度，轉動疲勞壽命降低。
No.54由於鋼中Al量過剩，因此形成粗大的Al2 O3 ，轉動疲勞壽命降低。又，由於鋼中Mn量過剩，因此無法確保加工性和被切削性。
No.55由於鋼中Ti量過剩，因此形成粗大的TiN，轉動疲勞壽命降低。又，No.56由於鋼中Cr量過剩，因此形成粗大的碳化物，轉動疲勞壽命降低。
No.57由於鋼中Cu量不足，因此無法確保界面Cu，No.58由於鋼中Ni量不足，因此無法確保界面Ni，進一步No.59由於鋼中Cr量不足，因此無法充分確保界面Cr，皆未滿足式(1)，因此界面域的淬火不足。且母相的淬火皆不足，轉動疲勞壽命變短。

Claims (2)

  1. 一種轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材，其特徵在於：滿足C：0.95~1.10%(質量%、針對化學成分以下同樣)、Si：0.15~0.35%、Mn：0.2~0.50%、Cr：1.30~1.60%、P：0.025%以下(不含0%)、S：0.025%以下(不含0%)、Ni：0.02~0.25%、Cu：0.02~0.25%、Mo：未達0.08%(包含0%)、Al：0.001%~0.050%、Ti：0.0015%以下(不含0%)、O：0.001%以下(不含0%)、及N：0.020%以下(不含0%)，剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質構成，從球狀化雪明碳鐵的表面至距離20nm為止的母相區域(界面域)所含的Si(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)、及Mo(界面Mo)為滿足下述式(1)，9.0≦1.4×界面Si+1.8×界面Mn+5.5×界面Cu+4.2×界面Ni+4.8×界面Cr+5.5×界面Mo…(1) (式(1)中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo分別表示從球狀化雪明碳鐵的表面至距離20nm為止的母相區域(界面域)所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo之含量(質量%))。
  2. 一種轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材之製造方法，係製造如申請專利範圍第1項之軸承用鋼材的方法，其特徵為：使用如申請專利範圍第1項之成分組成之鋼材，依序包含以下步驟進行球狀化退火，於(Ac1e+30)~(Ac1e+50)℃的溫度域(T1)保持2~9hr(t1)之1次均熱處理步驟，於Ac1e~(Ac1e+10)℃的溫度域(T2)保持1.5~6hr(t2)之2次均熱處理步驟，於Ac1b~(Ac1b+10)℃的溫度域(T3)保持1~3hr(t3)之3次均熱處理步驟，及以平均冷卻速度10~15℃/hr從上述T3冷卻至680℃之步驟。
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