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JP2905242B2 - 転動疲労寿命に優れた低Cr軸受鋼素材の製造方法 - Google Patents

転動疲労寿命に優れた低Cr軸受鋼素材の製造方法

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JP2905242B2
JP2905242B2 JP5082690A JP5082690A JP2905242B2 JP 2905242 B2 JP2905242 B2 JP 2905242B2 JP 5082690 A JP5082690 A JP 5082690A JP 5082690 A JP5082690 A JP 5082690A JP 2905242 B2 JP2905242 B2 JP 2905242B2
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Description

【発明の詳細な説明】 (産業上の利用分野) この発明は、自動車、その他産業機械等に用いられる
転がり軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命特
性を有する軸受用素材の製造方法に関するものである。
(従来の技術) 従来、軸受用鋼としては、機械構造用炭素鋼、機械構
造用合金鋼および高炭素クロム軸受鋼が使用されてい
る。
このうち高炭素クロム軸受鋼は、玉軸受、ころ軸受と
して自動車、産業機械等に最も多く使用されている。こ
の鋼は、1wt%(以下単に%で示す)程度の炭素と0.9〜
1.6%程度クロムが添加されていて、合金元素の添加コ
ストが極めて高い。また鋼材の連続鋳造時、特に鋳片軸
心部においてマクロ偏析(以下中心偏析と称す)ならび
に共晶炭化物が生成し、切断、打ち抜き時における割れ
発生を増大させると共に転動疲労寿命特性を劣化させる
ことから、素材中心部を打ち抜いて廃材とするか、造塊
法または長時間の拡散処理の実施により共晶炭化物の消
散を図ってから用いられていた。このため生産性や素材
歩留りの低下を避けることができなかった。
このような弊害をもたらす中心偏析および共晶炭化物
は、連続鋳造の場合、凝固先端部の凝固収縮のほか、凝
固シェルのバルジングなどによって生じる空隙の真空吸
引力が加わり、凝固先端部にC,Cr等の濃化溶鋼成分が吸
い込まれることによって形成されたもので、製品加工時
の熱処理により、大型の共晶炭化物または球状化炭化物
の残留、残留オーステナイト量の増大およびこれらミク
ロ組織の不均一などが生じて、転動疲労寿命を低下させ
る。
その防止策としては、例えば2次冷却帯域における電
磁攪拌等が試みられたが、セミミクロ偏析までを軽減す
るまでには至らず、大型の共晶炭化物の消散には効果が
無い。
その他、凝固末期に一対のロールを用いて大圧下を施
すいわゆるインラインリダクション法{鉄と鋼 第60年
(1974)第7号875〜884頁}の適用も試みられたが、未
凝固層の大きい鋳片領域における圧下が不十分だと、凝
固界面に割れが発生し、逆に圧下が十分すぎる場合には
鋳片の厚み方向中心部に強い負偏析が生じるなどの問題
があった。
この点につき、特開昭49−121738号公報では、鋳片の
凝固先端部付近でロール対による軽圧下を施し、該部分
の凝固収縮量を圧下により補償する方法が、また特開昭
52−54625号公報では、鍛造金型を用いて鋳片の凝固完
了点近傍を大圧下する方法が、それぞれ提案されてい
る。
しかしながらロールによる軽圧下の場合には、複数対
のロールによる数mm/mの圧下を施したとしても、ロール
ピッチ間で生じる凝固収縮やバルジングを十分に防止す
ることができず、また圧下位置が適切でなければかえっ
て中心偏析が悪化するといった問題があった。
他方、鍛造金型を用いて鋳片の凝固完了点近傍を大圧
下する場合は、インラインリダクション法の如きロール
による大圧下に比べて凝固界面が割れにくく、また負偏
析さらにはセミマクロ偏析をも飛躍的に改善できること
が明らかになってはいるけれども、依然として未凝固層
の大きい鋳片領域での圧下が不十分であると凝固界面に
割れが発生し、逆に圧下が十分すぎると鋳片の中心部に
強い負偏析を生じる不利があり、さらには未凝固厚の小
さい領域を圧下してもその効果が得られないことから、
最適な圧下条件を模索しているのが現状である。
さらに成分系からの検討としては、特公昭46−19425
号公報にて、C:0.58〜0.80%、Cr:0.50〜2.00%、Mn:0.
10〜1.15%およびSi:0.15〜2.00%を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成になり、かつマルテンサイ
ト基地中における炭素固溶量が0.35〜0.55%である軸受
用鋼が提案され、すでに実用化されている。
またG.V.Gullottiらは、C:0.70%、Si:0.28%、Mn:0.
41%、Cr:0.28%、Ni:0.91%を含む組成とすることによ
り、SAE52100(JIS規格、高炭素クロム軸受鋼に相当)
と同等の性能を有する軸受用鋼を開発している(Metal
Progress,nov./1965,p2〜4)。
しかしながらこれらの鋼には、依然として高価な合金
元素であるCrやNiが多量に添加されており、低価格化の
面で問題が多いほか、中心偏析の改善は望み難い。
(発明が解決しようとする課題) この発明の目的は、上記技術の問題点を有利に解決す
るもので、成分調整に併せ、連鋳条件に工夫を加えるこ
とにより、高価な合金元素を用いずしかも高温長時間の
均質化焼鈍を必要とすることなしに、従来の高炭素クロ
ム軸受鋼と同等以上の優れた転動疲労寿命を有しかつ生
産性の高い低価格軸受用素材の有利な製造方法を提案す
るところにある。
(課題を解決するための手段) すなわちこの発明は、 C:0.50〜0.90%、 Si:0.30〜2.00%、 Mn:0.50〜2.50%および Cr:0.05〜0.50% を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼
を、溶鋼加熱度が25℃以上となる温度まで加熱したの
ち、連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了するクレータエ
ンド近傍にて圧下率5%以上の鍛圧加工を施し、ついで
熱間圧延を施すことからなる転動疲労寿命に優れた低Cr
軸受鋼素材の製造方法(第1発明)である。
またこの発明は、溶鋼の成分組成が、 C:0.50〜0.90%、 Si:0.30〜2.00%、 Mn:0.50〜2.50%および Cr:0.05〜0.50% を含み、さらに Mo:0.05〜1.50%、 V:0.05〜0.50%、 Nb:0.05〜0.50%、 W:0.05〜0.50%、 Ni:0.10〜2.00%および Cu:0.05〜1.00%、 のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる転動疲労寿命に優
れた低Cr軸受鋼素材の製造方法(第2発明)である。
(作用) まずこの発明において、素材の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。
C:0.50〜0.90% Cは、軸受けとして必要な強度、硬さを維持する上で
重要な元素であり、そのためには少なくとも0.50%以上
を必要とする。しかしながらあまり多すぎると共晶炭化
物が生成し、転動疲労寿命を劣化させるばかりでなく、
さらにその消散のために長時間の均質化処理が必要とな
ることから,上限を0.90%とした。
Si:0.30〜2.00% Siは、鋼の溶製時脱酸剤として作用するほか、基地に
固溶し強度を上昇させるのに重要な元素であり、また鋼
塊の表面欠陥の発生の防止にも有効に寄与する。さらに
焼入れ組織の強化と焼戻しによる硬度低下を抑制する上
でも極めて有用な元素である。上記の効果は含有量が0.
30%以上で顕著になるので、この値を下限とする。一
方、2.00%を超えるとかかる効果は飽和に達するだけで
なく、耐衝撃性および被削性の劣化を招くため、上限を
2.00%とした。
Mn:0.50〜2.50% Mnは、鋼の焼入れ性を向上させることにより基地の強
度、靱性を高めることに有効に寄与する。この効果は、
0.50%以上で顕著となるため、この値を下限とする。し
かしながら2.50%を超えるとこの効果は飽和に達するだ
けでなく、耐衝撃性および切削性の劣化を招くため、上
限を2.50%とした。
Cr:0.05〜0.50% Crは、焼入れ性を向上させ基地の強度および靱性を高
めると共に、炭化物の形成を助長し耐摩耗性を向上させ
るのに有効である。かかる効果は、0.05%以上で顕著に
なるのでこの値を下限とする。しかしながら0.50%を超
えると耐衝撃性および切削性が劣化し、また添加コスト
が上昇する。さらに鋳造時共晶炭化物を生成して、転動
疲労寿命を低下させるばかりでなく、この悪影響を解消
するために、高温、長時間の均質化処理が必要となる。
よって、0.50%を上限とした。
この発明では、上記した基本成分の他、必要に応じて
Mo,V,Nb,WおよびCuのうちから選んだ1種または2種以
上を、強度向上成分として以下に述べる範囲で添加する
ことができる。
Mo:0.05〜1.50% Moは、焼入れ性を高めるだけでなく、強い固溶強化性
を有することから、強度ならびに転動疲労寿命の向上に
有効に寄与する。しかしながら多すぎると切削性を劣化
させると共に、添加コストの上昇を招く。よってMoは0.
05〜1.50%き範囲で添加するものとした。
V,Nb,W:0.05〜0.50%、 V,NbおよびWはそれぞれ、高温で安定した炭化物を形
成し、転動疲労寿命特性を向上させる。しかし、多すぎ
ると焼戻後の硬度が低下し、かえって転動疲労寿命特性
を劣化させる。よってV,NbおよびWはそれぞれ、0.05〜
0.50%の範囲で添加するものとした。
Ni:0.10〜2.00% Niは、焼入れ性の向上に寄与するだけでなく、焼戻し
後の強度低下を抑制させることから、強度および転動疲
労寿命の向上に有用な元素である。しかしながらあまり
に多すぎると、残留γが多量に生成し焼戻し後の鋼材硬
度を低下させる。よってNiは0.10〜2.00%の範囲で添加
するものとした。
Cu:0.05〜1.00% Cuは、Niと同様、焼入れ性の向上に寄与するだけでな
く、焼戻し後の硬度低下を抑制させることから、強度お
よび転動疲労寿命の向上に有用な元素である。しかしな
がら含有量が多すぎる場合には鍛造性の劣化を招く。よ
ってCuは0.05〜1.00%の範囲で添加するものとした。
なおその他、酸素量低減および介在物形態制御を目的
としたAl,Ca,Na,K,MgおよびZrのうちから選んだ1種ま
たは2種以上を、また被削性向上を目的としてS,Ca,Pb,
B,BiおよびREMのうちから選んだ1種または2種以上
を、さらに熱間強度向上を目的としてPおよびNのうち
から選んだ1種または2種を、またさらに脱炭低減を目
的としてSbをそれぞれ少量添加することもできる。
さて上述したような好適成分組成に調整した溶鋼を、
連続鋳造して鋳片とするが、この発明では、得られた連
続鋳造鋳片の内部溶鋼が凝固完了するクレータエンド近
傍にて圧化率:5%以上の鍛圧加工を施すことが肝要であ
り、かくして鋳片中心部における偏析の生成を防止する
のである。
ここに、上記の如き鍛圧加工によって、鋳片中心に相
当する位置での偏析が改善された理由は、次のとおりと
考えられる。
すなわち内部溶鋼の凝固末期には、大型の非金属介在
物を含んだ合金元素濃度の高い溶鋼がクレータエンド近
傍に存在するため、このまま凝固すると非金属介在物の
残存ならびに中心偏析が生じるわけであるが、凝固前に
鍛圧加工を施すと、かような非金属介在物を含む濃化溶
鋼は上方に押し出されるため、中心部の非金属介在物量
ならびに合金元素量はさほど上昇することはなく、その
結果、中心部における転動疲労寿命特性は向上する。
第1図に、C:0.65%、Si:0.80%、Mn:1.10%およびC
r:0.20%を含有する組成になる溶鋼の連続鋳造に際し、
連続鋳造中に連続的に鍛圧加工を行って得た鋳片、ある
いは鍛圧加工を行わない従来法により得られた鋳片をそ
れぞれ、棒鋼圧延により65mmφ棒鋼とし、中心部(棒鋼
の中心が試験片の表面にくるように試験片を採取)にお
ける転動疲労寿命特性について調べた結果を示す。
同図より明らかなように、棒鋼中心部材の転動疲労寿
命特性は、圧下率が5%以上の鍛圧加工を施すことによ
って、かかる鍛圧加工を施さない従来法の4倍以上に向
上した。
従ってこの発明では、鍛圧加工による圧下率につき、
5%以上の範囲に限定したのである。とはいえ圧下率が
60%を超えると圧延後の素材精度が低下するといった問
題が生じるので、圧下率は60%低下とするのが好まし
い。
ところで発明者らは、転動疲労寿命特性の一層の改善
を目指し、さらに研究重ねたところ、連続鋳造時におけ
る溶鋼加熱度ΔTを25℃以上とするが、所期した目的の
達成に関し、極めて有効であることの知見を得た。
第2図に、鍛圧加工による圧下率0%(従来法)およ
び10%の各場合における、連続鋳造時の溶鋼加熱度ΔT
と中心部材の転動疲労寿命特性との関係について調べた
結果を示す。
同図により明らかなように、従来法では、転動疲労寿
命特性のピークは溶鋼加熱度ΔTが約20℃のときで、Δ
Tがそれを下回る場合には非金属介在物の浮上、分離が
不十分のため、一方ΔTがそれを上回る場合には濃厚な
中心偏析の残存により、いずれも転動疲労寿命は低下す
る傾向にあった。
これに対し、溶鋼加熱度ΔTが25℃以上の条件で連続
鋳造し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完了するクサータエン
ド近傍にて鍛圧加工を施すことによって、より一層の転
動疲労寿命の延長が達成されている。
そこでこの発明では、連続鋳造時の溶鋼加熱度ΔTに
つき、25℃以上(好ましくは80℃以下)の範囲に限定し
た。
(実施例) 第1表に示す化学成分になる種々の溶鋼を、転炉→連
続鋳造法により、第2表に示す条件下に処理して鋳片と
した。
ついで鋼材No.1については、均熱炉により1240℃×2
h,20hで、一方その他の鋼材については均質化処理を行
わずに、65mmφ棒鋼に圧延後、球状化焼鈍処理を行い、
D/4部および中心部(棒鋼の中心が試験片の表面にくる
ように採取)より転動疲労寿命試験片を採取し、焼入
れ、焼戻し後、転動疲労寿命試験を実施した。
転動疲労寿命試験は、円筒型転動疲労寿命試験機を用
い、ヘルツ最大接触応力600kgf/mm2、繰り返し応力数46
240cpmの条件で行い、試験結果はワイブル分布に従うも
のと仮定して確率紙上にまとめ、鋼材No.1の20h拡散焼
鈍処理材のD/4部L10(累積破損確立が10%のときの、は
く離までの応力負荷回数)を1として、相対的に評価し
た。
得られた結果を第2表に併記する。
鋼材No.1の2h拡散焼鈍処理材(比較材)の割れ発生
率、転動疲労寿命特性は、同20h処理材(従来材)に比
較して、割れ発生率は3倍、転動疲労寿命特性は1/3倍
と極めて悪い。
また、鍛圧加工を施さなかった鋼材No.3ならびに鍛圧
加工時の圧下率が5%以下である鋼材No.4、6では中心
部材の転動疲労寿命特性が、鋼材No.1の20h拡散焼鈍処
理材(従来材)に比べ低い。
さらに、この発明の適正範囲からCがはずれている鋼
材No.2およびSiがはずれている鋼材No.7については、鍛
圧加工による圧下率が5%以上であっても、D/4部材な
らびに中心部材のいずれにおいても、転動疲労寿命特性
が鋼材No.1の20h拡散焼鈍処理材(従来材)よりも劣っ
ている。
これに対し、成分組成範囲、溶鋼加熱度および鍛圧加
工における圧下率ともこの発明の適正範囲を満足するも
のはいずれも、中心部の割れ発生率は0%、転動疲労寿
命特性は鋼材No.1の20h拡散焼鈍処理材(従来材)に比
べて1.5〜2.5倍程度優れている。
(発明の効果) かくしてこの発明によれば、高価な合金元素を用いず
しかも高温長時間の均質化焼鈍を必要とすることなし
に、従来の高炭素クロム軸受鋼よりも優れた転動疲労寿
命を有する軸受用低Cr鋼素材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
第1図は、鍛圧加工における圧下率と転動疲労寿命特性
との関係を示したグラフ、 第2図は、鍛圧加工による圧下率が0%(従来法)およ
び10%の各場合における、連続鋳造時の溶鋼加熱度ΔT
と中心部材の転動疲労寿命特性との関係を示したグラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 FI C22C 38/18 C22C 38/18 (72)発明者 田畑 綽久 千葉県千葉市川崎町1番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平3−226337(JP,A) 特開 平2−92444(JP,A) 特開 昭48−71318(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.6,DB名) B22D 11/00 B21J 5/00 C22C 38/00 301 C22C 38/18

Claims (2)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】C:0.50〜0.90wt%、 Si:0.30〜2.00wt%、 Mn:0.50〜2.50wt%および Cr:0.05〜0.50wt% を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼
    を、溶鋼加熱度が25℃以上となる温度まで加熱したの
    ち、連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了するクレータエ
    ンド近傍にて圧下率5%以上の鍛圧加工を施し、ついで
    熱間圧延を施すことを特徴とする転動疲労寿命に優れた
    低Cr軸受鋼素材の製造方法。
  2. 【請求項2】溶鋼の成分組成が、 C:0.50〜0.90wt%、 Si:0.30〜2.00wt%、 Mn:0.50〜2.50wt%および Cr:0.05〜0.50wt% を含み、さらに Mo:0.05〜1.50wt%、 V:0.05〜0.50wt%、 Nb:0.05〜0.50wt%、 W:0.05〜0.50wt%、 Ni:0.10〜2.00wt%および Cu:0.05〜1.00wt%、 のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部は
    Feおよび不可避的不純物の組成になる請求項1記載の低
    Cr軸受鋼素材の製造方法。
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