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WO2012029212A1 - 転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法 - Google Patents

転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法 Download PDF

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WO2012029212A1
WO2012029212A1 PCT/JP2011/002886 JP2011002886W WO2012029212A1 WO 2012029212 A1 WO2012029212 A1 WO 2012029212A1 JP 2011002886 W JP2011002886 W JP 2011002886W WO 2012029212 A1 WO2012029212 A1 WO 2012029212A1
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WO
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mass
less
steel
rolling fatigue
fatigue life
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/002886
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English (en)
French (fr)
Inventor
稔 本庄
長谷　和邦
木村　達己
三田尾　眞司
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Filing date
Publication date
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Priority to US13/819,920 priority patent/US9139887B2/en
Priority to KR1020137007917A priority patent/KR101396898B1/ko
Priority to EP11821237.2A priority patent/EP2612939B1/en
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    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • the present invention provides an excellent rolling fatigue life (rolling contact) that is suitable as a material for bearings used in automobiles, wind power, transportation machinery, electrical machinery and precision machinery, and other general industrial machinery.
  • the present invention relates to a bearing steel having characteristics and a manufacturing method thereof.
  • bearing steel high carbon chrome steel (JIS G4805 standard SUJ2) is often used.
  • JIS G4805 standard SUJ2 high carbon chrome steel
  • Patent Documents 1 and 2 are techniques for controlling the composition, shape, or distribution of oxide-based non-metallic inclusions in steel. To manufacture, expensive melting equipment or conventional equipment needs to be significantly modified, and there is a problem that the economic burden is large.
  • Patent Document 3 is a technique for improving the rolling fatigue life characteristics by controlling the center segregation rate of carbon and the oxygen content and sulfur content in the steel. In order to further reduce the content and produce bearing steel with less non-metallic inclusions, it is necessary to make extensive modifications to expensive melting equipment or conventional equipment, which is a problem that the economic burden is large. become.
  • high carbon chromium steel contains 0.95% by mass or more of C and is very hard. Although the steel has good wear resistance, segregation that occurs in the center of the slab (hereinafter abbreviated as center segregation). In addition, since a large eutectic carbide is formed in the slab, there is a problem of reducing the rolling fatigue life. For this reason, it is used after punching out the center part of the slab to make it a waste material or by performing diffusion treatment (hereinafter referred to as “soaking soaking”) for a long time and dissipating them sufficiently.
  • soaking soaking diffusion treatment
  • Patent Document 4 discloses that C: 0.6 to 1.2% by mass of a specific component composition such as 0.6 to 1.2% by mass, and the longitudinal cross section at the center line of the longitudinal section passing through the axis of a linear or rod-shaped rolled material.
  • D width of the vertical cross section
  • Patent Document 5 discloses a bearing steel having a specific component composition such as C: 0.50 to 1.50% by mass and Sb: 0.0010 to 0.0150% by mass, less decarburization layer formation, and excellent heat treatment productivity. .
  • a specific component composition such as C: 0.50 to 1.50% by mass and Sb: 0.0010 to 0.0150% by mass, less decarburization layer formation, and excellent heat treatment productivity.
  • Sb by adding Sb, the formation of a decarburized layer of steel is less, and the purpose is to improve the heat treatment productivity by omitting the cutting or grinding process after heat treatment, but Sb is highly toxic to the human body. Due to doubt, its application requires caution. Further, when Sb is added, Sb is concentrated in the center segregation part, and the center segregation is deteriorated. In the portion where Sb is concentrated, local hardening occurs, so that a difference in hardness from the base material occurs, which becomes the starting point of rolling fatigue failure, and may cause a decrease in rolling fatigue life.
  • Patent Document 6 discloses that the cast material is once rolled into a billet. A method for soaking is disclosed.
  • low carbon alloy steel may be used instead of the above-described high carbon chrome steel.
  • case-hardened steel is most frequently used after high-carbon chromium steel.
  • the case-hardened steel has a C content of 0.23% by mass or less, and appropriate amounts of Mn, Cr, Mo, Ni, etc. are added to obtain the necessary hardenability and mechanical strength, and carburizing from the viewpoint of improving fatigue strength.
  • the surface is hardened by carbonitriding
  • a case-hardened steel that can be carburized in a short time is disclosed by setting the activation energy of carbon diffusion in the steel to be 34000 kcal or less.
  • Patent Document 8 has a specific chemical composition such as C: 0.1 to 0.45%, the austenite grain size of the carburized layer is 7 or more, and the surface carbon content is 0.9 to 1.5%.
  • a technique related to a carburized material excellent in rolling fatigue characteristics having a surface retained austenite amount of 25 to 40% is disclosed.
  • carburizing or carbonitriding as described above improves rolling fatigue life characteristics, it causes an increase in manufacturing cost or a yield due to a large strain or dimensional change, leading to an increase in product cost. That was the problem. Also, depending on the application of the bearing steel, it is necessary to make a large section (large section), so it is necessary to significantly modify the equipment for carburizing or carbonitriding, and there is also a problem that the economic burden is large.
  • an object of the present invention is to provide a method for suppressing the formation of eutectic carbides in the segregated portion described above, not only in the case of a continuous cast material but also in bearing steel made of ingot material.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. C: 0.56% by mass to 0.70% by mass, Si: 0.15 mass% or more and less than 0.50 mass%, Mn: 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less, Cr: 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less, Mo: 0.05 mass% or more and 0.5 mass% or less, P: 0.025 mass% or less, S: 0.025 mass% or less, Al: 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less, O: 0.0015% by mass or less and N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and further having an eutectic carbide formation index Ec defined by the following formula (1): 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25 And a segregation degree defined by the following formula (2) is 2.8 or less.
  • each strength value is a value obtained by performing line analysis on a steel cross section with an analyzer capable of elemental mapping.
  • the bearing steel as described in 1 above which contains one or two selected from Cu: 0.005 mass% to 0.5 mass% and Ni: 0.005 mass% to 1.00 mass%.
  • W 0.001% to 0.5% by mass
  • Nb 0.001 mass% or more and 0.1 mass% or less
  • Ti 0.001% by mass to 0.1% by mass
  • B The bearing steel according to any one of 1 to 3 above, which contains 0.0002 mass% or more and 0.005 mass% or less.
  • a method for producing bearing steel comprising: heating a bearing steel material having the component composition according to any one of 1 to 4 in a temperature range of 1150 ° C. or higher and lower than 1350 ° C. for more than 10 hours.
  • C 0.56% by mass to 0.70% by mass
  • Si 0.15 mass% or more and less than 0.50 mass%
  • Mn 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less
  • Cr 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less
  • Mo 0.05 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • P 0.025 mass% or less
  • S 0.025 mass% or less
  • Al 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less
  • O 0.0015% by mass or less
  • N 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and further having an eutectic carbide formation index Ec defined by the following formula (1): 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25 And a segregation degree defined by the following formula (2) is 2.8 or less.
  • the ingot material for a bearing according to 6 above which contains one or two selected from Cu: 0.005 mass% to 0.5 mass% and Ni: 0.005 mass% to 1.00 mass%.
  • W 0.001% to 0.5% by mass
  • Nb 0.001 mass% or more and 0.1 mass% or less
  • Ti 0.001% by mass to 0.1% by mass
  • Zr 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • V 0.002% by mass or more and 0.5% by mass or less selected from 1 type or 2 types or more, wherein the bearing structure according to 6 or 7 above is contained.
  • B The agglomerated material for a bearing according to any one of 6 to 8 above, containing 0.0002% by mass to 0.005% by mass.
  • a method for producing a bearing agglomerated material characterized in that the agglomerated material for bearing having the component composition according to any one of 6 to 9 is heated in a temperature range of 1150 ° C or higher and lower than 1350 ° C for more than 10 hours.
  • bearing steel having rolling fatigue resistance characteristics that are far superior to conventional bearing steel.
  • agglomerated materials since the application of agglomerated materials is allowed, it is possible to produce bearing steel with a small cross section to a large cross section, contributing to the increase in the size of wind power generators, transport machinery, and other general industrial machinery, Industrially beneficial effects are brought about.
  • C 0.56 mass% or more and 0.70 mass% or less
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel and improving the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • C is contained by 0.56 mass% or more.
  • the content exceeds 0.70% by mass, giant eutectic carbides are produced during the casting of the material, leading to a reduction in rolling fatigue life. From the above, the C content is 0.56 mass% or more and 0.70 mass% or less.
  • Si 0.15% by mass or more and less than 0.50% by mass Si is an element added as a deoxidizer and for enhancing the strength of steel by solid solution strengthening and improving the rolling fatigue life characteristics of steel, In the present invention, 0.15% by mass or more is added. However, addition of 0.50% by mass or more deteriorates the machinability by cutting and forgeability of steel. Moreover, it combines with oxygen in the steel and remains in the steel as an oxide, leading to deterioration of rolling fatigue life characteristics. Further, when concentrated in the segregation part, eutectic carbide is easily generated. From the above, the upper limit of Si is set to less than 0.50% by mass.
  • Mn 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less Mn is an element added to improve the hardenability, increase the toughness of the steel, and improve the rolling fatigue life characteristics of the steel material. Add 0.60% by mass or more. However, addition exceeding 1.50% by mass reduces machinability. Moreover, when it concentrates in a segregation part, it makes it easy to produce
  • Cr 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less Cr, like Mn, is an element added to increase the toughness of the steel and improve the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • addition exceeding 1.10% by mass lowers the machinability, so the upper limit of Cr is 1.10% by mass.
  • Mo 0.05% by mass or more and 0.5% by mass or less Mo is an element that improves hardenability and strength after tempering and improves the rolling fatigue life characteristics of steel, and is added by 0.05% by mass or more. However, addition over 0.5% by mass forms a concentrated layer of Mo in the V segregation, reverse V segregation or central segregation part, worsens the degree of Mo segregation, and lowers the rolling fatigue life resistance of the steel. Therefore, the upper limit of Mo is 0.5% by mass.
  • P 0.025% by mass or less
  • P is a harmful element that lowers the base metal toughness and rolling fatigue life of steel, and is preferably reduced as much as possible.
  • P is 0.025 mass% or less.
  • it is 0.020 mass% or less.
  • S 0.025 mass% or less S exists in steel as MnS which is a nonmetallic inclusion. Since bearing steel has few oxides that are likely to be the starting point of rolling fatigue, if a large amount of MnS is present in the steel, the rolling fatigue life is reduced. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible, and in the present invention, it is 0.025% by mass or less. Preferably, it is 0.020 mass% or less. Industrially, it is difficult to make the S content 0%, and the content is often 0.0001% by mass or more.
  • Al 0.005% by mass or more and 0.500% by mass or less
  • Al is an element added as a deoxidizing agent and as a nitride to refine austenite grains and improve toughness and rolling fatigue life characteristics. It is necessary to add 0.005 mass% or more. However, if added over 0.500 mass%, coarse oxide inclusions will be present in the steel, leading to a reduction in the rolling fatigue life characteristics of the steel. Moreover, when it concentrates in a segregation part, it makes it easy to produce
  • O 0.0015% by mass or less
  • O combines with Si and Al to form a hard oxide-based non-metallic inclusion, which causes a reduction in rolling fatigue life. Therefore, O should be as low as possible, and should be 0.0015% by mass or less. Industrially, it is difficult to reduce the O content to 0%, and the content is often 0.0003% by mass or more.
  • N 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less N is combined with Al to form nitride-based nonmetallic inclusions, refines austenite grains, and improves toughness and rolling fatigue life characteristics. Add more. However, if added over 0.015% by mass, a large amount of nitride inclusions are present in the steel, leading to a reduction in rolling fatigue life characteristics. Moreover, since N (free N) which does not produce
  • Eutectic carbide formation index Ec 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25
  • the inventors have melted steels having various component compositions in a vacuum melting furnace, investigated the presence or absence of eutectic carbides in the obtained steel ingots, and selected parameters (main influence elements) for the results.
  • the eutectic carbide index Ec value defined by the following formula (1) satisfies the condition 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25 as the steel composition capable of suppressing the formation of eutectic carbide. I got the knowledge that is necessary.
  • the ingot is made into an ingot with a 1350mm x 1250mm cross section (top side) and a 1280 x 830mm cross section (bottom side), and the resulting agglomerate is 550mm square cross section (Square section) and forged for 48 hours at 1270 ° C.
  • test specimens for observation of eutectic carbide formation and EPMA mapping were used, and rolling fatigue test specimens were used as shown in FIG.
  • each test piece was sampled from a portion corresponding to the bottom side of the ingot-making material of the steel piece after forging. Furthermore, as shown in FIG. 9, a sample for machinability evaluation was collected from the steel piece after forging, and the machinability was investigated by a test method described later.
  • Table 2 shows the evaluation results of the rolling fatigue life
  • FIG. 1 shows the relationship between the evaluation results and the Ec value.
  • the Ec value is 0 or less
  • huge eutectic carbides are formed in the steel, and even if the Ec value is increased in this region, the rolling fatigue life is below the level of the reference material. There has been little improvement.
  • the Ec value exceeds 0, no eutectic carbide is generated and a rapid improvement in rolling fatigue life is observed.
  • the Ec value exceeds 0.25, the amount of C to be added is reduced, so that the strength of the steel after quenching cannot be secured, and the rolling fatigue life is reduced.
  • the Ec value is regulated to adjust the steel without eutectic carbide.
  • rolling fatigue starts from the eutectic carbide. This is because it causes the rolling fatigue life characteristics to deteriorate.
  • the inventors produced bearing steel according to the component composition and Ec value shown in Table 3, and investigated the rolling fatigue life characteristics.
  • the rolling fatigue life characteristics were measured by the same test method as in the examples described later.
  • the segregation degree (C Mo (max)) was changed by changing the amount of Mo with the same Ec value, presence or absence of eutectic carbide, and production conditions. / C Mo (ave) ) was changed.
  • the ingot is made into an ingot of 1350mm x 1250mm cross section (top side) and 1280 x 830mm cross section (bottom side) by the ingot method. And forged for 48 hours at 1270 ° C. Then, it forged to a 650 mm square cross section. From this forged steel slab, as shown in FIG. 3, eutectic carbide generation presence / absence observation and EPMA mapping test piece, as shown in FIG. 7, rolling fatigue test piece, as shown in FIG. 9, machinability Each test specimen for evaluation was sampled, and the presence or absence of eutectic carbide, segregation, rolling fatigue life characteristics, and machinability were examined by the test methods described later.
  • Table 4 shows the evaluation results of the segregation degree and rolling fatigue life
  • FIG. 2 shows the relationship between the evaluation results and the segregation degree (C Mo (max) / C Mo (ave) ).
  • C Mo (max) C Mo (ave)
  • the degree of segregation degree was 2.8 or less
  • the rolling fatigue life was improved.
  • the degree of segregation exceeded 2.8
  • the degree of segregation worsened, and the rolling fatigue life decreased. From the above, it was found that the rolling fatigue life characteristics are improved by setting the segregation degree to 2.8 or less.
  • the lower limit of the segregation degree is preferably 1.0.
  • the machinability was evaluated by obtaining the tool life ratio with respect to the reference steel.
  • the steel with the segregation degree and the content of each component element within the scope of the present invention has a tool life with respect to the reference steel. It was confirmed that it was excellent.
  • the present invention even if it is an agglomerated material produced by the ingot-making method, it is possible to suppress the formation of eutectic carbides, so that it is particularly effective when applied to an ingot-made material produced by the ingot-making method. There is. And by making a raw material into an agglomerated material, there also exists an effect that it becomes possible to respond
  • Group A Cu: 0.005 to 0.5% by mass and Ni: 0.005 to 1.00% by mass Cu or Ni increases the hardenability and strength after tempering and improves the rolling fatigue life characteristics of steel. It is an element that improves and can be selected and added according to the required strength. In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.005% by mass or more of Cu and Ni. However, if Cu is added in an amount of 0.5% by mass and Ni is added in excess of 1.00% by mass, the machinability of the steel is lowered. Therefore, Cu and Ni are preferably added up to the above values.
  • W 0.001 to 0.5 mass%
  • Nb 0.001 to 0.1 mass%
  • Ti 0.001 to 0.1 mass%
  • Zr 0.001 to 0.1 mass%
  • V 0.002 to 0.5 mass%
  • Ti, Zr and V are all elements that increase the hardenability and strength of the steel after tempering and improve the rolling fatigue life characteristics of the steel, and are selected according to the required strength (specifically Are W, Nb, Ti, Zr, V, W + Nb, W + Ti, W + Zr, W + V, Nb + Ti, Nb + Zr, Nb + V, Ti + Zr, Ti + V, Zr + V, W + Nb + Ti, W + Nb + Zr, W + Nb + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti + V, W + Ti
  • W, Nb, Ti and Zr at 0.001% by mass or more and V at 0.002% by mass or more, respectively.
  • W and V are added in amounts exceeding 0.5% by mass
  • Nb, Ti, and Zr are added in amounts exceeding 0.1% by mass, the machinability of the steel is lowered. Therefore, it is preferable to add these values as the upper limit.
  • Group C B 0.0002 to 0.005 mass% B is an element that increases the strength of the steel after tempering by increasing the hardenability and improves the rolling fatigue life characteristics of the steel, and can be added as necessary. In order to acquire this effect, it is preferable to add at 0.0002 mass% or more. However, if adding over 0.005 mass%, the workability deteriorates, so B is preferably added in the range of 0.0002 to 0.005 mass%.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include Sn, Sb, As, Ca, and the like, but are not limited thereto.
  • the steel having the above component composition is melted by a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter, and further a degassing step, and then formed into a slab by an ingot forming method or a continuous casting method.
  • a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter
  • a degassing step the formation of eutectic carbides can be prevented even when the slab is formed by an ingot forming method in which eutectic carbide is easy to precipitate. Therefore, the present invention can be applied to an ingot material capable of producing a large slab. Is possible.
  • the slab is further turned into bearing parts through a forming process such as rolling and forging.
  • the heating temperature is less than 1150 ° C., the reduction in the degree of segregation is small and the above effect cannot be obtained.
  • the heating temperature is 1350 ° C. or higher, melting occurs in the portion where the degree of segregation is large, and cracks occur in the steel material. From the above, the heating temperature is set to 1150 ° C or higher and lower than 1350 ° C.
  • Heat holding time more than 10 hours
  • the heat treatment may be performed in a plurality of times, and in this case, the total holding time at 1150 ° C. to less than 1350 ° C.
  • each heat treatment may be more than 10 hours.
  • the slab is hot forged to have a desired cross-sectional shape, but the above heat treatment may be performed in the slab heating stage (heating before forging) when performing hot forging, Moreover, you may heat-process a slab separately from the heating before forging. Furthermore, you may make it heat-process on said conditions after hot forging. However, in the case of satisfying a Mo segregation degree of 2.8 or less as the ingot material for bearings, it is necessary to heat-treat the ingot after ingot formation.
  • the degree of segregation was determined using an electron beam microanalyzer (hereinafter referred to as EPMA) using a sample for microstructure observation, which was evaluated for the presence or absence of the eutectic carbide formation described above.
  • the measurement conditions of EPMA are: beam diameter: 30 ⁇ m ⁇ , acceleration voltage: 20 kV, current: 4 ⁇ 10 ⁇ 7 A.
  • the line analysis is performed as shown in FIG. 6 on the line including the portion where the Mo intensity value is high (the portion where Mo is segregated) in the performed region, and the maximum value C Mo (max) of the Mo intensity is obtained.
  • the average value C Mo (ave) was determined.
  • the segregation degree was defined as the ratio C Mo (max) / C Mo (ave) between the maximum value and the average value of the strength.
  • the test pieces were collected from portions corresponding to the bottom side of the ingot-making material or continuous casting material of the steel pieces after forging, respectively.
  • the rolling fatigue life characteristics are preferably evaluated by actually using forging, cutting, quenching / tempering, and actually using it, but this requires a long time for evaluation. Therefore, the rolling fatigue life characteristics were evaluated by a thrust type rolling contact fatigue tester.
  • Billet after forging (T 1/2, T 2 /4) section (T 1 T 2 is the length of the side of the square forged steel pieces, see FIG. 7) from the cut out a disc of 60 mm ⁇ 5.3 mm , Kept at 950 ° C for 20 minutes, quenched with oil at 25 ° C, then tempered at 170 ° C and held for 1.5 hours, and flat polished on a 60mm ⁇ ⁇ 5mm disc The test surface was finished to a mirror surface.
  • the specimen obtained in this way is made so that the steel ball rolls on a circumference of about 38 mm in diameter using a thrust rolling fatigue tester, and a Hertzian contact stress of 5.8 GPa is applied. And subjected to a rolling fatigue test.
  • the test pieces were collected from portions corresponding to the bottom side of the ingot-making material or continuous casting material of the steel pieces after forging, respectively.
  • the number of times of stress load until peeling occurred on the test piece was obtained for 10 to 15 test pieces, and the cumulative failure probability and stress load were measured using Weibull probability paper. after organizing in relation to the number, the cumulative failure probability of 10% (hereinafter, referred to as B 10 life) were determined.
  • the B 10 life criteria steel when improved (A-1 SUJ2 equivalent steel) 10% or more with respect to the rolling fatigue life characteristics is determined to have increased.
  • [Machinability] It is preferable to evaluate the machinability by actually forging, cutting, quenching / tempering, and further performing finish cutting, but this requires a long time for evaluation. Therefore, the machinability was evaluated as follows by a peripheral turning test. Billet after forging (T 1/2, T 2 /4) section (T 1 T 2 is the length of the side of the square forged steel pieces, see FIG. 9) from the cut out round bar 60 mm ⁇ 270 mm , Kept at 950 ° C. for 20 minutes and then quenched with oil at 25 ° C.
  • the test pieces thus obtained were evaluated for machinability using a peripheral turning tester.
  • the peripheral turning test was performed using a carbide (P10) cutting tool, without a lubricant, at a cutting speed of 120 mm / min, a feed rate of 0.2 m / rev, and a cutting depth of 1.0 mm, resulting in a flank wear of the tool of 0.2 mm.
  • the time to become was investigated as the tool life.
  • tool life tool life / tool life for SUJ2 equivalent steel
  • Table 7 shows the results of the presence / absence of eutectic carbide, the degree of segregation, and the rolling fatigue life characteristic test.
  • Steels No. 2 to 6, No. 9 to 14 and No. 19 to 24 satisfying the component composition, Ec value and segregation degree C Mo (max) / C Mo (ave) according to the present invention are co-incorporated in the steel. It can be seen that there is no crystal carbide, the segregation degree is also controlled within the scope of the present invention, and it has good rolling fatigue life characteristics.
  • the steels of No. 7 and No. 8 whose manufacturing conditions do not satisfy the range of the present invention have a high degree of segregation and a rolling fatigue resistance life.
  • test piece collection position is the same as that of Example 1 described above for the steel piece having a square cross section.
  • the microstructural observation sample has a cross-section in the stretching direction from the D / 4 part and D / 2 part of the round-forged steel slab (D is the diameter of the steel slab: see FIG. 4).
  • the specimen for the thrust rolling fatigue test is taken from D / 4 part of the steel piece (D is the diameter of the steel piece: see FIG. 8), and the test piece for the machinability investigation is the steel piece.
  • D / 4 parts D is the diameter of a round-forged steel slab: see FIG. 10).
  • Table 10 shows the results of the presence / absence of eutectic carbide, the degree of segregation, and the rolling fatigue life characteristic test.
  • the steel of ⁇ 18 has no eutectic carbide in the steel
  • the segregation degree is also controlled within the range of the present invention, and has good rolling fatigue life characteristics.
  • the steels of D-3, D-7, and D-12 whose Ec values do not satisfy the range of the present invention have eutectic carbides in the steel.
  • bearing steel having excellent rolling fatigue life characteristics can be manufactured at a low cost by the ingot-making method, and it is possible to provide an industrially very valuable bearing steel.

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Abstract

　Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.025質量％以下、Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、Ｏ：0.0015質量％以下およびＮ：0.0030質量％以上0.015質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦0.25並びにMoの偏析度が2.8以下を満足する、成分組成とする。

Description

転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法
　本発明は、自動車、風力発電（wind power）、輸送機械、電気機械および精密機械や、その他一般産業機械などに用いられる軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命（rolling contact fatigue life）特性を有する軸受鋼（bearing steel）とその製造方法に関するものである。
　この種の軸受鋼としては、高炭素クロム鋼（high carbon chromium steel：JIS　Ｇ4805規格　ＳＵＪ２）が多く利用されている。一般に、軸受鋼は、転動疲労寿命特性に優れることが重要な性質の一つであるが、この転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物あるいは共晶炭化物（eutectic carbide）によって低下するものと考えられている。
　最近の研究では、転動疲労寿命の低下に及ぼす影響として、鋼中の非金属介在物の影響が最も大きいと考えられており、鋼中酸素量の低減を通じて非金属介在物の量および大きさを制御することによって、軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。
　例えば、特許文献１および２などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成、形状あるいは分布状態をコントロールする技術であるが、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいという問題がある。
　さらに、特許文献３では、炭素の中心偏析率並びに鋼中の酸素量および硫黄含有量を制御することによって、転動疲労寿命特性を向上させようとする技術であるが、前述したように、酸素含有量を更に減少させ、更なる非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するためには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことが問題になる。
　そこで、鋼中の非金属介在物の低減のみならず、鋼中の共晶炭化物を低減することについても注目されてきている。例えば、高炭素クロム鋼は、0.95質量％以上のＣを含有し非常に硬質であり、鋼の耐摩耗性は良好ではあるものの、鋳片中心部に発生する偏析（以下、中心偏析と略す）の程度が高くなり、さらには鋳片中に巨大な共晶炭化物が生成するため、転動疲労寿命を低下させる問題があった。そのため、鋳片中央部を打ち抜いて廃材とするか、長時間の拡散処理（diffusion treatment：以下、ソーキングsoakingと略す）を実施し、これらを十分に消散させてから用いられている。
　このような偏析の問題に関して、特許文献４には、Ｃ：0.6～1.2質量％など特定の成分組成を有し、線状または棒状圧延材における軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸心を含み該軸心線から片側に夫々Ｄ/８（Ｄ：該縦断面の幅）以内の中心領域に現れる、厚さ２μｍ以上の炭化物の総断面積を、前記縦断面積に対して0.3％以下とする方法が開示されている。さらに、同文献には、転動疲労寿命特性に及ぼす巨大炭化物量の影響が定量的に明らかにされ、転動疲労寿命を低下させる巨大共晶炭化物が鋼中に残存することを示している。
　特許文献５では、Ｃ：0.50～1.50質量％およびSb：0.0010～0.0150質量％などの特定の成分組成を有し、脱炭層の形成が少なく、熱処理生産性に優れた軸受鋼が開示されている。同文献では、Sbを添加することで、鋼の脱炭層の形成が少なく、熱処理後の切削あるいは研削工程の省略による熱処理生産性の向上を目的としているが、Sｂは人体に対して強い毒性の疑いがあるため、その適用には慎重さが求められる。また、Sbを添加すると中心偏析部にSbが濃化し、中心偏析を悪化させる。Sbが濃化した部分では、局所的な硬化を生じるため、母材との硬度差が生じ、転動疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命の低下をもたらす可能性がある。
　ここで、高炭素クロム軸受鋼の鋳造時に生じる中心偏析および該中心偏析部に生じる巨大共晶炭化物を消散するため、例えば、特許文献６には、鋳造材を一旦圧延してビレットにし、このビレットをソーキングする方法が開示されている。
　しかしながら、ソーキング中の鋼中温度は不均一であるため、部分的にソーキング温度が固相線を超える温度になった場合、再び部分的に溶解が始まり、共晶反応を起こして更なる巨大共晶炭化物が生成するという問題点もあった。
　そのため、軸受の用途によっては、上述した高炭素クロム鋼ではなく、低炭素合金鋼を使用する場合がある。例えば、肌焼き鋼は、高炭素クロム鋼に次いで多く利用されている。しかし、肌焼き鋼は、Ｃ量を0.23質量％以下とし、必要な焼入れ性と機械的強度を得るために適量のMn、Cr、MoおよびNiなどが添加され、疲労強度向上の観点から、浸炭または浸炭窒化処理により表面を硬化させている
　例えば、特許文献７には、Ｃ：0.10～0.35％などの、特定の化学組成を有し、Ｑ＝34140－605［％Si］＋183［％Mn］＋136［％Cr］＋122［％Mo］で定義される、鋼中の炭素拡散の活性化エネルギーを34000kcal以下とすることにより、短時間で浸炭可能な肌焼鋼が開示されている。
　同様に、特許文献８には、Ｃ：0.1～0.45％などの、特定の化学組成を有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上、表面の炭素含有量が0.9～1.5％であり、表面の残留オーステナイト量が25～40％である転動疲労特性に優れた浸炭材に関する技術が開示されている。
　しかしながら、上述した浸炭あるいは浸炭窒化を行うことによって、転動疲労寿命特性が向上するものの、製造コストの上昇を招いたり、歪や寸法変化が大きくて歩留まりが低下するため、製品コストの上昇を招くことが問題であった。
　また、軸受鋼の用途によっては大断面（large section）化が必要になるため、浸炭あるいは浸炭窒化を行う設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことも問題となる。
特開平１－３０６５４２号公報 特開平３－１２６８３９号公報 特開平７－１２７６４３号公報 特許第３００７８３４号公報 特開平５－２７１８６６号公報 特開平３－７５３１２号公報 特許第４０６６９０３号公報 特許第４０５０８２９号公報
　さて、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械は年々大型化しており、これらに用いる軸受鋼の更なる大断面化が急務となっていた。この軸受鋼の大断面化には、従来、連続鋳造（continuous casting）で製造されていた素材を造塊法（ingot casting）にて製造することによって、小断面から大断面まで対応することが可能となるが、この造塊法で製造された鋼(以下、造塊材と言う）では、Ｖ偏析（V-segregation）部や逆Ｖ偏析（inverse V-segregation）部のような偏析部に巨大な共晶炭化物が生成することが、特に問題となる。なぜなら、造塊材は、連続鋳造材の場合と比較して偏析度合いが高く、従って、巨大な共晶炭化物の生成頻度も高くなるため、共晶炭化物の生成を抑制することが重要になる。
　そこで、本発明は、連続鋳造材の場合は勿論、特に造塊材による軸受鋼にあっても、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。
　発明者らは、前記課題を解決する手段について鋭意究明したところ、従来の軸受鋼に対して、Ｃ、Si、Mn、CrおよびAlの添加量を特定の範囲に限定するとともに、新たに共晶炭化物生成指数（eutectic carbide formation index）および偏析度を導入し、その値をも特定の範囲に限定するのが有利であることを知見した。すなわち、これらの限定によって、特に造塊材で問題となっていたＶ偏析部や逆Ｖ偏析部での巨大な共晶炭化物の生成を回避することができ、転動寿命特性に優れた軸受鋼を提供可能であることを新規に知見した。
　すなわち、発明者らは、Ｃ、Si、Mn、Cr、AlおよびMo量を変化させ、かつ後述の（１）式で表される共晶炭化物生成指数Ｅｃ並びに、ＣMo(max)／ＣMo(ave)で定義されるMoの偏析度（degree of Mo segregation：ＣMo(max)はMoの強度値の最大値、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値）を変化させた軸受鋼を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびＥｃ値および偏析度が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
　Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
　Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
　Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
　Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
　Ｐ：0.025質量％以下、
　Ｓ：0.025質量％以下、
　Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
　Ｏ：0.0015質量％以下および
　Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
　０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受鋼。
　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｅｃ＝（－0.07×［％Si］－0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］－0.36×［％Al］＋0.79）－［％Ｃ］　…（１）
　　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
　ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8　…（２）
　　但し、ＣMo(max)はMoの強度値(intensity value)の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値。なお、各強度値は、実施例1に示すように、元素マッピング(elemental mapping)の可能な分析装置により、鋼断面をライン分析することで得られる値である。
２．上記成分組成に加えて、さらに、
　Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
　Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記１に記載の軸受鋼。　
３．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
　Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
　Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
　Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
　Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の軸受鋼。
４．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１から３のいずれかに記載の軸受鋼。
５．前記１から４のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱することを特徴とする軸受鋼の製造方法。
６．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
　Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
　Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
　Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
　Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
　Ｐ：0.025質量％以下、
　Ｓ：0.025質量％以下、
　Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
　Ｏ：0.0015質量％以下および
　Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
　０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受用造塊材。
　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｅｃ＝（－0.07×［％Si］－0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］－0.36×［％Al］＋0.79）－［％Ｃ］　…（１）
　　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
　ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8　…（２）
　　但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
７．上記成分組成に加えて、さらに、
　Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
　Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記６に記載の軸受用造塊材。
８．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
　Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
　Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
　Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
　Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記６または７に記載の軸受用造塊材。
９．上記成分組成に加えて、さらに、
　Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記６から８のいずれかに記載の軸受用造塊材。
１０．前記６から９のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱することを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。
　本発明によれば、従来の軸受鋼に比べて遥かに優れた耐転動疲労寿命特性を有する軸受鋼を、安定して製造することが可能である。特に、造塊材の適用が許容されることから、小断面から大断面の軸受鋼の製造を実現することができ、風力発電機や輸送機械、その他一般産業機械の大型化にも寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
転動疲労寿命の評価結果をＥｃ値との関係として整理したグラフである。 転動疲労寿命の評価結果を偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）との関係として整理したグラフである。 角鍛造（square forging）後の鋼片からミクロ組織（microstructure）観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 丸鍛造（circular forging）後の鋼片からミクロ組織観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 ＥＰＭＡでの被検面積を示す図である。 ＥＰＭＡにおいてライン分析を実施する位置を示す図である。 角鍛造後の鋼片から転動疲労寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 丸鍛造後の鋼片から転動疲労寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 角鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 丸鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
　次に、本発明の軸受鋼について詳細に説明する。
　まず、本発明の軸受鋼における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下
　Ｃは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では0.56質量％以上含有させる。一方、0.70質量％を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.56質量％以上0.70質量％以下とする。
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満
　Siは、脱酸剤として、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.15質量％以上添加する。しかし、0.50質量％以上の添加は、鋼の被削性(machinability by cutting)や鍛造性を劣化させる。また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Siの上限は0.50質量％未満とする。
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下
　Mnは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.60質量％以上添加する。しかし、1.50質量％を超える添加は、被削性を低下させる。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Mnの上限は1.50質量％とする。
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下
　Crは、Mnと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.50質量％以上添加する。しかし、1.10質量％を超える添加は、被削性を低下させるため、Crの上限は1.10質量％とする。
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下
　Moは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、0.05質量％以上添加する。しかし、0.5質量％を超える添加は、Ｖ偏析、逆Ｖ偏析あるいは中心偏析部にMoの濃化層を形成し、Moの偏析度を悪化させ、鋼材の耐転動疲労寿命特性の低下をまねくため、Moの上限は0.5質量％とする。
Ｐ：0.025質量％以下
　Ｐは、鋼の母材靭性、転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。特に、Ｐの含有量が0.025質量％を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。よって、Ｐは0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＰ含有量を０％とすることは困難であり、0.002質量％以上含有されることが多い。
Ｓ：0.025質量％以下
　Ｓは、非金属介在物であるMnSとして鋼中に存在する。軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、MnSが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＳ含有量を０％とすることは困難であり、0.0001質量％以上含有されることが多い。
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下
　Alは、脱酸剤として、また、窒化物として生成させオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるために添加される元素であり、0.005質量％以上添加する必要がある。しかし、0.500質量％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Al含有量の上限は0.500質量％とする。好ましくは、0.450質量％以下である。
Ｏ：0.0015質量％以下
　Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。従って、Ｏは可能な限り低い方が良く、0.0015質量％以下とする。なお、工業的にはＯ含有量を０％とすることは困難であり、0.0003質量％以上含有されることが多い。
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
　Ｎは、Alと結合して窒化物系非金属介在物を形成し、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、0.0030質量％以上添加する。しかし、0.015質量％を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。また、鋼中で窒化物として生成しないＮ（フリーＮ）が多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、Ｎ含有量の上限は0.015質量％とする。好ましくは、0.010質量％以下とする。
共晶炭化物生成指数Ｅｃ：０＜Ｅｃ≦0.25
　発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査し、その結果に関してパラメータ（主影響元素）の選択を種々に変更して回帰計算を行ったところ、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の（１）式により定義される共晶炭化物指数Ｅｃ値が０＜Ｅｃ≦0.25を満足することが必要であるという知見を得た。
　Ｅｃ＝（－0.07×［％Si］－0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］－0.36×［％Al］＋0.79）－［％Ｃ］　…（１）
　　但し、[　]は括弧内の各成分の含有量（質量％） 
　さらに、発明者らは、表１に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性の調査は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。
　なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにＥｃ値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を550mm角断面（square section）に鍛造し、1270℃で48時間の均熱処理を実施した。鍛造後の鋼片から、図３に示すように共晶炭化物生成有無観察およびＥＰＭＡマッピング(electron probe microanalyzer (EPMA) mapping analysis)用の試験片を、図７に示すように転動疲労試験片を、それぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）および転動疲労寿命特性をそれぞれ調査した。
　ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。さらに、鍛造後の鋼片から、図９に示すように、被削性評価用サンプルを採取し、後述する試験法で被削性の調査を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　転動疲労寿命の評価結果を表２に、この評価結果とＥｃ値との関係として整理したものを図１に、それぞれ示す。同図に示すように、Ｅｃ値が０以下の領域では、鋼中に巨大な共晶炭化物が生成しており、Ｅｃ値をこの領域で増加させても転動疲労寿命は基準材の水準からほとんど改善されていない。しかし、Ｅｃ値が０を超えると共晶炭化物が生成されなくなり、転動疲労寿命の急激な改善が見られる。ただし、Ｅｃ値が0.25超になると、却って添加するＣ量が少なくなるため、焼入れ後の鋼の強度が確保できなくなり、転動疲労寿命が低下した。
　以上のことから、Ｅｃ値を０＜Ｅｃ≦0.25とすることによって、鋼中に共晶炭化物が生成することが無くなり、従って、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。また、Ｅｃ値が本発明の範囲内であっても、Ｃ量が本発明の範囲外であるＡ－８、およびＭｎ量が本発明の範囲外であるＡ－１０は、鋼の強度が低下したため、転動疲労寿命が低下した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比（各鋼No.の工具寿命／鋼No.Ａ－１の工具寿命）を求めることで行ったが、Ｅｃ値及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ここで、上記のようにＥｃ値を規制して共晶炭化物のない鋼に調整したのは、上述したように、共晶炭化物が鋼中に生成すると、共晶炭化物を起点として転動疲労が発生するため、耐転動疲労寿命特性の低下を招くためである。
偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）≦2.8
　さらに、発明者らは、表３に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。ここで、転動疲労寿命特性に及ぼす偏析度の影響を調査するため、Ｅｃ値および共晶炭化物の有無、製造条件は同じにして、Mo量を変化することで偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）を変化させた。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を800mm角断面に鍛造し、1270℃で48時間の均熱処理を実施した。その後、650mmの角断面に鍛造した。この鍛造後の鋼片から、図３に示すように共晶炭化物生成有無観察およびＥＰＭＡマッピング用の試験片、ならびに図７に示すように転動疲労試験片、図９に示すように被削性評価用試験片をそれぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性をそれぞれ調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　偏析度並びに転動疲労寿命の評価結果を表４に、この評価結果と偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）との関係として整理したものを図２に、それぞれ示す。同図に示すように、偏析度が2.8以下になると、転動疲労寿命が向上した。一方、偏析度が2.8超となると、偏析度が悪くなるため、転動疲労寿命が低下した。以上のことから、偏析度を2.8以下とすることによって、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。なお、偏析度の下限は、1.0であることが好ましい。この調査ではMo量により偏析度を変化させたが、本発明範囲の組成を用いて製造条件によりMoの偏析度を変化させた場合にも、偏析度2.8以下の場合に転動疲労寿命の改善が顕著であることを確認した。
　ここで、転動疲労寿命に悪影響を及ぼす偏析が生じる元素として、Mo以外ではCr，Ｐ，Ｓが挙げられる。これらも偏析度を2.8以下とする必要があるが、これら元素はMoに比べて拡散速度が大きい。そのため、Moの偏析度を2.8以下とすれば、これら元素の偏析度は2.8よりも小さい値となる。したがってMoの偏析度のみに注目しこの値を特定した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比を求めることで行ったが、偏析度及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　なお、本発明では、造塊法によって製造した造塊材であっても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能であるから、造塊法によって製造される造塊材に適用すると特に効果がある。そして、素材を造塊材とすることで、小断面から大断面までの軸受け製品に対応することが可能となるという、効果もある。
　さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分（Ａ～Ｃ群の少なくともいずれか）を適宜添加することが可能である。
Ａ群
　Cu：0.005～0.5質量％およびNi：0.005～1.00質量％のうちから選ばれる１種または２種
　CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上添加することが好ましい。しかし、Cuは0.5質量％、Niは1.00質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、CuおよびNiは上記値を上限として添加することが好ましい。
Ｂ群
　同様に、本発明の軸受鋼では、強度を高めたり、鋼の転動疲労寿命特性を向上させたりするため、上記成分に加えてさらに、以下の成分を添加することができる。
Ｗ：0.001～0.5質量％、Nb：0.001～0.1質量％、Ti：0.001～0.1質量％、Zr：0.001～0.1質量％およびＶ：0.002～0.5質量％のうちの１種または２種以上
　Ｗ、Nb、Ti、ZrおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して（具体的には、Ｗ、Nb、Ti、Zr、Ｖ、Ｗ＋Nb、Ｗ＋Ti、Ｗ＋Zr、Ｗ＋Ｖ、Nb＋Ti、Nb＋Zr、Nb＋Ｖ、Ti＋Zr、Ti＋Ｖ、Zr＋Ｖ、Ｗ＋Nb＋Ti、Ｗ＋Nb＋Zr、Ｗ＋Nb＋Ｖ、Ｗ＋Ti＋Zr、Ｗ＋Ti＋Ｖ、Ｗ＋Zr＋Ｖ、Nb＋Ti＋Zr、Nb＋Ti＋Ｖ、Nb＋Zr＋Ｖ、Ti＋Zr＋Ｖ、Ｗ＋Nb＋Ti＋Zr、Ｗ＋Nb＋Ti＋Ｖ、Ｗ＋Nb＋Zr＋Ｖ、Ｗ＋Ti＋Zr＋Ｖ、Nb＋Ti＋Zr＋ＶおよびＷ＋Nb＋Ti＋Zr＋Ｖの何れかを選択して）添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、Nb、TiおよびZrは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、ＷおよびＶは0.5質量％、Nb、Ti、Zrは0.1質量％、を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。
Ｃ群
Ｂ：0.0002～0.005質量％
　Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、加工性が劣化するため、Ｂは0.0002～0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
　本発明の軸受鋼においては、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sn、Sb、As、Ca等が例示されるが、これに限定されるものではない。
　次に、本発明の軸受鋼を製造する条件について説明する。
　上記の成分組成を有する鋼は、真空溶解炉または転炉、さらには脱ガス工程などの公知の精錬法にて溶製し、次いで、造塊法あるいは連続鋳造法によって鋳片とされる。本発明では、特に共晶炭化物の析出し易い造塊法によって鋳片とする場合においても、共晶炭化物の生成を防止できるので、大型の鋳片を製造可能な造塊材に適用することも可能である。鋳片は、さらに圧延、鍛造等の成形工程を経て軸受部品(bearing parts)とされる。
　得られた鋳片の中心部にはＭｏの偏析が生じているので、上述したＭｏの偏析度を2.8以下にまで低減させるための処理を行う必要がある。この処理として、以下に示す加熱処理が必要である。
加熱温度：1150℃以上1350℃未満
　鋼の転動疲労寿命特性向上のために、中心偏析部でのＭｏの偏析度を低減する必要がある。また、造塊法にて鋳造した場合には、鋳片の中央付近には、鋳造方向の偏析（Ｖ偏析）、鋳造方向と逆方向の偏析（逆Ｖ偏析）が生じやすいが、所定条件で加熱を行うことにより、この偏析を低減させることもできる。加熱温度が1150℃未満の場合、偏析度の低減が小さく、上記効果を得ることができない。加熱温度が1350℃以上になると、偏析度が大きい部分で溶融が起こり、鋼材に割れが発生する。以上のことから加熱温度は1150℃以上1350℃未満とする。
加熱保持時間：10時間超
　前述したとおり、鋼の転動疲労寿命特性向上のためには、Ｍｏの偏析度および、Ｖ偏析、逆Ｖ偏析を低減する必要がある。偏析度の低減のためには、加熱温度を高くすることが効果的であるが限界がある。したがって、10時間超の加熱保持を行い、偏析度を低減する。加熱保持時間が10時間以下の場合、偏析度の低減が小さく、上記した効果を得ることができない。そのために、本発明では、加熱保持時間を10時間超に限定した。
　なお、加熱処理を複数回に分けて行ってもよく、この場合、各加熱処理における1150℃以上1350℃未満での保持時間の合計時間が10時間超となればよい。また、鋳片には熱間鍛造を行って所望の断面形状とされるが、上記した加熱処理は熱間鍛造を行うにあたっての鋳片の加熱段階（鍛造前加熱）で行ってもよいし、また、鍛造前加熱とは別に鋳片に加熱処理を行ってもよい。さらに、熱間鍛造後に上記の条件で加熱処理を行うようにしてもよい。
　但し、軸受用造塊材として、Ｍｏ偏析度2.8以下を満足させる場合には、造塊後の鋳片について、加熱処理を行う必要がある。
　表５に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法または連続鋳造法により表６に示すサイズの鋳片とし、表６に示す条件にて鍛造および加熱を施し、一辺の長さが650mmになる角断面の鋼片とした。この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性を、以下のように調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
［共晶炭化物の有無］
　共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/２）部（中心部）および（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図３参照）から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、３％ナイタル（nital）で腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率500倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は10mm×10mmとした。ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材あるいは連続鋳造材のボトム側に相当する部分から採取した。
［偏析度］
　偏析度は、上記した共晶炭化物生成の有無を評価した、ミクロ組織観察用サンプルを用いて、電子線マイクロアナライザ（以下、ＥＰＭＡと示す）を利用して求めた。ＥＰＭＡの測定条件は、ビーム径：30μｍφ、加速電圧：20ｋＶ、電流：４×10－７Ａにて、図５に示すように、サンプルの中央部６mm×６mmの面分析を行い、面分析を行った領域のうち、Mo強度値が高い部分(Moが偏析している部分)を含む線上にて図６に示すようにライン分析を実施し、Moの強度の最大値ＣMo(max)と平均値ＣMo(ave)とを求めた。また、その強度の最大値と平均値との比ＣMo(max)／ＣMo(ave)をもって、偏析度と定義した。ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材あるいは連続鋳造材のボトム側に相当する部分から採取した。
［耐転動疲労寿命特性］
　転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機（thrust type rolling contact fatigue machine）により評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図７参照）より、60mmφ×5.3mmの円盤を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行い、その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行い、60mmφ×５mmの円盤に平面研磨（flat polish）を行い試験面を鏡面に仕上げた。かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約38mmの円周上を鋼球が転がるようにし、5.8GPaのヘルツ最大接触応力（maximum Hertzian contact stress）がかかるようにして転動疲労試験に供した。ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材あるいは連続鋳造材のボトム側に相当する部分から採取した。
　その評価は、試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を10枚～15枚の試験片に対して求め、ワイブル紙（Weibull probability paper）を用いて累積破損確率（cumulative probability）と応力負荷回数との関係で整理した後、累積破損確率10％(以下、Ｂ10寿命と示す)を求めた。このＢ10寿命が基準鋼（A－1：SUJ2相当鋼）に対して１０％以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。
［被削性］
被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、さらに仕上切削を施して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を要する。そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図９参照）より、60mmΦ×270mmの丸棒を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行った。その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行った。かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。外周旋削試験は、超硬（Ｐ10）の切削工具を用いて、潤滑剤なしで切削速度120mm/min、送り速度0.2m/rev、切り込み1.0mmで行い、工具の逃げ面摩耗量が0.2mmになるまでの時間を工具寿命として調査した。それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼（Ａ－１：SUJ2相当鋼）についての工具寿命の値で除すことで、寿命の低下度合（工具寿命＝工具寿命/SUJ2相当鋼の工具寿命）を評価した。この工具寿命が基準鋼に対して15％以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。
　表７に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ｅｃ値および偏析度ＣMo(max)／ＣMo(ave)を満たす、No.２～６、No.９～１４およびNo.１９～２４の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、製造条件が本発明の範囲を満足しないNo.７およびNo.８の鋼は、偏析度が大きくなり、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないNo.１５～１８の鋼は、製造条件が本発明の範囲内であっても、偏析度低減が小さく、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表８に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法によりインゴットとし、このインゴットを、表９に示す条件にて造塊材を製造し、得られた造塊材を、1270℃に加熱して15時間保持後、鍛造を実施し、一辺の長さが450～750mmになる角断面の鋼片あるいは、直径が450～800ｍｍになる丸断面の鋼片とした。次いで、鍛造後の鋼片を1270℃に加熱して20時間保持する熱処理を施した。
　この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性、および、被削性を、上述の実施例１と同様に調査した。なお、試験片採取位置は、角断面の鋼片については上述した実施例１と同じである。丸断面の鋼片については、ミクロ組織観察用サンプルは、丸鍛造した鋼片のＤ／４部およびＤ／２部（Ｄは鋼片の直径：図４参照）から延伸方向断面が観察面となるように採取し、スラスト転動疲労試験の試験片は、鋼片のＤ／４部（Ｄは鋼片の直径：図８参照）より採取し、被削性調査用の試験片は鋼片のＤ／４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図１０参照）より採取した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表１０に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ｅｃ値および偏析度ＣMo(max)／ＣMo(ave)を満たす、Ｄ－１、Ｄ－２、Ｄ－４～Ｄ－６、Ｄ－８およびＤ－１４～Ｄ－１８の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、Ｅｃ値が本発明の範囲を満足しないＤ－３、Ｄ－７、Ｄ－１２の鋼は、鋼中に共晶炭化物が存在し、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないＤ－９～Ｄ－１１、Ｄ－１３およびＤ－１９～Ｄ－２４の鋼は、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。Ｅｃ値は本発明の範囲であるが、Ｃｒ量が本発明の範囲外であるＤ－２０の鋼は、被削性が低下していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　本発明によれば、造塊法により転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼を安価に製造することができ、産業上非常に価値の高い軸受鋼を提供できる。

Claims (10)

  1. 　Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
    　Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
    　Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
    　Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
    　Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
    　Ｐ：0.025質量％以下、
    　Ｓ：0.025質量％以下、
    　Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
    　Ｏ：0.0015質量％以下および
    　Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
    　０＜Ｅｃ≦0.25
    を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受鋼。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｅｃ＝（－0.07×［％Si］－0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］－0.36×［％Al］＋0.79）－［％Ｃ］　…（１）
    　　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
    　ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8　…（２）
    　　但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値 
  2. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
    　Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
    のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の軸受鋼。 
  3. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
    　Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
    　Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
    　Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
    　Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の軸受鋼。
  4. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
    を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の軸受鋼。
  5. 　請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱することを特徴とする軸受鋼の製造方法。
  6. 　Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
    　Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
    　Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
    　Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
    　Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
    　Ｐ：0.025質量％以下、
    　Ｓ：0.025質量％以下、
    　Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
    　Ｏ：0.0015質量％以下および
    　Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
    　０＜Ｅｃ≦0.25
    を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受用造塊材。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｅｃ＝（－0.07×［％Si］－0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］－0.36×［％Al］＋0.79）－［％Ｃ］　…（１）
    　　但し、［　］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
    　ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8　…（２）
    　　但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
  7. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
    　Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
    のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項６に記載の軸受用造塊材。
  8. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
    　Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
    　Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
    　Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
    　Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の軸受用造塊材。
  9. 　上記成分組成に加えて、さらに、
    　Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
    を含有することを特徴とする請求項６から８のいずれかに記載の軸受用造塊材。
  10. 　請求項６から９のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱することを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。
     
     
     
     
     
     
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