JP3243322B2 - 繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ころ軸受あるいは玉軸
受といった転がり軸受の要素部材として用いられる軸受
鋼に関し、とくに多量のNiを添加することによって、繰
り返し応力負荷によって転動接触面下に発生するミクロ
組織変化（劣化）に対する遅延特性を改善してなる軸受
鋼について提案する。

【０００２】

【従来の技術】自動車ならびに産業機械等で用いられる
ころがり軸受としては、従来、高炭素クロム軸受鋼(JI
S：SUJ 2)が最も多く使用されている。一般に軸受鋼と
いうのは、転動疲労寿命の長いことが重要な性質の１つ
であるが、この転動疲労寿命に与える要因としては、鋼
中の硬質な非金属介在物の影響が大きいと考えられてい
た。そのため、最近の研究の主流は、鋼中酸素量の低減
を通じて非金属介在物の量, 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。

【０００３】例えば、軸受の転動疲労寿命の一層の向上
を目指して開発されたものとしては、特開平１−306542
号公報や特開平３−126839号公報などの提案があり、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。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、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
の設置あるいは従来設備の大幅な改良が必要であり、経
済的な負担が大きいという問題があった。また、本発明
者らが行った最近の研究成果を整理したところによれ
ば、転動寿命を決めている要因としては、従来から一般
に論じられてきた現象；すなわち、熱処理時に生じる
“脱炭層”（低Ｃ濃度領域）や上述した“非金属介在
物”の存在以外の要因もあるということが判った。とい
うのは、従来技術の下で単に脱炭層や非金属介在物を減
少させても、軸受転動疲労寿命、特に、高負荷あるいは
高温といった過酷な条件下での軸受寿命の向上には大き
な効果が得られないということを多く経験したからであ
る。このことから、特有の軸受寿命を律する他の要因の
存在を確信したのである。

【０００５】そこで、本発明者らは、転がり軸受の剥離
の発生原因について調査を行った。その結果、軸受の内
・外輪と転動体との回転接触時に発生する繰り返し剪断
応力により、転動接触面下層部分（表層部）に、図１
(a) に示すような、帯状の白色生成物と棒状の析出物か
らなるミクロ組織変化層が発生し、これが転動回数を増
すにつれて次第に成長し、終いにはこのミクロ組織変化
部から、図１(b) に示すような疲労剥離が生じて軸受寿
命につながることがわかった。さらに軸受使用環境の過
酷化すなわち, 高面圧化（小型化）, 使用温度の上昇
は、これらミクロ組織変化が発生するまでの時間を縮
め、著しい軸受寿命の低下を招くことになるということ
をつきとめた。すなわち、苛酷な状況下での軸受寿命
は、従来技術のような、単に脱炭層や非金属介在物を制
御するだけでは不十分である。例えば、単に非金属介在
物を低減させただけでは、上述した転動接触面下で発生
するミクロ組織変化が発生するまでの時間を遅延させる
ことはできない。その結果として、軸受寿命の今まで以
上の向上は図り得ないということを知見したのである。

【０００６】そこで、本発明の目的は、過酷な使用条件
の下での軸受使用中に生成が予想されるミクロ組織変化
を遅延させることができ、ひいては軸受寿命の著しい向
上をもたらす軸受鋼を提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】さて、本発明者らは、上
述した知見に基づき軸受寿命として新たに“ミクロ組織
変化遅延特性”というものに着目し、それの向上を図る
には、当然そのための新たな合金設計（成分組成）が必
要であり、このことの実現なくして軸受のより一層の寿
命向上は図れないという認識に立って、さらに種々の実
験と検討とを行った。その結果、意外にもNiを多量に添
加すれば、繰り返し応力負荷による転動接触面下に生成
する上述したミクロ組織変化を著しく遅延でき、ひいて
は軸受寿命を著しく向上させることができることを見い
出し、本発明軸受鋼を開発した。

【０００８】すなわち、本発明軸受鋼は、以下の如き要
旨構成を有するものである。 (1)Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、 残部がＦe および不可避的不純物からなる、繰り返し応
力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼
（第１発明）。 (2)Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Cr：0.05〜1.0 wt％未満, Mo：0.05〜0.5 wt％, Cu：0.05〜1.0 wt％, Ｂ：0.0005〜0.01wt％, Al：0.005 〜0.07wt％及びＮ：0.0005〜0.012 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼
（第２発明）。 (3)Ｃ：0.5〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Ｎ：0.012 超〜0.050 wt％, Zr：0.02〜0.5 wt％, Ta：0.02〜0.5 wt％, Hf：0.02〜0.5 wt％及び Co：0.05〜1.5 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼
（第３発明）。 (4) Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Cr：0.05〜1.0 wt％未満, Mo：0.05〜0.5 wt％, Cu：0.05〜1.0 wt％, Ｂ：0.0005〜0.01wt％, Al：0.005 〜0.07wt％及びＮ：0.0005〜0.012 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
み、さらにまた、 Ｎ：0.012 超〜0.050 wt％, Zr：0.02〜0.5 wt％, Ta：0.02〜0.5 wt％, Hf：0.02〜0.5 wt％及び Co：0.05〜1.5 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼
（第４発明）。

【０００９】

【作用】以下に、上記合金設計になる本発明軸受鋼に想
到した背景につき、本発明者らが行った実験結果に基づ
いて説明する。まず、実験に当たり、 SUJ 2 ( Ｃ：1.02wt％, Si：0.25wt％, Mn：0.45wt
％, Cr：1.35wt％, Ｎ：0.0040wt％, Ｏ：0.0012wt％)
と、Niを添加した２種の材料 (Ｃ：1.00wt％, , Si：1.05wt％, Mn：0.71wt％,
Cr：1.30wt％, Ni：1.2wt％, Ｏ：0.0008wt％, Ｎ：0.0
046wt％) (Ｃ：1.00wt％, , Si：1.02wt％, Mn：0.65wt％,
Cr：1.31wt％, Ni：2.5wt％, Ｏ：0.0007wt％, Ｎ：0.0
048wt％) についての供試鋼材を作製した。ついで、これらの供試
材を焼ならし、球状化焼ならし、焼入れ焼もどしの各処
理を施したのち、それぞれの供試材から12mmφ×22mmの
円筒型の試験片を作製した。

【００１０】次に、これらの試験片をラジアルタイプ型
の転動疲労寿命試験機を用い、ヘルツ最大接触応力：60
kgf/mm² , 46500 cpm の負荷条件の下で転動疲労寿命の
試験を行った。試験結果は、ワイブル分布確立紙上にプ
ロットし, 材料強度の上昇による転動疲労寿命の向上を
示す数値と見られるＢ₁₀（10％累積破損確率) と高負荷
転動時の繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化発生を
遅延させることによる転動疲労寿命の向上を示す数値と
見られるＢ₅₀（50％累積破損確率）とを求めた。

【００１１】その結果、表１に示すように、高Ni添加材
については、前記Ｂ₁₀値についての改善はそれほど大き
くないが、Ｂ₅₀値については著しく高い数値を示し、軸
受平均寿命はSUJ 2 に比べてＢ₁₀値で約３倍、Ｂ₅₀値で
約30倍もの改善を示すことが認められた。とくに、Niの
多量添加は高負荷転動中に生成するミクロ組織変化の遅
延特性に対して顕著な効果を示し、その分破損（寿命）
を遅延させることが期待できる。

【００１２】

【表１】

【００１３】図２は、上記実験結果をまとめたものであ
って、非金属介在物に起因する軸受寿命とミクロ組織変
化に起因する寿命の変化との関係を示す模式図である。
この図に明らかなように、従来のように累積破損確率10
％のＢ₁₀値で示される軸受寿命（以下、これを「Ｂ₁₀転
動疲労寿命」という）によれば、Niを多量に添加しても
その効果は期待した程には顕れない。しかし、これをＢ
₅₀値でみると、Niの多量添加の効果は極めて顕著なもの
となり、過酷な条件下, すなわちミクロ組織変化生成環
境の下での軸受寿命を意識する限り、かかるＢ₅₀に優れ
ているという評価は不可欠のものであることが判った。

【００１４】そこで、本発明においては、繰り返し応力
負荷によるミクロ組織変化遅延特性の改善を図るという
観点から、以下に説明するような成分組成の範囲を決定
した。

【００１５】Ｃ： 0.5〜1.5 wt％ Ｃは、基地に固溶してマルテンサイトの強化に有効に作
用する元素であり、焼入れ焼もどし後の強度確保と、そ
れによる転動疲労寿命を向上させるために含有させる。
その含有量が0.5 wt％未満ではこうした効果が得られな
い。一方、 1.5wt％超では非酸化性, 鍛造性が低下する
ので、 0.5〜1.5 wt％の範囲に限定した。

【００１６】Si：0.5 〜2.5 wt％ Siは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられる他、基地に
固溶して焼もどし軟化抵抗の増大により焼入れ, 焼もど
し後の強度を高めて転動疲労寿命を向上させる元素とし
て有効である。しかも、このSiは、繰り返し応力負荷の
下でのミクロ組織変化の遅延をもたらして転動疲労寿命
を向上させる効果がある。これらの効果のためには 0.5
wt％以上が必要である。ただし、2.5 wt％を超えるとそ
の効果が飽和する一方で加工性や靱性を低下させるの
で、0.5 〜2.5 wt％の範囲に限定する。

【００１７】Ｏ：0.0020wt％以下 Ｏは、硬質な非金属介在物を形成するので、たとえ他の
成分の制御によって繰り返し応力負荷によるミクロ組織
変化の遅延が得られたとしても、転動疲労寿命の低下を
招くことがあるから、可能なかぎり低いことが望まし
い。しかし、0.0020wt％以下の含有量であれば許容でき
る。

【００１８】Mn：0.5 〜2.0 wt％ Mnは、基本的には鋼の溶製時に脱酸剤として作用し、鋼
の低酸素化に有効な元素である。また、鋼の焼入れ性を
向上させることにより基地マルテンサイトの靱性や硬度
を向上させ、繰り返し応力の負荷によるミクロ組織変化
を遅延させて、転動疲労寿命の向上に有効に作用するの
で、0.5wt％以上を添加する。しかし、 2.0wt％を超える
添加では、多量の残留γが発生して強度ならびに寸法安
定性が低下すると共に被削性を害するため、 0.5〜2.0
wt％の範囲に限定する。

【００１９】Cr：0.05〜1.0wt％未満 Crは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、
強度の向上ならびに耐摩耗性を向上させ、ひいては転動
疲労寿命を向上させる成分である。この効果を得るため
には、0.05〜1.0wt％未満の添加が必要である。

【００２０】Mo：0.05〜0.5 wt％ Moは、残留炭化物の安定化により耐摩耗性を向上させる
元素である。とくに0.05〜0.5 wt％を添加すると、焼入
れ性を増大して焼入れ焼もどし後の強度向上に寄与する
と共に、安定炭化物の析出により、耐摩耗性と転動疲労
寿命とを向上させる。

【００２１】Ni： 2.00〜3.0 wt％ Niは、本発明において最も重要な役割を担っている元素
であり、とくにこのNiを2.00 wt％以上を超えて含有さ
せた場合には、高負荷転動時の繰り返し応力負荷の下で
上述したミクロ組織変化の遅延を促して、Ｂ５０転動疲
労寿命を著しく改善する。しかし、この場合でも３wt％
を超えるようなあまりに多量のNi量は、残留γを多量に
析出して強度の低下ならびに寸法安定性を害することに
なる他、コストアップになる。従って、高負荷転動時の
軸受寿命向上のためには、このNiを 2.00〜3.0 wt％の
範囲内で添加することが必要である。

【００２２】Cu：0.05〜1.0 wt％ Cuは、焼入れの増大により焼入れ焼もどし後の強度を高
め、転動疲労寿命を向上させるために添加する。この目
的のために添加するときは、0.05〜1.0 wt％の添加が必
要である。

【００２３】Ｂ：0.0005〜0.01wt％ Ｂは、焼入れ性の増大により焼入れ焼もどし後の強度を
高め、転動疲労寿命を向上させるので、0.0005wt％以上
を添加する。しかしながら、0.01wt％を超えて添加する
と加工性を劣化させるので、0.0005〜0.01wt％の範囲に
限定する。

【００２４】Al：0.005 〜0.07wt％ Alは、鋼の溶製時の脱酸剤として用いられると同時に、
鋼中Ｎと結合して結晶粒を微細化して鋼の靱性向上に寄
与する。また、焼入れ焼もどし後の強度を高めることに
よる転動疲労寿命の向上にも有効に作用する。これらの
効果は0.005 wt％未満では得られない。一方、0.07wt％
を超える添加は、上記の作用効果が飽和する。従って、
Alは 0.005〜0.07wt％の範囲に限定する。

【００２５】 Ｎ：0.0005〜0.012 wt％, 0.012 超〜0.05wt％ Ｎは、窒化物形成元素と結合して結晶粒を微細化すると
共に、基地に固溶して焼入れ焼もどし後の強度を高め、
転動疲労寿命を向上させる。この目的のためには0.0005
〜0.012 wt％の範囲内で添加する。また、このＮは、0.
012 wt％を超えて添加した場合には、繰り返し応力の負
荷によって発生するミクロ組織変化を遅らせることによ
り、この面での転動疲労寿命を向上させる。ただし、そ
の量が0.05wt％を超えると、加工性が低下するため、こ
の目的のためには0.012 超〜0.05wt％を添加する。

【００２６】Ｐ≦0.025 wt％ Ｐは、鋼の靱性ならびに転動疲労寿命を低下させること
から可能なかぎり低いことが望ましく、その許容上限は
0.025 wt％である。

【００２７】Ｓ≦0.025 wt％ Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、被削性を向上させ
る。しかし、多量に含有させると転動疲労寿命を低下さ
せることから、0.025 wt％を上限としなければならな
い。

【００２８】以上、繰り返し応力負荷によるミクロ組織
変化を遅延させることによる転動疲労寿命を改善すると
共に、強度の上昇を通じて転動疲労寿命を改善するため
の主要成分（Ni, SiおよびMnと、Cr, Mo, Cu, Ｂ, Al,
Ｎ，Ｏ）およびＣ，Ｐ，Ｓの限定理由について説明した
が、本発明ではさらに、Zr, Ta, HfおよびCoのうちから
選ばれるいずれか１種または２種以上を添加することに
より、高負荷時の転動疲労寿命を改善させるようにして
もよい。

【００２９】上記各元素の好適添加範囲と添加の目的、
上限値、下限値限定の理由につき、表２にまとめて示
す。

【表２】

【００３０】なお、本発明においては、被削性を改善す
るために、さらに、Ｓ，Se, Te, REM, Pb, Bi, Ca, Ti,
Mg,Ｐ，Sn, As等を添加しても、上述した本発明の目的
である繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化による遅
延特性を阻害することはなく、容易に被削性を改善する
ことができるので、必要に応じて添加してもよい。

【００３１】

【実施例】表３, 表４に示す成分組成の鋼を常法にて溶
製し、得られた鋼材につき1240℃で30h の拡散焼鈍の後
に65mmφの棒鋼に圧延した。次いで、焼ならし−球状化
焼なまし−焼入れ−焼もどしの順で熱処理を行い、ラッ
ピング仕上げにより12mmφ×22mmの円筒型転動疲労寿命
試験片を作製した。そして、上記各試験片について、軸
受平均寿命であるＢ₅₀転動疲労寿命の試験を行った。こ
のＢ₅₀転動疲労寿命試験は、ラジアルタイプの転動疲労
寿命試験機を用いて、ヘルツ最大接触応力：600 kgf/mm
² , 繰り返し応力数約46500 cpm の条件で行ったもので
ある。試験結果は、ワイブル分布に従うものとして確率
紙上にまとめ、鋼材No.1 (従来鋼である SUJ２) の平均
寿命 (累積破損確率：50％における、剥離発生までの総
負荷回数) を１として、その他の鋼種のものを対比して
評価した。その評価結果も、表３, 表４にそれぞれ示し
た。

【００３２】

【表３】

【００３３】

【表４】

【００３４】表３, ４に示す結果から明らかなように、
鋼中Ｃ量が本発明範囲外である鋼材No.4、鋼中Ni量が本
発明範囲外である鋼材No.5, 6 、ならびに鋼中Ｏ量が本
発明範囲外である鋼材No.7の平均寿命は、いずれも従来
鋼（鋼材No.1）に比べて低い。これに対し、本発明鋼で
ある鋼材No.10の平均寿命は、従来鋼（鋼材No.1）に比
較して約13倍も優れている。すなわち、軸受鋼へのNiの
添加がミクロ組織変化を著しく遅延し、その結果転動疲
労寿命の向上に有効に作用したことが窺える。

【００３５】なお、Si，Mn，Niに加えてさらにCr, Mo,
Cu, Ｂ, Al, ＮおよびＷ, Ｖ, Zr,Ta,Hf, Coなどの強度
上昇もしくはミクロ組織変化遅延による転動疲労寿命改
善成分のいずれか１種以上を積極的に加えた鋼の場合に
は、上記平均寿命（Ｂ５０転動疲労寿命）は、より一層
向上する傾向にある。

【００３６】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明によれば、
2.00wt％以上の高NiをSi，Mnとともに含有させた基本組
成の軸受鋼とすることにより、繰り返し応力負荷に伴う
ミクロ組織変化の遅延をもたらすことによる転動疲労寿
命の向上を達成して、高寿命の軸受用の鋼を提供するこ
とができる。従って、従来技術の下では不可欠とされて
いた、より一層の鋼中酸素量の低減あるいは鋼中に存在
する酸化物系非金属介在物の組成, 形状, ならびにその
分布状態をコントロールするために必要となる製鋼設備
の改良あるいは建設が不必要である。また、本発明にか
かる軸受鋼の開発によって、転がり軸受の小型化ならび
に軸受使用温度のより以上の上昇が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】繰り返し応力負荷の下に、発生するミクロ組織
変化の様子を示す金属組織の顕微鏡写真。

【図２】介在物に起因する軸受寿命とミクロ組織変化に
起因する軸受寿命とに及ぼすNiの影響を示す説明図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 千葉県千葉市中央区川崎町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２−30733（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−122255（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−47212（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.5 〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、 残部がＦe および不可避的不純物からなる、繰り返し応
   力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受
   鋼。
2. 【請求項２】 Ｃ： 0.5〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Cr：0.05〜1.0wt％未満, Mo：0.05〜0.5 wt％, Cu：0.05〜1.0wt％, Ｂ：0.0005〜0.01wt％, Al：0.005 〜0.07wt％及びＮ：0.0005〜0.012 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼。
3. 【請求項３】 Ｃ：0.5 〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Ｎ：0.012 超〜0.050 wt％, Zr：0.02〜0.5 wt％, Ta：0.02〜0.5 wt％, Hf：0.02〜0.5 wt％及び Co：0.05〜1.5 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼。
4. 【請求項４】 Ｃ ：0.5 〜1.5 wt％, Si：0.5 〜2.5 wt％, Mn：0.5 〜2.0 wt％, Ni：2.00〜3.0 wt％, Ｏ：0.0020wt％以下を含有し、さらに、 Cr：0.05〜1.0wt％未満, Mo：0.05〜0.5 wt％, Cu：0.05〜1.0 wt％, Ｂ：0.0005〜0.01wt％, Al：0.005 〜0.07wt％及びＮ：0.0005〜0.012 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、さらにまた、 Ｎ：0.012 超〜0.050 wt％, Zr：0.02〜0.5 wt％, Ta：0.02〜0.5 wt％, Hf：0.02〜0.5 wt％及び Co：0.05〜1.5 wt％ のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
   み、 残部がFeおよび不可避的不純物からなる、繰り返し応力
   負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受鋼。