滾動疲勞特性優(yōu)異的軸承用鋼材及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的技術課題在于，實現(xiàn)用于得到進一步提高滾動疲勞壽命的軸承零件的軸承用鋼材。一種軸承用鋼材，滿足規(guī)定的成分組成，在從球狀化滲碳體的表面到20mn為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的Si(界面Si)、Mn(界面Mn)、Cr(界面Cr)、Cu(界面Cu)、Ni(界面Ni)和Mo(界面Mo)滿足下述式（1)。9.0彡1.4X界面Si+l.8X界面Mn+5.5X界面Cu+4.2X界面Ni+4.8X界面Cr+5.5X界面Mo...(1)?
【專利說明】滾動疲勞特性優(yōu)異的軸承用鋼材及其制造方法

【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于制造汽車和各種工業(yè)機械等所使用的軸承零件的鋼材，特別是涉 及作為軸承零件使用時發(fā)揮著優(yōu)異的滾動疲勞壽命的軸承用鋼材及其制造方法。

【背景技術】
[0002] 作為軸承用鋼，一直以來，JIS G 4805(1999)所規(guī)定的SUJ2等的高碳鉻軸承鋼， 都作為在汽車和各種工業(yè)機械等種種領域被采用的軸承的材料使用。但是，軸承在接觸面 壓力非常高的滾珠軸承和滾柱軸承等的內(nèi)?外輪和滾動體等嚴酷的環(huán)境下使用，因此，因非 常細微的缺陷（夾雜物等）而容易發(fā)生疲勞破壞，為了對其加以防止，有需要頻率維護（更 換、檢修等）的問題。針對這一問題，為了提高滾動疲勞壽命，減少上述維護的次數(shù)，嘗試進 行軸承用鋼材的改善。
[0003] 歷來，上述滾動疲勞壽命的長壽命化，能夠通過減少非金屬夾雜物得到改善（例 如專利文獻1和專利文獻2)。但是，在工業(yè)上減少非金屬夾雜物到達了極限。
[0004] 因此，作為從他的觀點出發(fā)的壽命提高方法，提出了降低條紋狀的偏析（例如專 利文獻3)，抑制中心偏析部的碳化物的生成（例如專利文獻4)。另外，在專利文獻5中公 開了通過使晶粒微細化從而提高滾動疲勞壽命。
[0005] 在上述專利文獻3中，降低軋制溫度，增大鍛壓比（60以上），由此降低條紋狀偏 析引起的硬度偏差，另外，在專利文獻4中，通過增加均熱處理時間來抑制巨大碳化物的生 成，提高壽命。但是，這些方法受到軋制方法和軋制尺寸的制約，因此，不能說是工業(yè)上自由 度高的方法，也難說壽命的改善效果能夠提高到希望的水平。另外，在專利文獻5中，增加 球狀化處理時間，適用高頻淬火，由此使晶粒微細化，但球狀化處理的長時間化會使制造性 惡化，另外，由于限定于高頻淬火處理，所以也不能說是工業(yè)上自由度高的方法。
[0006] 另外，專利文獻6中，為了使加工成制品形狀時的研磨性良好，并穩(wěn)定得到良好的 滾動疲勞壽命，而限定在鋼中分散的Al系氮化合物的尺寸和密度、以及滲碳體的尺寸和面 積率。另外，專利文獻7中，提出了為了得到即使進行拉絲減面率超過大約50% (進一步為 70% )這種強拉絲加工也不會斷線的、適于強拉絲加工的軸承鋼線材，而控制制造條件，將 球狀化退火后的滲碳體的平均當量圓直徑和標準偏差限定為一定以下來抑制偏差。
[0007] 但是，這均是控制析出物的形態(tài)的技術，雖然能夠得到一定程度的改善效果，但 是，為了進一步提高滾動疲勞壽命，還需要從別的觀點出發(fā)進行研究。
[0008] 現(xiàn)有技術文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1 :日本專利第3889931號公報
[0011] 專利文獻2 :日本特開2006-63402號公報
[0012] 專利文獻3 :日本特開2009-84647號公報
[0013] 專利文獻4 :日本特開平09-165643號公報
[0014] 專利文獻5 :日本特開2007-231345號公報
[0015] 專利文獻6 :日本特開2011-111668號公報
[0016] 專利文獻7 :日本特開2007-224410號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0017] 本發(fā)明鑒于上述情況而形成，其目的在于實現(xiàn)用于得到進一步提高滾動疲勞壽命 的軸承零件的軸承用鋼材。
[0018] 【用于解決技術課題的手段】
[0019] 能夠解決上述課題的本發(fā)明的滾動疲勞特性優(yōu)異的軸承用鋼材，具有如下特征， 滿足
[0020] C :0.95?1. 10% (質量％的意思，涉及化學成分以下均同）、
[0021] Si :0? 15 ?0? 35%、
[0022] Mn :0? 2 ?0? 50%、
[0023] Cr :1. 30 ?1. 60%、
[0024] P :0? 025 % 以下（不含 0 % )、
[0025] S :0? 025 % 以下（不含 0 % )、
[0026] Ni :0? 02 ?0? 25%、
[0027] Cu :0? 02 ?0? 25%、
[0028] Mo :低于 0? 08% (含 0% )、
[0029] Al :0? 001%?0? 050%、
[0030] Ti :0? 0015% 以下（不含 0% )、
[0031] 0 :0? 001% 以下（不含 0% )、和
[0032] N :0? 020 % 以下（不含 0 % )，
[0033] 余量由鐵和不可避免的雜質構成，
[0034] 并且從球狀化滲碳體的表面到20nm為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的Si (界 面Si)、Mn (界面Mn)、Cr (界面Cr)、Cu (界面Cu)、Ni (界面Ni)和Mo (界面Mo)滿足下述 式⑴。
[0035] 9. 0 彡 I. 4X 界面 Si+1. 8X 界面 Mn+5. 5X 界面 Cu+4. 2X 界面 Ni+4. 8X 界面 Cr+5. 5X 界面 Mo. ? ? (1)
[0036] (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 化滲碳體的表面到20nm為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的3丨、]?11、(：11、附、(>、]\1〇的含 量（質量％ ))
[0037] 本發(fā)明還包括制造上述軸承用鋼材的方法，該方法使用上述成分組成的鋼材，以 依次包括下述工序的方式進行球狀化退火，
[0038] 在（Acle+30)?（Acle+50) °C的溫度區(qū)域（Tl)保持2?9hr (tl)的一次均熱處理 工序，
[0039] 在Acle?（Acle+10) °C的溫度區(qū)域（T2)保持1. 5?6hr (t2)的二次均熱處理工 序，
[0040] 在Aclb?（Aclb+10) °C的溫度區(qū)域（T3)保持1?3hr (t3)的三次均熱處理工序， 和
[0041] 從上述T3到680°C為止以平均冷卻速度10?15°C /hr進行冷卻的工序。
[0042] 【發(fā)明效果】
[0043] 根據(jù)本發(fā)明，能夠實現(xiàn)滾動疲勞壽命進一步得到提高的軸承用鋼材，在嚴酷環(huán)境 下使用由該軸承用鋼材得到的軸承時，能夠發(fā)揮優(yōu)異的滾動疲勞壽命，降低維護（更換、檢 修等）。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0044] 圖1是使用本發(fā)明的Acle和Aclb的計算中所使用的相圖。

【具體實施方式】
[0045] 軸承用鋼材在馬氏體基體中分散有球狀化滲碳體，在該球狀化滲碳體的周圍生成 脆弱的不完全淬火區(qū)域（貝氏體、珠光體）。本
【發(fā)明者】們認為在該不完全淬火區(qū)域中龜裂容 易發(fā)生、傳播，并為了軸承的長壽命化，與至今的非金屬夾雜物的降低技術不同，從抑制上 述不完全淬火區(qū)域生成是有效的這種觀點出發(fā)，對其具體手段進行了研究。
[0046] 本
【發(fā)明者】們首先在對球狀化滲碳體周圍通過FE-TEM進行線分析時，判明作為淬 火性提高元素的Cr、Mn在球狀化滲碳體中稠化，在球狀化滲碳體周圍（與球狀化滲碳體相 接的母相區(qū)域），Cr、Mn濃度匱乏。作為上述不完全淬火區(qū)域發(fā)生的原因，被認為是由于該 Cr、Mn濃度的欠乏，所以淬火變得不充分。
[0047] 因此，在對與上述球狀化滲碳體相接的母相區(qū)域中的Cr、Mn及其他元素的含量、 不完全淬火區(qū)域的生成以及滾動疲勞壽命的關系進行研究時，發(fā)現(xiàn)特別是在從球狀化滲碳 體表面起到20nm的位置為止的母相區(qū)域（以下，將該母相區(qū)域稱為"界面區(qū)域"）中，如果 容易匱乏的Cr和Mn,以及平衡分配系數(shù)低且容易在界面區(qū)域稠化的Si、Cu、Ni、Mo滿足下 述式（1)，則淬火時即使界面區(qū)域也被充分淬火，能夠實現(xiàn)滾動疲勞壽命的長壽命化。
[0048] 9. 0 彡 I. 4X 界面 Si+1. 8X 界面 Mn+5. 5X 界面 Cu+4. 2X 界面 Ni+4. 8X 界面 Cr+5. 5X 界面 Mo. ? ? (1)
[0049] (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 化滲碳體的表面起到20nm為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的 含量（質量％))
[0050] 上述式（1)中右邊（以下，稱為"界面Di值"）的系數(shù)如下而求得。即，從后述的 實施例中的表1的鋼材番號1?14的成分組成的棒鋼（外徑60mm)采集試驗片，根據(jù)JIS G 0561中規(guī)定的方法實施端淬試驗。此時，試驗片的加熱條件為920°C X30分鐘保持。接 著，對各鋼求出距顯示軸承強度所必須的洛氏（口 7^ C硬度60的位置為止的冷 媒供給側的試驗片端部的距離。而且，假定能夠根據(jù)該求出的各鋼的距離和對鋼的淬火性 產(chǎn)生很大影響的Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo這6個元素的含量能夠加算各元素的效果，通過最小 二乘法，求出各元素的系數(shù)。
[0051] 另外，對于界面Di值和滾動疲勞壽命的關系進行研究的結果發(fā)現(xiàn)，如上述式（1) 所示，如果界面Di值為9. 0以上，則能夠得到希望的滾動疲勞壽命（I. 0X IO7次以上）。在 上述界面Di值低于9. 0時，界面區(qū)域的淬火性不足，形成脆弱的不完全淬火區(qū)域，因此，在 該區(qū)域容易產(chǎn)生龜裂的形成和傳播，滾動疲勞壽命顯著降低。
[0052] 上述界面Di值優(yōu)選為9. 5以上，更優(yōu)選為10. 0以上。
[0053] 在本發(fā)明中，界面Si、界面Mn、界面Cu、界面Ni、界面Cr、界面Mo的各自的范圍沒 有特別限定，滿足上述式（1)即可。
[0054] 另外，本
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn)，為了降低界面區(qū)域中的不完全淬火區(qū)域而滿足式（1)，需 要將各淬火性提高元素（Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo)的鋼中含量限定在規(guī)定范圍，并且，進行規(guī) 定的球狀化退火處理，使球狀化滲碳體中的Cr、Mn在母相中擴散，抑制這些Mn、Cr的匱乏區(qū) 域。
[0055] 以下，對包含上述淬火性提高元素的成分組成和制造條件進行詳細說明。
[0056] 首先，對用于得到上述組織，并且確保作為軸承用鋼材必要的特性的成分組成進 行說明。
[0057] 〔C :0? 95 ?1. 10%〕
[0058] C是使淬火硬度增大，維持室溫和高溫的強度確保耐磨損性所必須的元素。因此， 需要含有C為0. 95%以上，優(yōu)選為0. 98%以上。但是，C量過多時，容易生成巨大碳化物， 對滾動疲勞特性反而有不良影響，因此，C量為1. 10 %以下。優(yōu)選為1.05 %以下。
[0059] 〔Si :0? 15 ?0? 35%〕
[0060] Si是對基體的固溶強化、回火軟化阻抗性的提高、母相的淬火性的提高和界面區(qū) 域的淬火性的提高（確保界面Si)有用的元素。為了發(fā)揮這種效果，需要含有Si為0. 15% 以上。Si量優(yōu)選為0.17%以上，更優(yōu)選為0.20%以上。但是，Si量過多時，加工性和被削 性顯著降低，因此，Si量為0. 35%以下。優(yōu)選為0. 33%以下，更優(yōu)選為0. 30%以下。
[0061] 〔Mn :0? 2 ?0? 50%〕
[0062] Mn是對基體的固溶強化、母相的淬火性的提高和界面區(qū)域的淬火性的提高（確保 界面Mn)有效的元素。另外，也是對防止S產(chǎn)生的熱脆性必要的元素。為了發(fā)揮這種效果， 需要含有Mn為0.2%以上。Mn量優(yōu)選為0.25%以上，更優(yōu)選為0.3%以上。但是，Mn量過 多時，加工性和被削性顯著降低，因此，Mn量為0. 50%以下。優(yōu)選為0. 45%以下，更優(yōu)選為 0. 40%以下。
[0063] 〔 Cr :1. 30 ?1. 60%〕
[0064] Cr與C結合形成微細的滲碳體，是對確保耐磨損性有用的元素。另外，也是對母相 的淬火性的提高和界面區(qū)域的淬火性的提高（確保界面Cr)有用的元素。為了發(fā)揮這些效 果，Cr量為1.30%以上。優(yōu)選為1.35%以上。但是,Cr過量含有時,生成粗大的滲碳體,反 而會降低滾動疲勞壽命。因此，Cr量為1.60%以下。優(yōu)選為1.55%以下，更優(yōu)選為1.50% 以下。
[0065] 〔P :0? 025% 以下（不含 0% )〕
[0066] P是作為不可避免的雜質而含有的元素，在晶界偏析而使其脆化，降低加工性、滾 動疲勞特性，因此，希望極力降低。但是，極端降低會導致煉鋼成本的增加，因此，P量為 0.025%以下。優(yōu)選為0.020%以下（更優(yōu)選為0.015%以下）。
[0067] 〔S:0.025% 以下（不含 0%)〕
[0068] S是作為不可避免的雜質而含有的元素，作為MnS析出，降低滾動疲勞壽命，因此， 希望極力降低。但是，極端降低會導致煉鋼成本的增加，因此，S量為0.025%以下。優(yōu)選為 0? 020%以下（更優(yōu)選為0? 015%以下）。
[0069] 〔Ni :0? 02 ?0? 25%〕
[0070] Ni的平衡分配系數(shù)低，作為提高界面區(qū)域的淬火性的（確保界面Ni)元素而起作 用，提高硬度，是有助于提高滾動疲勞特性的元素。另外，還有助于母相的淬火性的提高。 為了發(fā)揮這些效果，需要Ni量為0.02%以上。優(yōu)選為0.05%以上，更優(yōu)選為0.07%以上。 但是，Ni量過量時，加工性劣化。由此，Ni量為0.25%以下。優(yōu)選為0.22%以下，更優(yōu)選為 0. 20%以下。
[0071] 〔Cu :0? 02 ?0? 25%〕
[0072] Cu的平衡分配系數(shù)低，作為提高界面區(qū)域的淬火性的（確保界面Cu)元素而起作 用，提高硬度是有助于提高滾動疲勞特性的元素。另外，還有助于提高母相的淬火性。為了 發(fā)揮這些效果，需要Cu量為0.02%以上。優(yōu)選為0.05%以上，更優(yōu)選為0.07%以上。但 是，Cu量過量時，加工性劣化。由此，Cu量為0.25%以下。優(yōu)選為0.22%以下，更優(yōu)選為 0. 20%以下。
[0073] 〔Mo :低于 0? 08% (含 0% )〕
[0074] Mo的平衡分配系數(shù)低，作為提高界面區(qū)域的淬火性的（確保界面Mo)元素而起作 用，提高硬度是有助于提高滾動疲勞特性的元素。Mo并非是必須添加的元素，含量的下限如 滿足上述式（1)則沒有特別限定，是根據(jù)球狀化處理條件和界面區(qū)域的其他提高淬火性的 元素^&、1111、附、(：11等）的量而適當使用的元素。為了發(fā)揮此的上述效果，優(yōu)選含有 0.01%以上。更優(yōu)選為0.03%以上。另一方面，Mo量過量時，助長熱軋時的裂紋。由此，Mo 量低于0.08%。優(yōu)選為0.07%以下，更優(yōu)選為0.05%以下。
[0075] 〔A1 :0? 001%?0? 050%〕
[0076] Al是脫氧元素，降低鋼中的0量，對于降低對軸承的壽命帶來不良影響的氧化物 是有用的，因此，通常主動添加。為了充分發(fā)揮上述脫氧效果，需要Al量為0. 001 %以上。 更優(yōu)選為大于0.005%，進一步優(yōu)選為0.010%以上。但是，Al量過量時，氧化鋁系夾雜物 粗大化而降低軸承的壽命。另外，所述脫氧效果也飽和。因此，Al量為0.050%以下。優(yōu)選 為0. 040%以下，更優(yōu)選為0. 030%以下。
[0077] 〔Ti :0? 0015% 以下（不含 0% )〕
[0078] Ti與鋼中的N結合而容易生成粗大的TiN，是對滾動疲勞壽命的不良影響大的有 害元素。由此，希望極力降低，但極端的降低會導致煉鋼成本的增加，因此，Ti量的上限為 0.0015%。優(yōu)選為 0.0010% 以下。
[0079] 〔0 :0? 001% 以下（不含 0% )〕
[0080] 0是對鋼中的雜質的形態(tài)有很大影響的元素，由于形成對滾動疲勞特性有不良影 響的Al 2O3和SiO2等夾雜物，因此，優(yōu)選極力降低。但是，極端的降低會導致煉鋼成本的增 力口，因此，0量的上限為0. 001 %。優(yōu)選為0. 0008%以下，更優(yōu)選為0. 0006%以下。
[0081] 〔N :0? 020% 以下（不含 0% )〕
[0082] N是不可避免的雜質之一，N量過量時，降低熱加工性，容易發(fā)生鋼材制造上的問 題。另外，N和作為不可避免的雜質而存在的Ti結合，形成對滾動疲勞特性有害的氮化物， 對軸承的疲勞特性產(chǎn)生不良影響。因此N量為0.020%以下。優(yōu)選為0.015%以下，更優(yōu)選 為0. 010%以下。
[0083] 本發(fā)明鋼材的成分如上所述，余量由鐵和不可避免的雜質構成。
[0084][制造條件]
[0085] 為了得到具有上述規(guī)定的界面區(qū)域的軸承用鋼材，需要使用上述成分組成的鋼 材，以如下條件進行制造工序中的球狀化退火。
[0086] 在現(xiàn)有的球狀化退火中，將上述熱軋材或熱鍛材在780?800°C的溫度范圍加熱 2?8小時后，以10?15°C /hr的平均冷卻速度冷卻到680°C進行大氣放冷，由此，使球狀 化滲碳體分散。其結果是，在冷卻中析出的球狀化滲碳體中Cr、Mn停留而不在母相側擴散， 界面區(qū)域的Cr、Mn缺乏，不滿足上述式（1)。
[0087] 對此，在本發(fā)明中，以依次包括下述工序的方式進行球狀化退火，
[0088] 一次均熱處理工序：在（Acle+30)?（Acle+50) °C的溫度區(qū)域保持2?9hr ;
[0089] 二次均熱處理工序：在Acle?（Acle+10) °C的溫度區(qū)域保持1. 5?6hr ;
[0090] 三次均熱處理工序：在Aclb?（Aclb+10) °C的溫度區(qū)域保持1?3hr，和在三次均 熱處理工序后到680°C為止以平均冷卻速度10?15°C /hr進行冷卻的工序，
[0091] 由此，能夠使在一?三次均熱處理工序的各溫度區(qū)域析出的球狀化滲碳體中的 Cr、Mn在母相側充分擴散，充分確保界面區(qū)域的Cr、Mn (界面Cr、界面Mn)。并且，在不使界 面區(qū)域的31、&1、附1〇(界面31、界面(：11、界面附、界面此）在母相側擴散的情況下進行確 保，其結果是，能夠滿足上述式（1)。
[0092] 以下，對規(guī)定上述各制造條件的理由進行詳細說明。
[0093] 〔一次均熱處理：在（Acle+30)?（Acle+50) °C的溫度區(qū)域（Tl)保持2?9hr (tl)〕
[0094] -次均熱處理的均熱溫度Tl低于（Acle+30) °C時，或一次均熱處理的均熱時間tl 低于2hr時，不能使球狀化滲碳體中的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，不滿足上 述式（1)。由此，Tl為（Acle+30)°C以上。優(yōu)選為（Acle+35)°C以上。另外，tl為2hr以上。 優(yōu)選為4hr以上。
[0095] 另一方面，Tl超過（Acle+50) °C時，或tl過長時，在界面區(qū)域稠化的Si、Ni、Cu、 Mo在母相側擴散，界面Si、界面Ni、界面Cu、界面Mo變少，不滿足上述式（1)。由此，Tl為 (Acle+50) °C以下。優(yōu)選為（Acle+45)°C以下。另外，tl為9hr以下。優(yōu)選為7hr以下。
[0096] 還有，上述 Acle (點）和后述的 Aclb (點）是使用 THERMO-CALC SOFTWARE Ver. R(伊藤忠亍々^ y U二一 ；3 V文' )指定鋼材成分的c、Si、Cr、Mn、Mo、Al的量進行計算 由此制作圖I的這樣的相圖，并指定鋼材成分的C量從該相圖讀取而求得的相變點。
[0097] 〔二次均熱處理：在Acle?（Acle+10) °C的溫度區(qū)域（T2)保持L 5?6hr (t2)〕
[0098] 在二次均熱處理的均熱溫度T2低于Acle，或均熱時間t2低于I. 5hr時，不能使在 所述圖1所示的這種奧氏體（Y) +滲碳體（9)的這2相域析出的球狀化滲碳體中的Cr、 Mn在母相側充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，不滿足上述式（1)。由此，T2為Acle以上。 優(yōu)選為（Acle+2) °C以上。另外，t2為I. 5hr以上。優(yōu)選為I. 7hr以上。
[0099] 另一方面，T2超過（Acle+10) °C時，不能使到Acle點為止析出的球狀化滲碳體中 的Cr、Mn在母相側充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，不能滿足上述（1)式。由此，T2為 (Acle+10) °C 以下。優(yōu)選為（Acle+8)°C 以下。
[0100] 另外，t2超過6hr時，在界面區(qū)域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相側擴散，界面Si、界 面Ni、界面Cu、界面Mo變少，不滿足上述式（1)。由此，t2為6hr以下。優(yōu)選為4hr以下。
[0101] 〔三次均熱處理：在Aclb?（Aclb+10) °C的溫度區(qū)域（T3)保持1?3hr (t3)〕
[0102] 在三次均熱處理的均熱溫度T3低于Aclb，或均熱時間t3低于Ihr時，不能使在所 述圖1所示的這種奧氏體（Y) +鐵素體U) +滲碳體（0)的這3相域析出的球狀化滲碳 體中的Cr、Mn在母相側充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，不滿足上述式（1)。由此，T3為 Aclb以上，優(yōu)選為（Aclb+2)°C。另外，t3為Ihr以上。優(yōu)選為I. 5hr以上。
[0103] 另一方面，T3超過（Aclb+10) °C時，不能使到Aclb點為止析出的球狀化滲碳體中 的Cr、Mn充分擴散，界面Cr和界面Mn不足，難以滿足上述式（1)。由此，T3為（Aclb+10)°C 以下。T3優(yōu)選為（Aclb+8)°C以下。
[0104] 另外，t3超過3hr時，在界面區(qū)域稠化的Si、Ni、Cu、Mo在母相側擴散，界面Si、界 面Ni、界面Cu、界面Mo變少，不能滿足上述式（1)。由此，t3為3hr以下。優(yōu)選為2hr以 下。
[0105] 〔從T3到680°C為止的平均冷卻速度：10?20°C /hr〕
[0106] 三次均熱處理工序后，從上述T3到680°C為止的平均冷卻速度低于10°C /hr時， 在界面區(qū)域稠化的31、附、&11〇在母相側擴散，界面31、界面附、界面(：11、界面此變少，不 滿足上述式（1)。由此，上述平均冷卻速度為l〇°C /hr以上。優(yōu)選為12°C /hr以上。另一 方面，上述平均冷卻速度超過20°C /hr時，不能使球狀化滲碳體中的Cr、Mn充分擴散，界面 Cr和界面Mn不足，不能滿足上述式（1)。由此，上述平均冷卻速度為20°C /hr以下。優(yōu)選 為18°C /hr以下。
[0107] 還有，只要在上述范圍進行均熱，則從上述一次均熱溫度Tl冷卻到二次均熱溫度 T2時的平均冷卻速度（CRl)，和從二次均熱溫度T2冷卻到三次均熱溫度T3時的平均冷卻 速度（CR2)就沒有特別限定。但是，從設備制約和生產(chǎn)性的觀點出發(fā)，優(yōu)選上述CRl和CR2 在60°C /hr?180°C /hr的范圍內(nèi)。
[0108] 上述冷卻到680°C后，到室溫的冷卻速度沒有特別限定，但從提高生產(chǎn)性的觀點出 發(fā)，優(yōu)選放冷（大氣放冷）。
[0109] 本發(fā)明的鋼材在進行上述這種球狀化退火后，被加工成規(guī)定的零件形狀，接著，進 行淬火、回火制造成軸承零件等，但對于鋼材階段的形狀也包括能夠適于這種制造的線狀、 棒狀的任一種，其大小也可以根據(jù)最終制品而適當決定。
[0110] 【實施例】
[0111] 以下，舉實施例對本發(fā)明進行更具體的說明，但本發(fā)明并不受下述實施例的制限， 在適合前、后宗旨的范圍內(nèi)自然可以適當變更實施，這均包含在本發(fā)明的技術的范圍內(nèi)。
[0112] 將表1所示的化學成分組成的鑄片在加熱爐中加熱到1100?1300°c后，在900? 1200°C實施開坯乳制。其后，在830?IKKTC進行熱乳，得到規(guī)定直徑（小65mm)的鋼材（乳 制材）。還有，表1中帶下劃線的Mo量表示不可避免地混入的Mo量。
[0113] 接著，使用所得到的鋼材，進行球狀化退火（熱處理）。球狀化退火以表2或表3 所示的熱處理條件（溫度、時間），從室溫到Tl，以平均升溫速度50?150°C /hr加熱，在均 熱溫度Tl保持均熱時間tl，其后，冷卻到均熱溫度T2,在均熱溫度T2保持均熱時間t2,其 后，冷卻到均熱溫度T3,在均熱溫度T3保持均熱時間t3后，從均熱溫度T3到（作為比較例 的No. 3是從T1，另外，No. 21是從T2)到680°C以表2或表3所示的平均冷卻速度進行冷 卻后，進行大氣放冷。
[0114] 還有，從上述Tl到T2的冷卻和從T2到T3的冷卻以表2或表3所示的平均冷卻 速度進行冷卻。

【權利要求】
1. 一種滾動疲勞特性優(yōu)異的軸承用鋼材，其特征在于，滿足 C :0. 95?1. 10% (質量％的意思，涉及化學成分以下均同）、 Si :0. 15 ?0. 35%、 Mn :0. 2 ?0. 50%、 CrL 30 ?1. 60%、 P :0.〇25% 以下（不含 0% )、 S :0.〇25% 以下（不含 0% )、 Ni :0. 02 ?0. 25%、 Cu :0. 02 ?0. 25%、 Mo :低于 0.08% (含 0% )、 Al :0. 001%?0. 050%、 Ti :0.0015% 以下（不含 0% )、 0:0.001%以下（不含0%)、和 N:0.〇2〇% 以下（不含 0% )， 余量由鐵和不可避免的雜質構成， 并且，在從球狀化滲碳體的表面到20nm為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的Si (界 面Si)、Mn (界面Mn)、Cr (界面Cr)、Cu (界面Cu)、Ni (界面Ni)和Mo (界面Mo)滿足下述 式⑴， 9. 0 彡 L 4 X 界面 Si+1. 8 X 界面Mn+5. 5 X 界面 Cu+4. 2 X 界面 Ni+4. 8 X 界面 Cr+5. 5 X 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分別表示從球狀化滲 碳體的表面到20nm為止的母相區(qū)域（界面區(qū)域）中所含的Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的含量 (質量％ ))。
2. -種滾動疲勞特性優(yōu)異的軸承用鋼材的制造方法，是制造權利要求1所述的軸承用 鋼材的方法，其特征在于，使用權利要求1所述的成分組成的鋼材，以依次包括下述工序的 方式進行球狀化退火， 在（Acle+30)?（Acle+50)°C的溫度區(qū)域（Tl)保持2?9hr(tl)的一次均熱處理工 序， 在Acle?（Acle+10) °C的溫度區(qū)域（T2)保持1. 5?6hr (t2)的二次均熱處理工序， 在Aclb?（Aclb+10)°C的溫度區(qū)域（T3)保持1?3hr(t3)的三次均熱處理工序，和 從上述T3到680°C為止以平均冷卻速度10?15°C /hr進行冷卻的工序。
【文檔編號】C22C38/50GK104220625SQ201380017474
【公開日】2014年12月17日 申請日期:2013年3月5日 優(yōu)先權日:2012年3月30日
【發(fā)明者】貝塚正樹, 新堂陽介, 藤田學 申請人:株式會社神戶制鋼所