JP3950682B2

JP3950682B2 - Manufacturing method of hot rolled wire rod for bearing

Info

Publication number: JP3950682B2
Application number: JP2001374022A
Authority: JP
Inventors: 俊夫村上; 茂信難波; 正貴下津佐; 雅雄外山; 富士雄小泉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2001-12-07
Filing date: 2001-12-07
Publication date: 2007-08-01
Anticipated expiration: 2021-12-07
Also published as: JP2003171737A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軸受用部品に二次加工される軸受鋼線材の製造方法に関し、特に、二次加工前の焼鈍工程を省略しうる生引き可能な伸線加工性に優れた軸受用熱間圧延線材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に軸受用のレースやボールなど軸受用部品は、以下の工程で製造される。まず、高炭素鋼の鋼材を熱間圧延して軸受用熱間圧延線材（以下、単に「線材」ともいう。）に一次加工する。ついで、この線材を酸洗や機械的方法によりスケール除去し、焼鈍処理を施した後、二次加工である伸線加工を行う。その後さらに球状化焼鈍を実施し冷間ヘッダー等により所定の形状に成形して軸受部品を製造する。
【０００３】
伸線加工前の焼鈍処理を省略し生引きすると、伸線時に断線や焼き付き等の問題が生じる。これは、軸受鋼が過共析鋼であることから、一次加工の熱間圧延後の冷却過程で初析セメンタイトが生成することにより延性が著しく劣化するためである。そのため、現状では伸線加工前に線材の延性を改善する必要性から生産性が低くコストが高い焼鈍処理が不可欠である。そこで、熱間圧延のまま二次加工前の焼鈍処理を省略しうる、すなわち生引き可能な伸線加工性に優れた軸受用熱間圧延線材の製造方法が要望されている。
【０００４】
軸受用熱間圧延線材の初析セメンタイトの生成を抑制する方法として、「川崎製鉄技報」Ｖｏｌ．２３、Ｎｏ．２（１９９１）、ｐ．１４〜２０に記載されているように、低温圧延と加速冷却とを組み合わせることが有効であることが知られている。しかし、この方法は加速冷却を施すことにより過冷組織であるベイナイトやマルテンサイトが生成しやすいため却って延性が低下するおそれがある。
【０００５】
また、特公平２−２４８９４号公報においては、仕上圧延を２段階に分けて行うことにより圧延のままで（すなわち生引き可能な）伸線加工性に優れた線材を製造する方法が開示されている。しかし、この方法は圧延温度および冷却速度の複雑な制御を必要とするため設備上の制約が大きく、非常にコストがかかるため現実的でない。また、この方法は中炭素鋼線材の延性向上を図るもので過共析鋼である軸受用熱間圧延線材に適用しても所定の効果が得られない可能性がある。
【０００６】
特開平８−２６００４６号公報においては、熱間圧延後所定温度まで急冷することにより初析セメンタイトの析出を抑制し、かつ粗大化を防止して線材の延性を向上させるとする製造方法が開示されている。しかし、この方法を線径が大きい場合に適用すると、線材の表面近傍で初析セメンタイトの析出が抑制されても、中心部は冷却速度が小さくなるため初析セメンタイトが析出してしまうことがある。一方、中心部における初析セメンタイトの析出を抑制するため冷却速度を大きくすると表面近傍で過冷組織であるベイナイトやマルテンサイトが生成してしまうといった問題がある。
【０００７】
また、特開平９−２６３８８７号公報においては、軸受鋼にホウ素を所定量添加することにより従来の熱間圧延後の通常の冷却条件で冷却しても初析セメンタイトの粗大化が防止でき、延性に優れた線材が得られるとする開示がある。しかし、高価なホウ素を相当量添加する必要があり、伸線加工前の焼鈍処理を省略することによるコスト低減効果が減殺される問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記従来の問題を解決するためになされたものであり、伸線加工前の焼鈍処理を省略しうる生引き可能な軸受用熱間圧延線材の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
前記の目的を達成するために、発明者らは従来の軸受用熱間圧延線材の延性が低い原因を解明すべく初析セメンタイトの挙動について鋭意研究を遂行し、それにより得られた知見に基づいて発明を完成させた。
【００１０】
すなわち、従来の熱間圧延後の通常の冷却条件下では初析セメンタイトが旧オーステナイト（γ）粒界面に沿ってフィルム状に析出し、伸線加工時の変形の際にこの初析セメンタイトがき裂の発生源になるといわれていた。
【００１１】
一方、熱間圧延後に急冷すると、旧γ粒界面に析出する初析セメンタイトの量は減少するが、γ粒から変態して生成するパーライト中のセメンタイト量が増加する。そのためパーライトを構成するセメンタイト板が厚くなるためパーライトの靭性が低下する。このため、伸線加工時の変形の際にパーライト内部でき裂が発生しやすくなり、このき裂が伝播することで十分な伸びが得られる前に破断に至ることがわかった。
【００１２】
そこで、伸線加工時の変形に対してき裂の発生を抑制し、その伝播を防止しうる初析セメンタイトとパーライトの組織・形態・量等について種々検討を行った。その結果、初析セメンタイトの析出を抑制するのでなく、むしろ積極的に初析セメンタイトの析出を促進するとともに、初析セメンタイトの形態やパーライトの組織を制御することにより延性を改善できることを見出した。
【００１３】
本発明は、以上の知見に基づいて完成したものであって、その要旨は以下の通りである。
【００１４】
請求項１の発明は、質量割合にて、Ｃ：０．８０〜１．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．８〜２．０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材を、熱間圧延後、先ず０．１〜２℃／ｓの冷却速度で８００〜７００℃まで徐冷し、ついで５〜２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜５００℃まで急冷し、その後再び０．１〜２℃／ｓの冷却速度で徐冷することにより、組織が初析セメンタイトとパーライトとからなり、初析セメンタイトの面積率が３％超、パーライトラメラ間隔が０．１５μｍ以下の軸受用熱間圧延線材を得ることを特徴とする軸受用熱間圧延線材の製造方法である。
【００１５】
請求項２の発明は、質量割合にて、Ｃ：０．８０〜１．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．８〜２．０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材を、８５０℃以下の仕上げ温度で熱間圧延後、初期冷却段階において０．１〜２℃／ｓの冷却速度で８００〜７００℃まで徐冷することにより、組織が初析セメンタイトとパーライトとからなり、初析セメンタイトの面積率が３％超、初析セメンタイトのアスペクト比が１２以下の軸受用熱間圧延線材を得ることを特徴とする軸受用熱間圧延線材の製造方法である。
【００１６】
以下の説明において成分割合を表す％は質量％を意味するものとする。
【００１７】
〔作用〕
本発明において軸受用熱間圧延線材の化学成分、初析セメンタイトの析出量およびその形態、パーライトラメラ間隔を上記のごとくに限定した理由を説明する。
【００１８】
（Ａ）化学成分の限定理由
Ｃは最終の軸受部品の強度を向上するために必須の元素であり、この効果を有効に発揮させるためには０．８０％以上とする必要がある。一方、１．３０％を超えると、熱間圧延後の冷却過程で初析セメンタイト粒子が過度に粗大化し、伸線加工性を損なう。よって、Ｃ含有量は０．８０〜１．３０％とする。
【００１９】
Ｓｉは鋼の脱酸のために有効な元素であり、またパーライト中のフェライト強度を上昇させる効果があり極めて有効な元素である反面、１．０％を超えてＳｉを含有させるとＳｉＯ₂介在物が発生しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。
【００２０】
Ｍｎは鋼材の脱酸、脱硫に有効な元素であることに加え、焼入れ性を向上させ強度を高めるために有効な元素である。しかし、２．０％を超えてＭｎを含有させると、これらの効果が飽和するとともに、しま状組織の生成を助長して割れが発生しやすくなる。よって、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。
【００２１】
軸受鋼としては、他の元素としてＣｒが０．８〜２．０％含まれることが多いが、本発明はそのようなクロム含有軸受鋼を対象とするものである。
【００２２】
また、Ｐ、Ｓは伸線加工性を阻害する元素であるため可能な範囲で低くすることが望ましい。
【００２３】
（Ｂ）初析セメンタイトの析出量（面積率）の限定理由
初析セメンタイトの析出量の指標として初析セメンタイトの面積率を用いる。ここに、面積率とは任意の鋼材断面における任意の観察視野内に存在する全粒子の合計面積／観察視野の面積で定義される値を％で表したものである。初析セメンタイトの面積率が３％以下の場合、すなわち前述したように初析セメンタイトの析出量が少ない場合にはパーライト中のセメンタイト量が増加し、強度は高いが脆いパーライトが形成されるため、延性が低下する。よって、初析セメンタイトの面積率は３％超とする。なお、初析セメンタイトの面積率の上限は特に限定するものではないが、本発明で規定する炭素量では初析セメンタイトの面積率の最大値は理論上９％であり、この範囲でできるだけ初析セメンタイトの面積率を高くすることが好ましい。
【００２４】
（Ｃ）初析セメンタイトの形態（アスペクト比）の限定理由
初析セメンタイトの形態の指標として初析セメンタイトのアスペクト比を用いた。ここに、アスペクト比とは初析セメンタイト粒子の長径／短径で定義され、任意の観察視野内に存在する個々の粒子のアスペクト比を算術平均した値である。
【００２５】
上記（Ｂ）において初析セメンタイトの面積率を３％超とした場合であっても、初析セメンタイトのアスペクト比が１２を超えると、旧γ粒界面に沿って初析セメンタイトがフィルム状に析出した状態となる。この場合、伸線加工による変形が加えられた際に旧γ粒領域がフィルム状の初析セメンタイトで拘束されているため変形が阻害され、内部のパーライト中でき裂が発生し、十分な伸びが得られないまま破壊に至ることが多い。よって、初析セメンタイトのアスペクト比は１２以下とすることがよい。つまり、アスペクト比を１２以下とすることによりフィルム状の初析セメンタイトは細かく（短く）分断された状態となり、上記拘束が緩和されて旧γ粒領域（パーライト）の変形が容易になり、延性が向上する。
【００２６】
（Ｄ）パーライト組織（パーライトラメラ間隔）の限定理由
パーライトラメラ間隔とは、パーライトを構成する一対のフェライト板とセメンタイト板の合計厚みで定義される。具体的には、任意の観察視野内に存在する任意のパーライトノジュールの個々のラメラ間隔を平均した値である。
【００２７】
上記（Ｂ）において初析セメンタイトの面積率が３％を超え、かつそのアスペクト比が１２を超える場合であっても、パーライトラメラ間隔を０．１５μｍ以下とするとよい。パーライトラメラ間隔を小さくするとセメンタイト板は薄くなるため、パーライトが変形しやすくなり、延性が向上する。
【００２８】
上述のように、線材の化学成分と、この線材中の初析セメンタイトの面積率（量）と、初析セメンタイトのアスペクト比（形態）またはパーライトラメラ間隔（パーライト組織）とを制御することにより、この線材の延性を向上できる。
【００２９】
以下の発明の実施の形態において、初析セメンタイトの面積率、アスペクト比、パーライトラメラ間隔を制御する方法について詳細に説明する。
【００３０】
【発明の実施の形態】
本発明に係る軸受用熱間圧延線材は、例えば以下のように製造できる。
【００３１】
まず、転炉、高周波誘導溶解炉、アーク炉等の精錬炉や溶解炉を用い、本発明の化学成分の範囲となるよう、通常行われる手段で成分調整した溶鋼を製造し、この溶鋼を鋳造してビレットを作製する。
【００３２】
そして、このビレットを圧延機で所定の仕上温度で熱間圧延して所要の形状の線材に加工し、熱間圧延後所定の冷却条件で冷却することにより、生引き可能な延性に優れた線材が得られる。
【００３３】
具体的には、例えば以下の仕上げ温度と冷却条件の組み合せにより請求項１の発明に係る線材を得ることができる。
【００３４】
すなわち、熱間圧延の仕上温度は特に限定されず、例えば７００〜１０００℃としてよい。そして、熱間圧延後の冷却条件として、先ず０．１〜２℃／ｓの冷却速度でパーライト変態温度直上の８００〜７００℃まで徐冷する（初期徐冷段階）。これにより初析セメンタイトの析出を促進させることができ、初析セメンタイトの面積率を３％超とすることができる。ついで５〜２０℃／ｓの冷却速度でラメラ間隔が微細なパーライトの生成温度である６５０〜５００℃まで急冷し（中間急冷段階）、その後パーライト変態を進行させるため再び０．１〜２℃／ｓの冷却速度で徐冷する（最終徐冷段階）。これにより、パーライトラメラ間隔を０．１５μｍ以下とすることができる。このようにして得られた線材は、請求項１の発明の化学成分を有し、初析セメンタイトの面積率３％超、パーライトラメラ間隔０．１５μｍ以下を満足するので、延性に優れたものとなる。
【００３５】
また、例えば以下の別の仕上げ温度と冷却条件の組み合せにより請求項２の発明に係る線材を得ることができる。
【００３６】
すなわち、熱間圧延の仕上温度は通常の仕上温度（９００〜１０００℃）より低い８５０℃以下とする。そして、圧延後の冷却条件としては、初期冷却段階において０．１〜２℃／ｓの冷却速度で８００〜７００℃まで徐冷すれば、以後の冷却速度は特に限定されない。徐冷することにより初析セメンタイトの析出を促進して初析セメンタイトの面積率を３％超とできる。また、仕上げ温度（すなわち冷却開始温度）を低下させることにより、旧γ粒界に分散して析出した初析セメンタイトの粗大化（フィルム状化）を防止してアスペクト比を１２以下とすることができる。このようにして得られた線材は、請求項２の発明の化学成分を有し、初析セメンタイトの面積率３％超、アスペクト比１２以下を満足するので、延性に優れたものとなる。
【００３７】
以上のように、高炭素鋼を適正な熱間圧延仕上げ温度と冷却条件の組み合せで処理することにより、本発明により規定される化学成分を有し、初析セメンタイトの面積率、アスペクト比、パーライトラメラ間隔が本発明により規定される所定の条件を満たすよう制御されるので、生引き可能な延性に優れた軸受用熱間圧延線材を得ることができる。
【００３８】
【実施例】
本発明の作用効果を確認するため、ＪＩＳに規格化されているＳＵＪ２相当の化学成分を有する鋼材を種々の熱間圧延仕上温度と冷却条件の組み合せで８ｍｍ径の線材に加工し、性状調査を行った。
【００３９】
線材の性状調査として、顕微鏡観察による組織の同定、初析セメンタイトの面積率、アスペクト比、パーライトラメラ間隔の測定、および引張試験による引張強度、絞りの測定を実施した。初析セメンタイトの面積率は、線材の横断面の中心部を１５００倍の倍率でＳＥＭ観察し、観察視野内に存在する全粒子の合計面積を測定し、これを観察視野の面積で除して求めた。アスペクト比は、線材の横断面の中心部を５０００倍の倍率でＳＥＭ観察し、観察視野内の任意の５０個の初析セメンタイト粒子を選択し、その長径と短径を測定し、長径／短径により計算した個々のアスペクト比を算術平均して求めた。パーライトラメラ間隔は、線材の横断面の中心部を５０００倍の倍率でＳＥＭ観察し、観察視野内の任意の２０個のパーライトノジュール（旧γ粒）を選択し、個々のパーライトノジュールについてラメラ間隔（一対のフェライト板とセメンタイト板の合計厚み）を測定し、この値を算術平均して求めた。引張試験はＪＩＳＺ２２４１にしたがって実施した。
【００４０】
試験結果を表１に示す。表１には熱間圧延前の鋼材成分のみを示したが、熱間圧延＋冷却処理後の線材の化学成分はこの鋼材成分と実質的に同等といえ、本発明の規定する成分範囲にある。表１に示されるように、本発明例である試験Ｎｏ．２、６、７はいずれも伸線加工に有害なベイナイト、マルテンサイトの組織が発生しておらず、実質的に初析セメンタイトとパーライトからなっている。また、いずれも初析セメンタイトの面積率は３％超で、パーライトラメラ間隔が０．１５μｍ以下（試験Ｎｏ．２、７）または初析セメンタイトのアスペクト比が１２以下（試験Ｎｏ．６、７）になっている。この結果、伸線加工性を表す絞りは２５％以上が得られ、生引き性が良好であった。なかでも、初析セメンタイトの面積率３％超、パーライトラメラ間隔０．１５％以下をともに満たす試験Ｎｏ．７の場合、絞りが３５．７％へと著しく向上し、非常に優れた生引き性を示した。なお、本発明例の線材の引張強度はすべて１２６０ＭＰａ以上確保されており、従来品相当である試験Ｎｏ．１の１２４３ＭＰａと同等以上であるので問題ない。
【００４１】
これに対し、従来品相当の比較例である試験Ｎｏ．１は初析セメンタイトのアスペクト比が１２を超え、かつパーライトラメラ間隔も０．１５μｍを超えているために絞りが２０．１％と２５％に達せず、生引き性が不良であった。別の比較例である試験Ｎｏ．４、５、８、１０はベイナイト組織が発生しているために絞りが１．５％以下と極端に低く、生引き性は不良であった。また、別の比較例である試験Ｎｏ．９は初析セメンタイトの面積率が３％以下であるために絞りが１６．８％と２５％に達せず、生引き性が不良であった。
【００４２】
【表１】

【００４３】
【発明の効果】
以上の実施例からも明らかなように、本発明は所定の成分を有する高炭素鋼を適正な熱間圧延仕上温度と冷却条件の組み合せで処理して熱間圧延後の軸受用熱間圧延線材の成分および組織を最適に調整することにより、軸受用熱間圧延線材の伸線加工性を高めて生引き可能なものとし、伸線加工前の焼鈍処理を不要とすることができるものである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for manufacturing a bearing steel wire material that is secondarily processed into a bearing component, and in particular, hot rolling for a bearing that is excellent in drawability that can be drawn and that can omit the annealing step before the secondary processing. The present invention relates to a method for manufacturing a wire.
[0002]
[Prior art]
Generally, bearing parts such as bearing races and balls are manufactured by the following process. First, a high carbon steel material is hot-rolled and subjected to primary processing into a hot- rolled wire rod for bearings (hereinafter also simply referred to as “wire material”). Next, the wire is scaled and removed by pickling or a mechanical method, and then subjected to annealing, followed by wire drawing which is a secondary process. After that, spheroidizing annealing is further performed, and a bearing part is manufactured by forming into a predetermined shape with a cold header or the like.
[0003]
If the annealing process before wire drawing is omitted and the wire is drawn, problems such as disconnection and seizure occur at the time of wire drawing. This is because the bearing steel is a hypereutectoid steel, so that the ductility is remarkably deteriorated by the formation of proeutectoid cementite in the cooling process after hot rolling in the primary processing. Therefore, at present, an annealing process with low productivity and high cost is indispensable because of the necessity of improving the ductility of the wire before the wire drawing. Therefore, there is a demand for a method for producing a hot- rolled wire rod for a bearing that can omit the annealing process before the secondary processing as it is hot-rolled, that is, has excellent wire drawing workability that can be drawn.
[0004]
As a method for suppressing the formation of proeutectoid cementite in hot- rolled wire rods for bearings, “Kawasaki Steel Technical Report” Vol. 23, no. 2 (1991), p. As described in 14-20, it is known that combining low temperature rolling and accelerated cooling is effective. However, in this method, bainite and martensite, which are supercooled structures, are easily generated by performing accelerated cooling, so that the ductility may be lowered.
[0005]
Japanese Patent Publication No. 2-24894 discloses a method for producing a wire rod excellent in wire drawing workability while being rolled (that is, capable of being drawn) by performing finish rolling in two stages. Yes. However, this method requires complicated control of the rolling temperature and the cooling rate, so that there are significant restrictions on equipment and it is very costly and is not practical. Further, this method is intended to improve the ductility of the medium carbon steel wire, and there is a possibility that a predetermined effect cannot be obtained even if it is applied to a hot rolled wire for bearings that is hypereutectoid steel.
[0006]
JP-A-8-260046 discloses a production method in which precipitation of pro-eutectoid cementite is suppressed by quenching to a predetermined temperature after hot rolling, and coarsening is prevented to improve ductility of the wire. ing. However, if this method is applied when the wire diameter is large, even if precipitation of pro-eutectoid cementite is suppressed near the surface of the wire, pro-eutectoid cementite may precipitate because the cooling rate is reduced at the center. . On the other hand, when the cooling rate is increased in order to suppress the precipitation of proeutectoid cementite in the central part, there is a problem that bainite and martensite, which are supercooled structures, are generated near the surface.
[0007]
In addition, in JP-A-9-263877, by adding a predetermined amount of boron to bearing steel, coarsening of pro-eutectoid cementite can be prevented even when cooled under normal cooling conditions after conventional hot rolling. There is a disclosure that an excellent wire can be obtained. However, it is necessary to add a considerable amount of expensive boron, and there is a problem that the cost reduction effect due to omitting the annealing process before the wire drawing process is reduced.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in order to solve the above-described conventional problems, and an object thereof is to provide a method for producing a hot- rollable wire rod for bearings capable of omitting the annealing process before wire drawing. To do.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned object, the inventors conducted earnest research on the behavior of pro-eutectoid cementite in order to elucidate the cause of low ductility of conventional hot- rolled wire rods for bearings, and based on the knowledge obtained thereby. To complete the invention.
[0010]
That is, under normal cooling conditions after conventional hot rolling, pro-eutectoid cementite precipitates in the form of a film along the interface of prior austenite (γ) grains, and this pro-eutectoid cementite cracks during deformation during wire drawing. It was said to be a source of
[0011]
On the other hand, when rapidly cooling after hot rolling, the amount of pro-eutectoid cementite precipitated at the old γ grain interface decreases, but the amount of cementite in pearlite produced by transformation from γ grains increases. Therefore, since the cementite board which comprises pearlite becomes thick, the toughness of pearlite falls. For this reason, it has been found that cracks are likely to occur in the pearlite during deformation during wire drawing, and the crack propagates before sufficient elongation is obtained.
[0012]
Therefore, various investigations were conducted on the structure, morphology, amount, etc. of pro-eutectoid cementite and pearlite that can suppress crack propagation and prevent the propagation of deformation during wire drawing. As a result, it was found that, instead of suppressing the precipitation of pro-eutectoid cementite, the precipitation of pro-eutectoid cementite was actively promoted, and the ductility could be improved by controlling the form of pro-eutectoid cementite and the structure of pearlite.
[0013]
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
[0014]
Invention of Claim 1 is C: 0.80-1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less , Cr: 0.8-2.0% by mass ratio , After hot rolling, the steel material comprising the remaining Fe and inevitable impurities is first gradually cooled to 800 to 700 ° C. at a cooling rate of 0.1 to 2 ° C./s, and then 650 at a cooling rate of 5 to 20 ° C./s. rapidly cooled to to 500 ° C., by slow cooling at a cooling rate of again in 0.1 to 2 ° C. / s, the tissue is composed of a eutectoid cementite and pearlite, the area ratio of the pro-eutectoid cementite of 3 percent, perlite lamellar spacing of the manufacturing method of the hot-rolled wire rod bearing, characterized in that to obtain a hot-rolled wire rod for the following bearings 0.15 [mu] m.
[0015]
Invention of Claim 2 is C: 0.80-1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less , Cr: 0.8-2.0% by mass ratio , After hot-rolling the steel material composed of the remaining Fe and unavoidable impurities at a finishing temperature of 850 ° C. or less, by gradually cooling to 800 to 700 ° C. at a cooling rate of 0.1 to 2 ° C./s in the initial cooling stage , organization consists of a eutectoid cementite and pearlite, the area ratio of the pro-eutectoid cementite of 3%, the hot bearing, characterized in that the aspect ratio of the pro-eutectoid cementite obtain hot rolled wire rod for more than 12 of the bearing rolling It is a manufacturing method of a wire .
[0016]
In the following description, “%” representing a component ratio means “mass%”.
[0017]
[Action]
Chemical composition of the hot rolled wire rod bearing in the present invention, precipitation amount and a form of pro-eutectoid cementite, pearlite lamellar spacing explaining reasons for limiting the as described above.
[0018]
(A) The reason C for limiting the chemical component is an essential element for improving the strength of the final bearing component, and it is necessary to be 0.80% or more in order to effectively exhibit this effect. On the other hand, if it exceeds 1.30%, the pro-eutectoid cementite particles become excessively coarse in the cooling process after hot rolling, and the wire drawing workability is impaired. Therefore, the C content is set to 0.80 to 1.30%.
[0019]
Si is an effective element for deoxidation of steel, and has the effect of increasing the ferrite strength in pearlite. It is an extremely effective element. On the other hand, if Si exceeds 1.0%, SiO ₂ intervenes. Things are likely to occur. Therefore, the Si content is 1.0% or less.
[0020]
In addition to being an element effective for deoxidation and desulfurization of steel materials, Mn is an element effective for improving hardenability and increasing strength. However, if Mn is contained exceeding 2.0%, these effects are saturated, and the formation of a striped structure is promoted, and cracks are likely to occur. Therefore, the Mn content is 2.0% or less.
[0021]
The bearing steel, Cr as other elements often contain from 0.8 to 2.0%, in which the chromium-containing bearing steel, such as in the present invention Waso and Target.
[0022]
Also, P, S is desirably lowered to the extent possible for an element that inhibits drawability.
[0023]
(B) Reason for limitation of precipitation amount (area ratio) of pro-eutectoid cementite The area ratio of pro-eutectoid cementite is used as an index of the precipitation amount of pro-eutectoid cementite. Here, the area ratio represents a value defined by the total area of all particles present in an arbitrary observation visual field in an arbitrary steel cross section / the area of the observation visual field in%. When the area ratio of pro-eutectoid cementite is 3% or less, that is, as described above, when the precipitation amount of pro-eutectoid cementite is small, the amount of cementite in the pearlite increases, and pearlite is formed with high strength but brittleness. Ductility decreases. Therefore, the area ratio of proeutectoid cementite is set to more than 3%. The upper limit of the area ratio of pro-eutectoid cementite is not particularly limited, but the maximum value of the area ratio of pro-eutectoid cementite is theoretically 9% for the carbon amount specified in the present invention. It is preferable to increase the area ratio of cementite.
[0024]
(C) Reason for limitation of morphology (aspect ratio) of pro-eutectoid cementite The aspect ratio of pro-eutectoid cementite was used as an index of the morphology of pro-eutectoid cementite. Here, the aspect ratio is defined as the major axis / minor axis of pro-eutectoid cementite particles, and is an arithmetic average value of the aspect ratios of individual particles existing in an arbitrary observation field.
[0025]
Even when the area ratio of pro-eutectoid cementite in the above (B) is more than 3%, when the aspect ratio of pro-eutectoid cementite exceeds 12, the pro-eutectoid cementite precipitates along the old γ grain interface. It will be in the state. In this case, when deformation due to wire drawing is applied, the old γ grain region is constrained by film-like pro-eutectoid cementite, so that deformation is hindered, cracks occur in the inner pearlite, and sufficient elongation occurs. It often leads to destruction without being obtained. Therefore, the aspect ratio of proeutectoid cementite is preferably 12 or less. In other words, by setting the aspect ratio to 12 or less, the film-like pro-eutectoid cementite is finely (shortly) divided, the constraint is relaxed, and deformation of the old γ grain region (pearlite) is facilitated, and ductility is improved. improves.
[0026]
(D) Reason for limitation of pearlite structure (perlite lamella spacing) The pearlite lamella spacing is defined by the total thickness of a pair of ferrite plates and cementite plates constituting pearlite. Specifically, it is a value obtained by averaging individual lamella intervals of arbitrary pearlite nodules existing in an arbitrary observation visual field.
[0027]
Even when the area ratio of pro-eutectoid cementite in the above (B) exceeds 3% and the aspect ratio exceeds 12, the pearlite lamella spacing is preferably 0.15 μm or less. When the pearlite lamella spacing is reduced, the cementite plate becomes thinner, so that the pearlite is easily deformed and the ductility is improved.
[0028]
As described above, by controlling the chemical composition of the wire, the area ratio (amount) of pro-eutectoid cementite in this wire, and the aspect ratio (morphology) or perlite lamella spacing (perlite structure) of pro-eutectoid cementite, The ductility of this wire can be improved.
[0029]
In the following embodiments of the present invention, a method for controlling the area ratio, aspect ratio, and pearlite lamella spacing of pro-eutectoid cementite will be described in detail.
[0030]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The hot- rolled wire rod for bearings according to the present invention can be manufactured, for example, as follows.
[0031]
First, using a refining furnace such as a converter, a high-frequency induction melting furnace, an arc furnace, or a melting furnace, a molten steel whose components are adjusted by means usually performed so as to be within the range of the chemical components of the present invention is manufactured, and this molten steel is cast. To make a billet.
[0032]
And this billet is hot-rolled with a rolling mill at a predetermined finishing temperature, processed into a wire having a desired shape, and cooled under a predetermined cooling condition after hot rolling, so that the wire rod has excellent ductility that can be stretched. Is obtained.
[0033]
Specifically, for example, the wire according to the invention of claim 1 can be obtained by a combination of the following finishing temperature and cooling conditions.
[0034]
That is, the finishing temperature of hot rolling is not particularly limited, and may be 700 to 1000 ° C., for example. And as cooling conditions after hot rolling, first, it anneals to 800-700 degreeC just above a pearlite transformation temperature with the cooling rate of 0.1-2 degree-C / s (initial slow cooling stage). Thereby, precipitation of pro-eutectoid cementite can be promoted, and the area ratio of pro-eutectoid cementite can be over 3%. Next, it is rapidly cooled to 650 to 500 ° C., which is the formation temperature of pearlite with a fine lamella spacing, at a cooling rate of 5 to 20 ° C./s (intermediate quenching stage), and then 0.1 to 2 ° C./second again to advance the pearlite transformation. Slow cooling is performed at a cooling rate of s (final slow cooling stage). Thereby, a pearlite lamella space | interval can be 0.15 micrometer or less. The wire thus obtained has the chemical component of the invention of claim 1 and satisfies an area ratio of pro-eutectoid cementite of more than 3% and a pearlite lamella spacing of 0.15 μm or less, so that it has excellent ductility. Become.
[0035]
For example, the wire which concerns on invention of Claim 2 can be obtained by the combination of the following another finishing temperature and cooling conditions.
[0036]
That is, the hot rolling finishing temperature is set to 850 ° C. or lower, which is lower than the normal finishing temperature (900 to 1000 ° C.). And as cooling conditions after rolling, if it cools gradually to 800-700 degreeC with the cooling rate of 0.1-2 degrees C / s in an initial stage cooling stage, subsequent cooling rates will not be specifically limited. By slow cooling, the precipitation of pro-eutectoid cementite is promoted, and the area ratio of pro-eutectoid cementite can be over 3%. Further, by reducing the finishing temperature (that is, the cooling start temperature), it is possible to prevent coarsening (film formation) of pro-eutectoid cementite dispersed and precipitated at the old γ grain boundaries and to reduce the aspect ratio to 12 or less. it can. The wire thus obtained has the chemical component of the invention of claim 2 and satisfies the area ratio of pro-eutectoid cementite of more than 3% and an aspect ratio of 12 or less, and therefore has excellent ductility.
[0037]
As described above, high carbon steel is treated with a combination of proper hot rolling finish temperature and cooling conditions, and has the chemical composition defined by the present invention, and the area ratio, aspect ratio, pearlite of pro-eutectoid cementite Since the lamella spacing is controlled so as to satisfy the predetermined condition defined by the present invention, a hot- rolled wire rod for bearings having excellent ductility that can be raw can be obtained.
[0038]
【Example】
In order to confirm the effect of the present invention, a steel material having a chemical component equivalent to SUJ2 standardized by JIS is processed into an 8 mm diameter wire rod with various combinations of hot rolling finishing temperature and cooling conditions, and a property investigation is performed. went.
[0039]
In order to investigate the properties of the wire, the structure was identified by microscopic observation, the area ratio of pro-eutectoid cementite, the aspect ratio, the pearlite lamella spacing, and the tensile strength and drawing were measured by a tensile test. The area ratio of proeutectoid cementite is determined by observing the central part of the cross section of the wire at a magnification of 1500 times, measuring the total area of all particles present in the observation field, and dividing this by the area of the observation field. Asked. The aspect ratio was determined by observing the center of the cross section of the wire at a magnification of 5000 times, selecting any 50 pro-eutectoid cementite particles in the observation field, measuring the major axis and minor axis, and measuring the major axis / short axis. Each aspect ratio calculated by the diameter was obtained by arithmetic averaging. The pearlite lamellar spacing is obtained by observing the central part of the cross section of the wire at a magnification of 5000 times, selecting any 20 pearlite nodules (former γ grains) in the observation field, and lamellar spacing ( The total thickness of a pair of ferrite plate and cementite plate) was measured, and this value was obtained by arithmetic averaging. The tensile test was performed according to JIS Z 2241.
[0040]
The test results are shown in Table 1. Table 1 shows only the steel material components before hot rolling, but the chemical components of the wire material after hot rolling and cooling treatment are substantially equivalent to the steel material components, and are within the component ranges defined by the present invention. . As shown in Table 1, test no. Nos. 2, 6 and 7 have no bainite or martensite structure harmful to wire drawing, and are substantially composed of proeutectoid cementite and pearlite. In each case, the area ratio of pro-eutectoid cementite is more than 3%, and the pearlite lamella spacing is 0.15 μm or less (Test Nos. 2 and 7) or the aspect ratio of pro-eutectoid cementite is 12 or less (Test Nos. 6 and 7). It has become. As a result, a drawing representing the wire drawing workability of 25% or more was obtained, and the drawability was good. In particular, Test No. 1 satisfying both the area ratio of pro-eutectoid cementite exceeding 3% and the pearlite lamella spacing of 0.15% or less. In the case of 7, the aperture was remarkably improved to 35.7%, and very excellent stretchability was shown. The tensile strengths of the wires of the examples of the present invention are all ensured to be 1260 MPa or more. 1 is equal to or greater than 1243 MPa, so there is no problem.
[0041]
On the other hand, test No. which is a comparative example corresponding to the conventional product. In No. 1, the aspect ratio of pro-eutectoid cementite exceeded 12 and the pearlite lamella spacing exceeded 0.15 μm, so the aperture did not reach 20.1% and 25%, and the rawness was poor. Another comparative example, Test No. In 4, 5, 8, and 10, the bainite structure was generated, so that the drawing was extremely low at 1.5% or less, and the rawness was poor. Moreover, test No. which is another comparative example. In No. 9, the area ratio of pro-eutectoid cementite was 3% or less, so the drawing did not reach 25%, 16.8%, and the rawness was poor.
[0042]
[Table 1]

[0043]
【The invention's effect】
As is clear from the above examples, the present invention treats high carbon steel having a predetermined component with a combination of proper hot rolling finishing temperature and cooling conditions, and hot rolling wire for bearings after hot rolling. By optimally adjusting the composition and structure of the steel sheet, it is possible to improve the wire drawing workability of the hot- rolled wire rod for bearings and make it possible to perform the drawing, and the annealing process before the wire drawing work can be made unnecessary. .

Claims

From mass ratio, C: 0.80 to 1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less , Cr: 0.8 to 2.0 %, balance Fe and unavoidable impurities After the hot rolling, the steel material is first slowly cooled to 800 to 700 ° C. at a cooling rate of 0.1 to 2 ° C./s, and then rapidly cooled to 650 to 500 ° C. at a cooling rate of 5 to 20 ° C./s. subsequent gradual cooling at a cooling rate again 0.1 to 2 ° C. / s, the tissue is composed of a eutectoid cementite and pearlite, the area ratio of 3% of pro-eutectoid cementite, pearlite lamellar spacing is 0.15μm or less method for manufacturing a hot-rolled wire rod bearing, characterized in that to obtain the hot-rolled wire rod bearing.

From mass ratio, C: 0.80 to 1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less , Cr: 0.8 to 2.0 %, balance Fe and unavoidable impurities the made steel, after hot rolling at a finishing temperature of 850 ° C. or less, gradually cooled to eight hundred to seven hundred ° C. at a cooling rate of 0.1 to 2 ° C. / s in the initial cooling phase, tissue eutectoid cementite and pearlite A method for producing a hot-rolled wire for bearings, comprising obtaining a hot- rolled wire for bearings having an area ratio of pro-eutectoid cementite of over 3% and an aspect ratio of pro-eutectoid cementite of 12 or less.