CN100593039C - 轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法 - Google Patents

轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN100593039C
CN100593039C CN200380105950A CN200380105950A CN100593039C CN 100593039 C CN100593039 C CN 100593039C CN 200380105950 A CN200380105950 A CN 200380105950A CN 200380105950 A CN200380105950 A CN 200380105950A CN 100593039 C CN100593039 C CN 100593039C
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
bearing
rolling
manufacturing
corrosion
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN200380105950A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1726295A (zh
Inventor
高田启督
新部纯三
道冈英一
白井武树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
THK Co Ltd
Original Assignee
THK Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by THK Co Ltd filed Critical THK Co Ltd
Publication of CN1726295A publication Critical patent/CN1726295A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100593039C publication Critical patent/CN100593039C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
    • F16C33/58—Raceways; Race rings
    • F16C33/62—Selection of substances
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • F16C2204/70—Ferrous alloys, e.g. steel alloys with chromium as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Rolling Contact Bearings (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Bearings For Parts Moving Linearly (AREA)
  • Sliding-Contact Bearings (AREA)

Abstract

一种制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量%计，含有C：0.3～0.6%、Si：0.1～2.0%、Mn：0.1～0.5%、Cr：3.0～8.0%，限定Mo：0.5%或以下(包含0%)、N：0.02%或以下(包含0%)，且含有满足下式(1)的S。Cr-300×S≥2.0 (1)

Description

轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及在比较温和的腐蚀环境以及防锈油的使用受到限制的环境下使用的成为轴承零部件坯料的耐蚀性轴承钢、以及制造该轴承钢的型钢或线材的制造方法、与由该型钢或线材制造的轴承零部件和精密机械零部件。
本发明适用于直动式运动导向系统用导轨和滑架、滚珠螺杆、XY工作台以及做旋转运动的转动轴承、滑动轴承、钢球等普通轴承零部件以及精密机械零部件。
背景技术
在轴承零部件中，转动部分在暴露于比较温和的腐蚀环境的状态下使用，但根据其使用目的的要求，有时不能使用防锈剂和润滑剂。现在，这样的轴承使用马氏体不锈钢之类的高合金钢。
在日本工业标准(JIS)中已经被标准化的马氏体不锈钢至少含有11.5质量％或以上的Cr。特别是作为轴承钢使用的SUS440含有0.6质量％或以上的C以及16质量％或以上的Cr。
这样的高Cr钢不仅价格昂贵，而且非常容易淬火，所以在从铸造到成为型钢或线材的制造工序中，为了防止应变时效裂纹的发生并确保剪切性等，必须在加热-加工后进行缓冷。
再者，因钢的高温延展性低、要求较高的淬火温度等原因，导致零部件加工性变差，所以最终零部件的成本非常高。
为了解决这样的问题，已经就合金含量比SUS440更低且兼备所要求的耐蚀性和滚动疲劳强度的钢进行了研究。
例如，特开平9-195008号公报公开了一种轴承钢，其作为耐蚀轴承钢，含有0.75～0.85质量％的C、8.0～10.5质量％的Cr且碳化物平均间距为0.45μm～1.00μm。
另外，特开平11-217653号公报公开了一种切削性能优良的高耐蚀高强度马氏体不锈钢，其将C设定为0.25～0.50质量％、将Cr设定为10～16质量％，藉此加大了C/Cr之比，从而提高了耐蚀性，进而将Si设定为1.0质量％或以上，藉此提高了切削性能。
在奥氏体不锈钢中，已经为人所知的是N(氮)可提高耐蚀性，但在马氏体不锈钢中，也有将淬火加热时固溶的N用作强化元素的例子。
例如，特开平7-233442号公报中公开了一种滚动疲劳特性优良的耐磨耐蚀轴承钢，其含有0.5～1.3质量％的C、11～20质量％的Cr、以及0.06～0.20质量％的N。
马氏体不锈钢及其替代钢是一类耐蚀性优良、同时作为轴承钢具有充分的滚动疲劳特性的钢。但是，这些钢存在以下问题。
即：(a)由于是高Cr组成，因此合金的成本高、以及(b)非常容易淬火，所以钢锭、钢坯以及型钢或线材等各制造工序需要进行缓冷使其软质化，从而防止剪切性能的降低和延迟断裂的发生，在这一点上，存在的问题是制造性变差。
发明内容
本发明提供一种即使进一步降低高价的Cr含量也具有等同于现有技术钢的耐蚀性和滚动疲劳特性、且钢锭、钢坯以及型钢或线材的制造性优良的耐蚀性轴承钢和轴承钢坯料的制造方法、以及使用该坯料制造的轴承零部件及其制造方法，并且试图解决上述的问题。
降低合金成本的第1方案是减少Cr含量。但是，Cr是为提高耐蚀性所必需的合金成分，因此需要采用某种方法来补偿耐蚀性。
本发明者着眼于轴承零部件所要求的耐蚀性，主要是耐点蚀性能。人们熟知的是Cr的钝化膜可以减少腐蚀总量，而关于点蚀的发生，由Cr产生的抑制效果也很大。
但是，点蚀是以某一表面缺陷为起点而优先形成的，因此一般认为对于点蚀的发生，能够形成作为缺陷而起作用的第2相的合金成分特别是S、Al、Ti和/或N具有较大的影响。
于是，本发明者以最大限度地抑制Cr用量、同时提高耐点蚀性能为目标，就各种钢的组成进行了研究。
首先，对于以质量％计、将0.5％C-0.2％Si-0.5％Mn-0.02％P-余量为Fe以及不可避免的杂质作为基本组成并改变Cr、S、Ni、Al、Ti、Mo以及N各自的含量的钢以及组成为0.5％C-0.2％Si-0.3％Mn-0.02％P-0.018％S-10.5％Cr-0.03％Al-0.5％Mo-0.025％N-余量实质上为Fe的低Cr含量的现有技术钢(以下称A钢)，通过真空熔炼进行熔化，铸造成16kg的钢锭，经热锻制成直径为45mm的型钢。
此后，为了再现实际的轴承零部件的制造工序，进行1000℃-加热600秒-缓冷的正火、950℃-加热10800秒-缓冷的退火、继而进行1000℃-加热300秒-油冷-150℃-加热3600秒-放冷的QT处理(淬火-回火处理)，然后通过磨削加工，将其精加工成表面粗糙度Rz为1.0μm、直径为40mm的型钢。
对于这些钢，根据JIS C0028进行无低温循环的温度、湿度循环试验(24小时/循环)，比较直到发生点蚀的循环数并归纳在图1中。
图1以Cr含量为纵坐标和以S含量为横坐标整理了比较结果。◎表示比A钢(现有技术钢)更为优良(直到发生点蚀的循环数比现有技术钢更多)，○表示同等，△表示差(直到发生点蚀的循环数比现有技术钢少)。
在图1中，没有注释的点是关于Ni、Al、Ti、Mo以及Mo为0％、含有0.01％N的钢。从图1可知：Cr必须为3％或以上，S与Cr和/或Ni有关系而需要减少。
而且知道：在添加具有耐蚀性提高效果的Ni和/或Mo时，耐蚀性得以提高，但另一方面，在减少Al、Ti和/或N时，同样地可提高耐蚀性。在图1中，由Ni为0％的辅助线和Ni为1.0％的辅助线表示Ni的影响。
例如，Ni为0并含有0.01％N的钢在Ni为0％的辅助线的上方区域(高Cr-低S区域)，具有与A钢(现有技术钢)同等或以上的耐点蚀性能。另外，含有Ni为1.0％的钢也同样具有与A钢(现有技术钢)同等或以上的耐点蚀性能。
本发明者采用JIS C0028号所规定的温度、湿度循环试验，就耐点蚀性能进行了评价，结果发现：添加3～8质量％的Cr与降低钢中夹杂物和/或析出物量的组合能够实现与含有10质量％Cr的A钢(现有技术钢)同等的耐点蚀性能。
此外，JIS C0028号规定的温度、湿度循环试验是再现与盐和酸不接触的比较温和的腐蚀环境的试验。
再者，如图2以及图3所示，本发明者制作了A钢(现有技术钢)的连续冷却相变(CCT)曲线、以及一般认为具备与A钢同等的耐蚀性的“0.50％C-0.2％Si-0.6％Mn-0.02％P-5.0％Cr-0.5％Mo-0.5％Ni-0.015％N-余量实质上为Fe的钢”(以下称为B钢)的连续冷却相变曲线。
从图2以及图3可知：尽管B钢的Cr含量比A钢少5％或以上，但铁素体和贝氏体的相变鼻部位于时间短的一侧，比A钢(现有技术钢)更容易淬火。也就是说，像B钢那样的成分组成的钢与A钢或者不锈钢轴承钢同样，在轧制成坯料型钢或线材时，必须进行用于软化的后热处理。
于是，本发明者进一步研究了维持其耐蚀性而难以淬火的成分组成。其结果发现：在Cr量至少为4～7％的组成范围内，Cr对CCT曲线上的贝氏体相变的鼻部的影响并不显著，以及在该组成范围内，微量的Mn和/或Mo的添加使贝氏体相变的鼻部大大地向时间短的一侧移动。
也就是说，为了维持钢的耐蚀性且同时难以淬火，业已发现增加Cr且减少Mn和/或Mo是合理的。
进而已经发现：并用利用铁素体稳定化元素Si以促进铁素体相变的方法、以及利用V和/或Nb的碳氮化物以便使坯料轧制时的γ晶粒微细化从而促进铁素体和贝氏体相变而的方法是有效的。
另外，本发明者为了使本发明钢的轧材切实软质化，就钢坯料的制造方法进行了研究。其结果确认：在本发明钢的轧制中，如果适用使表面硬化钢等合金钢软质化所采用的轧制控制和冷却控制方法，则可以促进铁素体-珠光体或贝氏体的相变，降低马氏体的比例。
借助于轧制控制，即使不进行特别的缓冷，也能够降低冷却后的硬度，确保剪切的切断性，从而防止延时断裂的发生。另外，也可以控制马氏体相变，防止冷却中翘曲的发生。
而且业已确认发挥上述软质化效果优选的条件为：将轧制终了温度(终轧温度)设定为低于950℃，且在铁素体、珠光体以及贝氏体的相变温度区即在800～400℃的温度范围内以0.3℃/秒或以下的速度进行冷却。
再者，本发明者也就如下的制造方法进行了研究，即灵活运用一般的线材轧制工厂以接着轧制生产线进行退火、缓冷为目的而设置的连续热处理炉，谋求实现钢的软质化。
当本发明钢通常不容易淬火时，为了实现软质化，可以有效运用接着轧制生产线的热处理炉。
也就是说，本发明钢在热轧后，就以奥氏体状态装入加热炉，并再加热到珠光体相变温度区，就这样保持在铁素体-珠光体相变温度区或进行缓冷时，则在短时间内能够得到软质的珠光体或铁素体-珠光体组织。
另一方面，对于现有技术钢的情况，用于进行软质化的处理时间非常长，使连续炉的生产效率显著降低。
由以上的研究完成了本发明。并且本发明的要点归纳如下：
(1)一种制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，含有C：0.3～0.6％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.1～0.5％、Cr：3.0～8.0％，并且将Mo和N的含量限定为，Mo：0.5％或以下(包含0％)、N：0.02％或以下(包含0％)，且含有满足下式(1)的S。
Cr-300×S≥2.0             (1)
(2)一种制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，含有C：0.3～0.6％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.1～0.5％、Cr：3.0～8.0％、Ni：2.0％或以下，并且将Mo和N的含量限定为，Mo：0.5％或以下(包含0％)、N：0.02％或以下(包含0％)，且含有满足下式(2)的S。
Cr+2.0×Ni-300×S≥2.0     (2)
(3)根据上述(1)或(2)所述的制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％之中的1种或2种。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，进一步限定Al：0.04％或以下(包含0％)、Ti：0.01％或以下(包含0％)。
(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，进一步限定O的含量为：0.0015％或以下(包含0％)。
(6)一种软质的轴承用钢坯料的制造方法，其是将具有上述(1)～(5)的任一项所述的成分组成的钢进行热轧而制造轴承用钢坯料，其特征在于：将轧制终了温度设定为低于950℃，且在终轧后的800～400℃的温度范围内，将平均冷却速度设定为0.5℃/秒或以下。
(7)一种软质的轴承用钢坯料的制造方法，其是将具有上述(1)～(5)的任一项所述的成分组成的钢进行热轧而制造轴承用钢坯料，其特征在：于轧制结束后接着从400℃或以上的温度装入再加热炉，于600～750℃保持900秒或以上。
(8)一种耐蚀性优良的轴承零部件，其特征在于：以上述(1)～(5)的任一项所述的轴承钢为坯料，通过包含淬火-回火处理工序的制造工序来进行制造。
(9)一种耐蚀性优良的轴承零部件的制造方法，其特征在于：将采用上述(6)或(7)所述的软质轴承用钢坯料的制造方法所制造的软质轴承用钢坯料提供给包含淬火-回火处理工序的轴承零部件制造工序。
附图说明
图1就根据温度、湿度循环试验进行的耐蚀性的评价结果与现有技术钢(10％Cr钢(A钢))的耐蚀性进行了比较。
图2是A钢的CCT曲线。
图3是具有与A钢同等耐蚀性的5％Cr钢的CCT曲线。
具体实施方式
下面就本发明进行详细说明。
首先，就钢的成分组成的限定理由进行说明。其中％意味着质量％。
C：为了通过淬火-回火得到HRC为52或以上的表面硬度并提高滚动疲劳强度，C需要达到0.3％或以上，优选为0.4％或以上。另一方面，当含量超过0.6％时，淬火硬度提高到必要的硬度甚至更高，不仅淬火后的机械加工困难，而且容易产生淬裂。故而将C含量的上限设定为0.6％。
Si：Si在本发明钢中进行添加的目的在于：促进铁素体相变，从而在制造作为坯料的型钢或线材时，使该型钢和线材发生软质化。当添加量不足0.1％时，不能期待发挥出铁素体相变的促进效果。另一方面，当含量超过2.0％时，抵抗冷变形以及热变形的能力提高，从而使加工性降低。
Mn：Mn与S结合形成MnS，起着提高高温延展性和切削性能的作用，为了将S以MnS的形式固定下来，最低需要0.1％的Mn。另一方面，处于固溶状态的Mn增加时，钢变得容易淬火。
轴承零部件经过QT处理后进行使用，因此，只要着眼于QT处理，容易淬火就不成问题，但如果着眼于轴承零部件的坯料即型钢或线材的制造性，则在轧材淬火而硬化的场合，就会使冷却后不能剪切、发生翘曲以及延迟断裂的危险性增加。
也就是说，轴承零部件的坯料即型钢或线材在轧制后的硬度控制，对于确保坯料的制造性是非常重要的。
型钢或线材在轧制后，其中的马氏体组织的比例是否提高而发生硬化，也取决于Mn以外的合金元素及其含量、轧制条件以及冷却速度，在为本发明钢的成分组成的情况下，添加超过0.5％的Mn而使之过剩时，型钢或线材在轧制后，需要进行用于软质化的缓冷，其结果是制造成本大幅度提高。故而将Mn含量的上限设定为0.5％。
Cr：为了在大气环境或者温和的腐蚀环境下得到最低限度的耐蚀性，要求Cr最低为3.0％。Cr含量越多，耐点蚀性能越高，但当含量过剩时，不仅钢材的成本提高，而且型钢坯料或线材坯料在轧制时的轧制反力增大，从而使轧制控制变得困难。故而将Cr含量的上限设定为8.0％，优选为7.0％或以下。
Mo：Mo具有提高耐点蚀性能的作用。但是，Mo微量的添加容易发生淬火，因此型钢坯料或线材坯料轧制后，具有使不希望的马氏体组织增加的作用。故而为了将型钢坯料或线材坯料的硬度控制在不至于给制造上带来麻烦的范围内，将Mo限定在0.5％或以下，而优选的是不足0.2％。
V和Nb：添加V和Nb作为使型钢或线材的轧制组织成为软质组织的一个手段，是为了利用V和/或Nb的析出物。V和/或Nb的析出物所产生的效果是，通过防止型钢或线材轧制时奥氏体组织的粗化以及再结晶的延迟作用，来促进铁素体相变的发生。
为了获得这样的效果，V和Nb均要求含有0.01％或以上。另一方面，在超过0.1％时，由于析出强化的作用而使轧材硬化，因此二者的上限均设定为0.1％。
Ni：Ni与Cr一样，含量越多耐蚀性越高，因而根据需要添加预定量的Ni。但Ni量越多，淬硬性越高，轧制后的型钢或线材的硬度增加，从而延迟断裂的危险性提高。故而为了抑制硬度，将Ni限定在2.0％或以下。为了切实降低型钢或线材的硬度，优选的Ni含量为1.0％或以下。
N：大量地添加N是成为点蚀发生起点的粗大的氮化物生成的原因。故而为了抑制粗大的氮化物的生成，将N限定在0.02％或以下(包含0％)。
Al：Al以微细的AlN的形式析出，在淬火时具有防止晶粒粗化，减少淬火变形的作用，因此可以适量添加。但是，当Al以氧化物的形式存在时，则成为点蚀发生的起点，因此在要求高耐蚀性的场合，限制在0.04％或以下(包含0％)。
Ti：Ti主要以TiN的形式析出，在型钢或线材轧制时，具有防止晶粒粗化、促进软质化的作用。但是，根据熔炼方法的不同，可生成粗大的TiN而成为点蚀发生的起点，因此Ti含量限制在0.01％或以下(包含0％)。
Cr-300×S≥2.0(式(1))以及Cr+2.0×Ni-300×S≥2.0(式(2))：对于本发明钢，在不含Ni的情况下，Cr和S必须满足式(1)，而在含有Ni的情况下，Cr、Ni以及S必须满足式(2)。
可提高耐蚀性的Cr和Ni与有助于成为点蚀基点的MnS的生成的S的平衡，在本发明中是非常重要的。Cr与S，或者Cr、Ni以及S在满足上式(1)或(2)时，本发明钢在JIS C0028所规定的腐蚀环境中，可实现与10％Cr的现有技术钢同等或以上的耐点蚀性能。
此外，只要是切削性能的要求不是特别严格，则S优选限定为0.01％或以下。
O：O形成氧化物分散在钢中。氧化物与氮化物一样，成为点蚀发生的起点，因此优选其量为少量。另外，氧化物当在轴承零部件的使用中承受转动负荷时成为破坏的起点，使滚动疲劳寿命降低，因此优选限制在0.0015％或以下。在特别要求高寿命的情况下，应限制在0.0010％或以下。
关于其它元素，其限定的理由如下：
Cu即使只含一点点也有损害耐点蚀性能的倾向，并且容易淬火，因此其含量限定在不足0.2％。P只要在通常含量(0.05％或以下的程度)的范围内，则对耐点蚀性能以及机械特性没有特别的影响。
其它元素如Ca、Mg、Te、Hf、Zr、Ce、Sb等，根据使硫化物微细化、提高切削性能、以及防止脱碳等目的，在不损害本发明钢的特性的范围内可微量添加。上述元素可形成氧化物，因此优选的是避免大量添加。
在本发明的轴承钢热轧成轴承用钢坯料(型钢或线材)时，为了使该轴承钢材切实地软质化，将轧制终了温度设定为低于950℃。通过将轧制终了温度设定为低于950℃，可以使轧制后的奥氏体晶粒微细化，同时能够有效地防止二次再结晶。
再者，轧制终了后，在800～400℃的温度区以平均0.5℃/秒或以下的冷却速度进行冷却。通过该冷却，可以促进铁素体、珠光体以及贝氏体的相变。上述轧制终了温度与冷却区以及冷却速度相组合，可以促进铁素体与珠光体的相变，从而使轴承用钢的坯料软质化。
本发明的轴承钢热轧成轴承用钢坯料(型钢或线材)后，为了进一步促进铁素体与珠光体的相变从而使轴承用钢坯料切实地软质化，可以从400℃或以上的温度装入再加热炉，于600～750℃保持900秒或以上。
在再加热前的温度不足400℃时，根据钢的成分组成的不同，可能开始部分地发生马氏体相变而不能得到均匀的组织。保持温度600～750是铁素体与珠光体相变温度区，因此在该温度区容易实现软质化。
在上述的保持温度下，保持时间设定为900秒或以上。当保持时间设定为不足900秒且进行快速冷却时，则未发生相变的奥氏体有可能转变为马氏体，从而产生硬度偏差。
以本发明钢作为坯料，通过淬火-回火处理制造的轴承钢零部件具有作为轴承零部件所必需的硬度以及疲劳寿命。淬火可以使用在大气中、惰性气体气氛中或真空中进行的淬火，或者使用高频淬火。
为了得到充分的硬度，优选将淬火温度设定为950℃或以上。此外，进行回火的目的主要是消除内应力，防止变形的发生，因此优选在150℃或以下进行。如果超过150℃进行回火，则硬度大大降低。
本发明的轴承零部件在将本发明的轴承用钢坯料加工成形预定形状后，施以淬火-回火处理使滚动疲劳强度得以提高。淬火可以使用在大气中、惰性气体气氛中或真空中进行的淬火，或者使用高频淬火。
淬火时必须选择使硬度稳定的条件。例如，在对随后的表1所示的℃钢进行淬火时，于淬火加热温度950～1050℃能够得到稳定的硬度(HRC为62或以上)。
在此，本发明钢的优选的成分组成例如表1所示。
其中，C钢是这样的一种钢，为提高耐点蚀性能，分别含有5.7％、0.5％的Cr和Ni，并且将形成点蚀起点的S、N、Ti、以及O分别控制在0.02％或以下、0.02％或以下、0.01％或以下、以及0.0010％或以下。
当将碳含量设定为0.50％或以上时，淬火-回火后能够得到Hv700或以上的硬度，能够确保与现有技术钢同等的滚动疲劳寿命。也就是说，C钢具有与现有技术钢(上述的A钢[10％Cr钢])同等的耐点蚀性能和滚动疲劳特性。
D钢含有6.1％的Cr，且通过降低S、Ti以及O各自的含量而赋予与现有技术钢同等的耐点蚀性。与C钢相比较，Si含量高达0.7％，因为促进了轧制后的珠光体相变，因此D钢是具有容易得到更加软质的型钢或线材的成分组成的轴承钢。
用转炉熔炼C钢和D钢，铸造成220×220mm的铸片，经过开坯制作成钢坯，将该钢坯轧制成型钢和线材。
型钢是在加热温度为1050℃、轧制终了温度为880℃的条件下轧制而成的，轧制后的直径为65mm。在冷却该型钢时，800～400℃间的平均冷却速度为0.32℃/秒，冷却中没有翘曲等异常现象的发生。
冷却后的型钢的组织中虽然混有一些马氏体，但C钢和D钢均为目标要求的以软质的珠光体为主体的组织。其结果，型钢的硬度于C钢为390Hv、于D钢为375Hv，在剪切切断方面没有发生问题。
也就是说，在将C钢与D钢制造成型钢时，不需要进行轧制后的缓冷等特别的后热处理，完全能够采用与通常的低合金钢同样的制造方法。
线材是在加热温度为1100℃、终轧温度为920℃的条件下轧制而成的，其直径为16mm，轧制后卷取成2吨盘卷。在盘卷侧面中心区的温度达到660℃时，装入气氛温度为720℃的连续热处理炉，保持2400秒后，于上述炉的后室稍稍冷却后，于690℃从炉中取出并放冷。
冷却后的线材的组织几乎是100％的珠光体。硬度于C钢为255Hv、于D钢为267Hv。也就是说，在制造线材盘卷时，通过使用连续热处理炉能够轻易地使线材软质化，可以防止延迟断裂。
对于以A钢(上述的现有技术钢)以及采用上述制造条件制造的C钢D钢作为坯料的轴承零部件的性能，使用经过与上述制造工序相同的热处理工序而制作的滚动疲劳试片，像以下那样进行了评价。
也就是说，将直径65mm的型钢坯料施以球化退火-1000℃淬火-130℃回火处理后，进行磨削-开孔加工，加工成推力式滚动疲劳试片(直径60.5mm、厚度5.0mm、表面粗糙度Ry＝1.0μm)，将该试片供给推力滚动疲劳试验，试验条件为钢球数6个、赫兹应力4116MPa、转数2000rpm。
从n＝20的试验结果可知：求出的C钢、D钢以及A钢(现有技术钢)的L10寿命分别为5.8×106次、6.0×107次以及6.3×107次，作为本发明钢的C钢和D钢具有与A钢(现有技术钢)同等的滚动疲劳寿命。
再者，对C钢、D钢以及A钢(现有技术钢)施以球化退火-1000℃淬火-130℃回火的处理后，车削加工成直径为55mm、长度100mm、表面粗糙度Ry＝1.0±0.2μm的棒状试片。对于该试片，根据JIS C0028进行无低温循环的温度、湿度循环试验(24小时/循环)，以评价耐蚀性。
与试验机台面水平放置的试片的上半部分(从上部观察的场合)的点蚀点数，经16循环试验后，相对于A钢(现有技术钢)的20，C钢为16、D钢为7。
此外，本发明钢在施以淬火-回火处理后，与退火状态相比，耐蚀性得以提高。
这样地施以淬火-回火处理而制造的轴承零部件，具体地说是直动式运动导向系统用导轨和滑架、滚珠螺杆、XY工作台以及做旋转运动的转动轴承、滑动轴承、钢球等普通轴承零部件以及具有轴承功率精密机械零部件。
Figure C20038010595000171
实施例
将100kg表2所示的成分组成的钢通过真空熔炼进行熔化，并铸造成钢锭。No.30是作为耐蚀轴承钢使用的含10％Cr的耐蚀钢，No.32是没有耐蚀性要求的零部件所适用的最广泛使用的轴承钢SUJ2。
将上述钢锭的一部分经热锻成形为直径30mm的型钢，缓冷后1000℃再加热600秒进行油淬，然后在130℃进行3600秒回火。
将上述型钢加工成直径26mm、长度150mm、表面粗糙度Ry＝1.0～1.2μm的型钢，将其作为耐蚀性试验的试料。
Figure C20038010595000191
耐蚀性根据JIS C0028进行，采用无低温循环的温度、湿度循环试验(24小时/循环)以生锈状况为基准进行评价。升锈状态的评价结果如表3所示。
Figure C20038010595000211
本发明钢的点蚀的程度等同于含有10％Cr的现有技术钢。在表3的腐蚀状况中，○符号表示微小的点蚀，蚀点在整个试料中为5个或以下，△符号表示轻微的点蚀，蚀点为5～25个，×符号表示有26个或以上的蚀点生成。
含有10％Cr的现有技术钢No.30虽然没有点蚀，但在经历16个循环的温度、湿度试验后，残留有轻微的锈蚀(△符号)。另外，对于通常的轴承钢No.32(SUJ2)，在4个循环后全部试片发生锈蚀。与此相对照，本发明钢具有与现有技术的耐蚀轴承钢No.30同等或以上的耐蚀性。
将同样100kg真空熔炼的钢锭的一部分经过热锻成形为直径70mm的型钢，冷却后从该型钢切取20枚厚度9mm的圆盘形试料。然后将上述圆盘形试料于1000℃再加热600秒进行水淬，然后在130℃进行3600秒回火。
将这些试片加工成推力式滚动疲劳试片(直径60.5mm、厚度5.0mm、表面粗糙度Ry＝1.0μm)，将该试片供给推力滚动疲劳试验，试验条件为钢球数6个、赫兹应力4116MPa、转数2000rpm，截止次数为1.1×188次。试验结果以L10寿命进行评价，且一并示于表3中。
本发明钢的L10寿命在硬度与现有技术的高Cr耐蚀钢(现有技术钢)No.30(L10＝6.29×107)同等的情况下，与现有技术钢等同。
将本发明的轴承用钢坯料的制造方法在试验室再现，用型钢轧制得到直径8mm、长度12mm的试片。将该试片在真空中于1000℃加热600秒后，以5℃/秒的速度冷却到920℃，在长度方向进行50％的墩粗加工，随后以0.5℃/秒的速度冷却到室温。
然后，测定试片的1/4厚度部分的马氏体比例。型钢轧制后马氏体为50％或以上时，则在冷床上翘曲的发生、剪切切断不良的发生、以及延迟断裂的发生的几率增大。
表4表示组织中马氏体比例，对于本发明钢，马氏体比例均为不足50％。
表4
  No.   适用   马氏体比例(％)  在700℃保持后的硬度(Hv)
  1   发明钢   0  256
  2   发明钢   0  250
  3   发明钢   0  253
  4   发明钢   15  242
  5   发明钢   0  220
  6   发明钢   20  248
  7   发明钢   0  252
  8   发明钢   0  291
  9   发明钢   0  296
  10   发明钢   45  295
  11   发明钢   25  286
  12   发明钢   10  270
  13   发明钢   0  292
  14   发明钢   0  267
  15   发明钢   50  299
  16   发明钢   35  288
  17   发明钢   0  277
  18   发明钢   30  280
  19   发明钢   40  272
  20   发明钢   45  257
  21   比较钢   75  245
  22   比较钢   80  296
  23   比较钢   70  249
  24   比较钢   100  244
  25   比较钢   20  257
  26   比较钢   5  282
  27   比较钢   100  285
  28   比较钢   100  246
  29   比较钢   100  250
  30   比较钢   100  326
  31   比较钢   0  210
  32   比较钢   0  213
另外，将本发明另外的轴承用钢坯料的制造方法在试验室再现，用线材轧制直径8mm、长度12mm的试片，接着进行连续热处理。
将上述试片在真空中于1050℃加热600秒后，以5℃/秒的速度冷却到1000℃，在长度方向进行50％的墩粗加工，随后以0.7℃/秒的速度冷却到410℃。
然后，立即以3℃/秒的速度加热到700℃，保持900秒后以1℃/秒的速度冷却到室温。
其结果如表4所示。全部的本发明钢均为不足Hv300的硬度。即根据本发明的制造方法，能够将轴承用钢坯料的硬度控制在不产生延迟断裂的程度。
本发明钢与现有技术钢相比较，因为为低Cr组成，且非常难以淬火，因此不需要旨在使成为轴承零部件用坯料的型钢或线材软质化而进行的缓冷，轴承零部件用坯料的制造性也良好。
另外，本发明的轴承钢经由淬火-回火所制造的轴承零部件在温度、湿度环境下，具有与包含10％或以上Cr的耐蚀轴承钢(现有技术钢)同等的耐点蚀性能。
因此，根据本发明，能够以低成本制造提供具有耐点蚀性能的轴承零部件，所以作为机械零部件制造技术加以利用地可能性较高，有助于机械技术产业的开发。

Claims (7)

1.一种制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，含有C：0.3～0.6％、Si：0.26～2.0％、Mn：0.1～0.5％、Cr：3.0～7.0％，还含有Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％中的1种或2种，并且将Mo、N、Al和Ti的含量限定为，Mo：不高于0.5％并包含0％在内、N：不高于0.02％并包含0％在内、Al：不高于0.04％并包含0％在内、Ti：0.001～0.01％，且含有满足下式(1)的S，
Cr-300×S≥2.0                     (1)。
2.一种制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，含有C：0.3～0.6％、Si：0.26～2.0％、Mn：0.1～0.5％、Cr：3.0～7.0％、Ni：2.0％以下，还含有Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％中的1种或2种，并且将Mo、N、Al和Ti的含量限定为，Mo：不高于0.5％并包含0％在内、N：不高于0.02％并包含0％在内、Al：不高于0.04％并包含0％在内、Ti：0.001～0.01％，且含有满足下式(2)的S，
Cr+2.0×Ni-300×S≥2.0             (2)。
3.根据权利要求1或2所述的制造性和耐蚀性优良的轴承钢，其特征在于：以质量％计，进一步限定O的含量为：不高于0.0015％并包含0％在内。
4.一种软质的轴承用钢坯料的制造方法，其是将具有权利要求1～3的任一项所述的轴承钢的成分组成的钢进行热轧而制造轴承用钢坯料，其特征在于：将轧制终了温度设定为低于950℃，且在终轧后的800～400℃的温度范围内，将平均冷却速度设定为0.5℃/秒以下。
5.一种软质的轴承用钢坯料的制造方法，其是将具有权利要求1～3的任一项所述的轴承钢的成分组成的钢进行热轧而制造轴承用钢坯料，其特征在于：于轧制结束后接着从400℃以上的温度装入再加热炉，于600～750℃保持900秒以上。
6.一种耐蚀性优良的轴承零部件，其特征在于：以权利要求1～3的任一项所述的轴承钢为坯料，通过包含淬火-回火处理工序的制造工序来进行制造。
7.一种耐蚀性优良的轴承零部件的制造方法，其特征在于：将采用权利要求4或5所述的软质轴承用钢坯料的制造方法所制造的软质轴承用钢坯料提供给包含淬火-回火处理工序的轴承零部件制造工序。
CN200380105950A 2002-12-12 2003-12-11 轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法 Expired - Fee Related CN100593039C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002360955 2002-12-12
JP360955/2002 2002-12-12

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1726295A CN1726295A (zh) 2006-01-25
CN100593039C true CN100593039C (zh) 2010-03-03

Family

ID=32677065

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200380105950A Expired - Fee Related CN100593039C (zh) 2002-12-12 2003-12-11 轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP1574592B1 (zh)
JP (1) JP4368308B2 (zh)
KR (1) KR100712581B1 (zh)
CN (1) CN100593039C (zh)
AU (1) AU2003289042A1 (zh)
WO (1) WO2004057049A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111254356A (zh) * 2020-03-20 2020-06-09 浙江天马轴承集团有限公司 一种高强高氮稀土不锈轴承钢

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102005057299A1 (de) * 2005-12-01 2007-06-06 Schaeffler Kg Hülsenfreilauf
JP2007270343A (ja) * 2006-03-08 2007-10-18 Honda Motor Co Ltd 外輪部材の製造方法
DE102009035111B4 (de) 2009-07-29 2022-11-03 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Windkraftanlage mit einem Wälzlagerbauteil
JP5400089B2 (ja) 2010-08-31 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5240418B2 (ja) 2010-09-08 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 耐食性に優れた軸受鋼と、軸受部品及び精密機器部品
JP5696575B2 (ja) * 2011-04-22 2015-04-08 株式会社ジェイテクト 転がり摺動部材およびその製造方法ならびに転がり軸受
KR20130140193A (ko) * 2011-05-25 2013-12-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 전동 피로 특성이 우수한 강재
CN103667980B (zh) * 2013-11-07 2016-06-15 安徽省智汇电气技术有限公司 一种高速轴承用合金钢材料及其制备方法
CN107419166A (zh) * 2017-07-04 2017-12-01 广东省材料与加工研究所 一种高强耐磨蚀合金钢材料及其制备方法
DE102017216762A1 (de) * 2017-09-21 2019-03-21 Thyssenkrupp Ag Werkstoff und Herstellungsverfahren für Wälzlagerkomponenten
CN115747442A (zh) * 2022-10-21 2023-03-07 南京钢铁股份有限公司 一种免正火中碳轮毂轴承用钢的制备方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS602623A (ja) * 1983-06-20 1985-01-08 Nippon Steel Corp 耐熱亀裂性に優れた熱間工具鋼の製造方法
JPH02294453A (ja) * 1989-05-08 1990-12-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受用ステンレス鋼及びその製造方法
JPH04236715A (ja) * 1991-01-14 1992-08-25 Daido Steel Co Ltd 鋼の直接球状化焼なまし方法
JPH04337024A (ja) * 1991-05-10 1992-11-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受鋼の製造方法
JP4103191B2 (ja) * 1998-09-14 2008-06-18 大同特殊鋼株式会社 耐食性に優れた高周波焼入れ用高硬度鋼
JP2000297345A (ja) * 1999-04-14 2000-10-24 Daido Steel Co Ltd 浸炭軸受用鋼
JP4273609B2 (ja) * 2000-02-10 2009-06-03 日本精工株式会社 転がり軸受
JP4348964B2 (ja) * 2002-04-15 2009-10-21 日本精工株式会社 ベルト式無段変速機用転がり軸受及びその製造方法
EP1357308B1 (en) * 2002-04-23 2009-12-23 NSK Ltd., Rolling element bearing with ring or rolling elements made of chromium steel

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111254356A (zh) * 2020-03-20 2020-06-09 浙江天马轴承集团有限公司 一种高强高氮稀土不锈轴承钢

Also Published As

Publication number Publication date
WO2004057049A1 (ja) 2004-07-08
EP1574592B1 (en) 2020-04-01
CN1726295A (zh) 2006-01-25
JP4368308B2 (ja) 2009-11-18
KR100712581B1 (ko) 2007-04-30
EP1574592A4 (en) 2008-09-17
EP1574592A1 (en) 2005-09-14
KR20050085495A (ko) 2005-08-29
JPWO2004057049A1 (ja) 2006-04-20
AU2003289042A1 (en) 2004-07-14
AU2003289042A8 (en) 2004-07-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101808471B1 (ko) 볼트용 강선 및 볼트, 및 그들의 제조 방법
JP5432105B2 (ja) 肌焼鋼およびその製造方法
JP6479527B2 (ja) 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト
US20110002807A1 (en) Steel for induction hardening
CN100593039C (zh) 轴承钢及其制造方法以及轴承零部件及其制造方法
JP6927427B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN104178701B (zh) 耐腐蚀性优良的轴承钢、轴承部件及精密设备部件
EP2647734B1 (en) Bearing steel exhibiting excellent machinability after spheroidizing annealing and excellent resistance to hydrogen fatigue after quenching/tempering
JPH11323487A (ja) 被削性及び耐粗粒化特性に優れた機械構造用鋼
JP4581966B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
JP2002155344A (ja) 高強度ねじ用鋼および高強度ねじ
JPH09279295A (ja) 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼
JP3550886B2 (ja) 被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法
JP2008223083A (ja) クランクシャフト及びその製造方法
JP3236883B2 (ja) 肌焼鋼及びそれを用いた鋼管の製造方法
CN116724131A (zh) 具有优异的热处理特性和抗氢致延迟断裂性的冷镦用高强度线材、热处理组件及其制造方法
JP3474544B2 (ja) 室温及び加工発熱領域の変形抵抗の上昇が抑制された線状または棒状鋼
JPH09279296A (ja) 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼
JPH10265841A (ja) 高強度冷間鍛造部品の製造方法
JP4411096B2 (ja) 球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼
WO2014019670A1 (en) Low temperature heat treatment for steel alloy
JPS59159971A (ja) 焼入性のすぐれた冷間鍛造用鋼
JPS63206449A (ja) 冷間圧造用低炭素鋼
JPS61253347A (ja) 冷間加工性に優れた低炭素鋼
JP2025009000A (ja) 鋼材、及び、浸炭機械構造用部品

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: THK CO., LTD.

Free format text: FORMER OWNER: NIPPON STEEL CORP.; APPLICANT

Effective date: 20060317

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20060317

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: T Hk Casio Hitachi Mobile Comm Co.

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

Co-applicant before: T Hk Casio Hitachi Mobile Comm Co.

C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20100303

Termination date: 20201211

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee