CN103459642B - 滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件 - Google Patents

滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件 Download PDF

Info

Publication number
CN103459642B
CN103459642B CN201280016055.0A CN201280016055A CN103459642B CN 103459642 B CN103459642 B CN 103459642B CN 201280016055 A CN201280016055 A CN 201280016055A CN 103459642 B CN103459642 B CN 103459642B
Authority
CN
China
Prior art keywords
field trash
content
steel
oxide based
based field
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
CN201280016055.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103459642A (zh
Inventor
贝塚正树
永滨睦久
岛本正树
杉村朋子
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel 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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN103459642A publication Critical patent/CN103459642A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103459642B publication Critical patent/CN103459642B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • 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
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/12—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on oxides
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Rolling Contact Bearings (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)

Abstract

本发明提供一种轴承用钢材，适当地调整钢材的化学成分组成，钢中含有的氧化物系夹杂物的平均组成为CaO：10～45％、Al2O3：20～45％、SiO2：30～50％、MnO：15％以下(不包括0％)、MgO：3～10％，余部由不可避免的杂质构成，且钢材的长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径为20μm以下，并且，具有球状渗碳体组织。

Description

滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件
技术领域
本发明涉及在作为用于各种工业机械及汽车等中的轴承用的滚动体(滚柱、滚针、滚珠等)使用时，发挥优异的滚动疲劳特性的轴承用钢材以及由这种轴承用钢材制得的轴承零件。
背景技术
在各种工业机械及汽车等领域中使用的轴承用的滚动体(滚柱、滚针、滚珠等)从径向方向被赋予较高的交变应力。因此，对轴承用的滚动体要求滚动疲劳特性优异。
众所周知，滚动疲劳特性因钢中存在非金属夹杂物而降低。目前，在尝试通过制钢工艺尽可能减少钢中的氧含量。但是，对滚动疲劳特性的要求随着工业机械类的高性能化、轻量化而日益严格。为了轴承零件的耐久性的进一步提高，对轴承用钢材要求更良好的滚动疲劳特性。
作为改善滚动疲劳特性的技术，迄今为止提出有各种各样的方法。例如在专利文献1中公示有一种钢材，其适当地调整C、Si、Mn、Al等元素的范围，并且，根据氧化物系夹杂物的组成来规定其个数，由此，使拉丝性和疲劳特性优异。
但是，该技术将钢材的组织设为微细珠光体，不是使球状碳化物分散的组织，因此，滚动疲劳特性及耐磨损性不充足。
另外，在专利文献2中公示有一种轴承钢钢材，其含有C：0.6～1.2％、Si：0.1～0.8％、Mn：0.1～1.5％、P：0.03％以下、S：0.010％以下、Cr：0.5～2.0％、Al：0.005％以下、Ca：0.0005％以下、O：0.0020％以下，余部由Fe及杂质构成，对于非金属夹杂物而言，氧化物的平均组成为CaO：10～60％、Al2O3：20％以下、MnO：50％以下及MgO：15％以下，余部由SiO2及杂质构成，并且，钢材的长度方向纵截面的10处部位的100mm2面积中存在的氧化物的最大厚度的算术平均值和硫化物的最大厚度的算术平均值分别为8.5μm以下。
但是，在该技术中，夹杂物延伸，厚度降低，由此，尽管能够改善赋予推力方向的负荷的部件的滚动疲劳特性，但是，如滚柱、滚针、滚珠等滚动体那样，在从径向方向赋予负荷的情况下，不能说滚动疲劳特性充分，预料会产生早期剥离。
另一方面，在专利文献3中公示有一种轴承钢钢材，其具有含有C：0.85～1.2％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.05～0.6％、P≤0.03％、S≤0.010％、Cr：1.2～1.7％、Al≤0.005％、Ca≤0.0005％、O≤0.0020％，余部由Fe和杂质构成的化学成分，对于非金属夹杂物而言，氧化物的平均组成为CaO：10～60％、Al2O3≤35％、MnO≤35％及MgO≤15％，余部由SiO2和杂质构成，并且，钢材的长度方向纵截面的10处部位的100mm2面积中存在的氧化物的最大厚度的算术平均值和硫化物的最大厚度的算术平均值分别为8.5μm以下，另外，距钢材表面的R／2部位置(“R”为轴承钢钢材的半径)的平均截面硬度用维氏硬度表示为290以下。
但是，在该技术中，夹杂物延伸，厚度降低，由此，尽管能够改善赋予推力方向的负荷的部件的滚动疲劳特性，但是，如滚柱、滚针、滚珠等滚动体那样，在从径向方向赋予负荷的情况下，不能说滚动疲劳特性充分，预料会产生早期剥离。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-92164号公报
专利文献2：日本特开2009-30145号公报
专利文献3：日本特开2010-7092号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明是鉴于这种状况而开发的，其目的在于，提供一种轴承用钢材，其作为滚柱、滚针、滚珠等被重复赋予径向方向的负荷的轴承零件，滚动疲劳特性比现有技术更优异，能够抑制早期剥离。
本发明的滚动疲劳特性优异的轴承用钢材分别含有：C：0.8～1.1％(质量％的意思、成分组成，以下相同)、Si：0.15～0.8％、Mn：0.10～1.0％、P：0.05％以下(不包含0％)、S：0.01％以下(不包含0％)、Cr：1.3～1.8％、Al：0.0002～0.005％、Ca：0.0002～0.0010％、以及O：0.0030％以下(不包含0％)、余部由铁及不可避杂质构成，钢中含有的氧化物系夹杂物的平均组成为CaO：10～45％、Al2O3：20～45％、SiO2：30～50％、MnO：15％以下(不包含0％)及MgO：3～10％，余部由不可避免的杂质构成，且钢材的长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径为20μm以下，并且具有球状渗碳体组织。
作为本发明的轴承用钢材，具体可以列举在球化退火后以冷加工率5％以上加工获得的钢材。另外，通过使用这种轴承用钢材，可获得滚动疲劳特性优异的轴承零件。
发明效果
根据本发明，适当地调整钢材的化学成分组成，并且控制钢中含有的氧化物系夹杂物的组成，使夹杂物自身软质化而容易分断，并且，将钢材的长度方向的截面的氧化物系夹杂物的最大长径控制为规定以下，由此，与现有技术相比能够实现使滚动疲劳特性更优异、能够抑制早期剥离的轴承用钢材。这种轴承用钢材作为滚柱、滚针、滚珠等被重复赋予径向方向的负荷的轴承零件的原材料是极其有用的。
附图说明
图1是表示氧化物系夹杂物的最大长径和L10寿命的关系的图表。
图2是表示冷加工率和氧化物系夹杂物的最大长径的关系的图表。
具体实施方式
本发明者以提高重复赋予径向方向的负荷的轴承零件的滚动疲劳特性为目的，尤其是以夹杂物控制为中心进行了研究。其结果发现，只要适当地调整钢材的化学成分组成，并且，通过Si脱氧来控制氧化物系夹杂物的组成，使夹杂物本身软质化而容易分断即可，以及只要在球化退火后以规定的加工率实施冷加工而将钢材的长度方向的截面的氧化物系夹杂物的最大长径控制为规定以下，滚动疲劳特性就变得极其良好，完成了本发明。
一般而言，从现有状况可知，就清净油环境(没有混入异物的润滑油下的环境)下的轴承用钢材的滚动疲劳特性(滚动疲劳寿命)而言，非金属夹杂物(尤其是氧化物系夹杂物)成为应力集中源，该应力集中源成为起点而成为容易剥离的状态。本发明者使用径向滚动疲劳试验机，根据对氧化物系夹杂物的形态和滚动疲劳特性的关系进行了研究，判明了若使氧化物系夹杂物软质化，并且缩短长度方向的截面的氧化物系夹杂物的最大长径，则可使滚动疲劳特性提高。需要说明的是，上述径向滚动疲劳试验机是指点接触滚动疲劳试验机，是对滚柱、滚针等轴承零件施加来自径向方向的负荷而试验滚动疲劳的装置(例如，“NTNTECHNICALREVIEW”No.71(2003)，图2)。
为了使轴承用钢材中的氧化物系夹杂物软质化，需要按如下方式来调整氧化物系夹杂物的成分组成(平均组成)。需要说明的是，该成分组成假设合计(CaO、Al2O3、SiO2、MnO及MgO的合计)为100％，但是，可含有微量的杂质(例如，CuO、NiO等)。
[CaO：10～45％]
以酸性氧化物即SiO2为基本组成的氧化物含有碱性的CaO，由此，氧化物的液相线温度下降，在轧制温度域显示延性。这种效果在氧化物的平均组成中的CaO含量为10％以上时获得。但是，在CaO含量过高时，成为粗大的夹杂物，因此，需要设为45％以下。需要说明的是，氧化物系夹杂物中的CaO含量的优选下限为13％以上(更优选为15％以上)，优选的上限为43％以下(更优选为41％以下)。
[Al2O3：20～45％]
两性氧化物即Al2O3在氧化物的平均组成中的含量超过45％时，在轧制温度域结晶出Al2O3(氧化铝)相，或与MgO一起结晶出MgO·Al2O3(尖晶石)相。这些固相是硬质且在轧制·冷加工时难以分断，作为粗大的夹杂物存在，在加工中容易生成空隙，使滚动疲劳特性恶化。根据这种观点，需要将氧化物的平均组成中的Al2O3含量设为45％以下。另一方面，在氧化物系夹杂物中的Al2O3含量不足20％时，在热加工时夹杂物的变形阻力提高，在之后的冷加工中，无法获得微细化效果。需要说明的是，氧化物系夹杂物的Al2O3含量优选的下限为22％以上(更优选24％以上)，优选的上限为43％以下(更优选41％以下)。
[SiO2：30～50％]
SiO2在氧化物系夹杂物中含有30％以上，由此，使融点降低而成为软质的夹杂物，其结果是，在热加工及冷加工时使夹杂物的变形阻力降低。而且，在冷加工时夹杂物分断而微细化，由此改善滚动疲劳特性。为了发挥这种效果，需要在氧化物系夹杂物中含有30％以上的SiO2。但是，在SiO2含量超过50％时，粘性、融点上升，成为硬质的夹杂物，在之后的冷加工时夹杂物难以分断。另外，氧化物系夹杂物中的SiO2含量的优选下限为32％以上(更优选35％以上)，优选上限为45％以下(更优选40％以下)。
[MnO：15％以下(不包括0％)]
作为氧化物MnO具有碱性，具有助长SiO2系氧化物的软质化的效果。但是，在MnO含量超过15％时，在轧制温度域结晶出MnO·Al2O3(Galaxite)相。该固相为硬质且在轧制·冷加工时难以分断，作为粗大的夹杂物而存在，使滚动疲劳特性恶化。因而，氧化物的平均组成中的MnO含量设为15％以下。需要说明的是，氧化物系夹杂物的MnO含量的优选下限为2％以上(更优选5％以上)，优选上限为13％以下(更优选11％以下)。
[MgO：3～10％]
MgO为碱性氧化物，少量就能使SiO2系氧化物软质化，具有进一步使氧化物的融点降低的效果，在热加工时氧化物的变形阻力下降，因此，容易微细化。为了发挥这种效果，需要在氧化物系夹杂物中含有3％以上。另一方面，在MgO含量超过10％时，与硬质的MgO相及Al2O3一并使MgO·Al2O3(尖晶石)相的结晶量增加，热加工及冷加工时的氧化物的变形阻力增加，实现粗大化。因此，将氧化物中的MgO含量设为3～10％，滚动疲劳特性的改善理想。需要说明的是，氧化物系夹杂物的MgO含量的优选下限为3.5％以上(更优选为4.0％以上)，优选上限为9.6％以下(更优选为9.4％以下)。
本发明的轴承用钢材在球化退火后具有球状渗碳体组织，但是，在球化退火后通过以规定的加工率实施冷加工(后述)，钢材的长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径为20μm以下。
[长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径：20μm以下]
在清净油环境下轴承承受一定的重复负荷时，在非金属系夹杂物中产生应力集中，经过龟裂发生、传播直至剥离。相对于轧制方向，在氧化物系夹杂物的最大长径较大的情况下，在承受疲劳的滚动面上存在夹杂物的概率提高，并且产生较高的应力集中，变得容易早期剥离。为了抑制这种现象，将长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径设为20μm以下。该最大长径优选为18μm以下，更优选为16μm以下。
本发明的钢材为了满足作为轴承用钢材的基本成分，并且适当地控制氧化物系夹杂物的成分组成，也需要适宜调整其化学成分组成。根据这种观点，钢材的化学成分组成的范围设定理由如下。
[C：0.8～1.1％]
C是用于使淬火硬度增大，维持室温、高温下的强度并赋予耐磨损性的必需元素。为了发挥这种效果，C至少需要含有0.8％以上。但是，在C含量超过1.1％而过剩时，在轴承的芯部容易生成巨大碳化物，对滚动疲劳特性造成恶劣影响。C含量的优选下限为0.85％以上(更优选为0.90％以上)，优选上限为1.05％以下(更优选为1.0％以下)。
[Si：0.15～0.8％]
Si除了作为脱氧元素的有效作用之外，还具有提高淬火·回火软化阻力且提高硬度的作用。为了有效地发挥这种效果，需要将Si含量设为0.15％以上。但是，在Si含量过剩而超过0.8％时，在锻造时不仅模具寿命降低，还导致成本增加。Si含量的优选下限为0.20％以上(更优选为0.25％以上)，优选上限为0.7％以下(更优选为0.6％以下)。
[Mn：0.10～1.0％]
Mn是提高钢材基体的固溶强化及淬火性的元素。在Mn含量低于0.10％时不能发挥其效果，在高于1.0％时低级氧化物即MnO含量增加，除了使滚动疲劳特性恶化之外，加工性及被切削性显著降低。Mn含量的优选下限为0.2％以上(更优选为0.3％以上)，优选上限为0.8％以下(更优选为0.6％以下)。
[Cr：1.3～1.8％]
Cr为通过淬火性的提高和稳定的碳化物的形成，而使强度及耐磨损性提高，由此有效改善滚动疲劳特性的元素。为了发挥这种效果，需要将Cr含量设为1.3％以上。但是，在Cr含量过剩而超过1.8％时，碳化物粗大化，使滚动疲劳特性及切削性降低。Cr含量的优选下限为1.4％以上(更优选为1.5％以上)，优选上限为1.7％以下(更优选为1.6％以下)。
[P：0.05％以下(不包括0％)]
P是在晶粒边界偏析并对滚动疲劳特性造成恶劣影响的杂质元素。尤其是，在P含量超过0.05％时，滚动疲劳特性显著降低。因而，需要将P含量抑制为0.05％以下。优选为0.03％以下，更优选为0.02％以下即可。需要说明的是，P为钢材中不可避免地含有的杂质，在工业生产上难以使其量为0％。
[S：0.01％以下(不包括0％)]
S是形成硫化物的元素，在其含量超过0.01％时，残留有粗大的硫化物，因此，滚动疲劳特性劣化。因而，需要将S含量抑制为0.01％以下。从提高滚动疲劳特性的观点考虑，希望S含量越低越好，优选为0.007％以下，更优选为0.005％以下。需要说明的是，S为钢材中不可避免含有的杂质，在工业生产上难以使其量为0％。
[Al：0.0002～0.005％]
Al为不优选的元素，在本发明的钢材中，需要使Al尽量少。因此，不进行氧化精炼后的因Al添加的脱氧处理。当Al含量增多，尤其是超过0.005％时，以Al2O3为主体的硬质的氧化物的生成量变多，而且在轧制后也作为粗大的氧化物残存，因此，滚动疲劳特性劣化。因此，将Al含量设为0.005％以下。需要说明的是，Al含量优选设为0.004％以下，更优选为0.003％以下。但是，在将Al含量设为不足0.0002％时，氧化物系夹杂物中的Al2O3含量过少，夹杂物的变形阻力提高，不能获得微细化效果。因而，Al含量的下限设为0.0002％以上(优选为0.0005％以上)。
[Ca：0.0002～0.0010％]
Ca控制钢材中的夹杂物，使夹杂物在热加工中容易延伸，且在冷加工中容易破坏而实现微细化，对改善滚动疲劳特性是有效的。为发挥这种效果，需要将Ca含量设为0.0002％以上。但是，在Ca含量过剩超过0.0010％时，氧化物组成中的CaO比例过高，成为粗大的氧化物。因此，Ca含量设为0.0010％以下。Ca含量的优选下限为0.0003％以上(更优选为0.0005％以上)，优选上限为0.0009％以下(更优选为0.0008％以下)。需要说明的是，Ca通常在炼制时作为合金元素最后投入。
[O：0.0030％以下(不包括0％)]
O是不优选的杂质元素。当O含量变多，尤其是超过0.0030％时，在轧制后粗大的氧化物大量残存，滚动疲劳特性降低。因此，需要将O含量设为0.0030％以下。O含量的优选上限为0.0024％以下(更优选为0.0020％以下)。
本发明中规定的含有元素如上所述，余部为铁及不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许根据原料、资材、制造设备等的状况而带入的元素(例如，As、H、N等)的混入。
如上所述为了对氧化物系夹杂的成分组成进行控制，只要依据下述顺序即可。首先，在炼制钢材时，不进行通常实施的因添加Al的脱氧处理，而实施基于添加Si的脱氧。在该熔炼时，为了控制CaO、Al2O3、MnO的组成，将钢中含有的Al含量控制为0.0002～0.005％、将Ca含量控制为0.0002～0.0010％、将Mn含量控制为0.10～1.0％。另外，MgO含量是通过在熔炼时将含有MgO的耐火物用作熔炼炉及精炼容器、输送容器，将合金投入后的炼制时间控制为5～30分钟而能够控制的。另外，SiO2组成可以通过将其它的氧化物组成以上述方式进行控制而获得。
另外，为了将氧化物系夹杂物的长度方向截面的最大长径设为20μm以下，对于如上所述地控制为化学成分组成的钢材，进行轧制及球化退火，之后，以加工率5％以上进行冷加工，由此，能够获得夹杂物分断且最大长径减小的球化渗碳体钢材。
上述冷加工是用于分断夹杂物使最大长径为20μm以下的加工，因此需要至少将冷加工率设为5％以上。对于该冷加工率的上限没有特别的限定，但是，通常为50％程度。另外，上述“冷加工率”在将加工前的钢材截面积设为S0、将加工后的钢材截面积设为S1时，为下述(1)式表示的值(减少面积率：RA)。
冷加工率={(S0-S1)／S0}×100(％)...(1)
上述以外的制造条件(例如，热轧制条件、球化退火条件等)依据一般的条件即可(参照后述实施例)。
本发明的轴承用钢材制成规定的零件形状后，进行淬火·回火而制造成轴承零件，但是，对于钢材阶段的形状也可以含有可适用于这种制造的线状·棒状的任一种，其尺寸也可以根据最终产品来适当决定。
以下，通过实施例进一步具体地说明本发明，但是，本发明不受下述实施例限制，当然能够在适合上述·后述的宗旨的范围添加变更进行实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
在小型熔炼炉(150Kg／1ch)中，不进行通常实施的因添加Al的脱氧处理，而进行因添加Si的脱氧处理来炼制下述表1所示的各种化学成分组成的钢材(钢种)(其中，钢种11因添加Al进行脱氧处理)，制作φ245mm×480mm的铸片。这时，MgO含量是通过在炼制时将含有MgO的耐火物用作熔炼炉及精炼容器、输送容器来调整的。另外，调整溶钢投入后的熔炼时间(下述表1)，并且按下述表1所示对钢中含有的Al含量、Ca含量、Mn含量进行控制。在下述表1中一并记述各钢材中的氧化物系夹杂物组成(测定方法见后述)。
表1
将获得的铸片在加热炉中加热至1100～1300℃后，在900～1200℃实施了开坯轧制。之后，在830～1100℃进行轧制，实施热轧制或热锻造直到规定直径(φ20mm)。
将上述热轧制材料或热锻造材料在760～800℃温度范围内加热了2～8小时后，以10～15℃／小时的冷却速度冷却到(Arl相变点-60℃)温度后在大气中放凉(球化退火)，由此，获得分散了球化渗碳体的球化退火材料。
对上述球化退火材料以各种各样的冷加工率实施冷加工，制成了线材(φ15.5～20.0mm：冷加工后线径)。之后，切出φ12mm、长度22mm的试验片，在840℃加热30分钟后实施油淬火，在160℃进行了120分钟回火。接着，实施抛光研磨而制作了表面粗糙度：0.04μmRa以下的径向滚动疲劳试验片。
上述各试验片中的氧化物系夹杂物的组成(平均组成)、及长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长度的测定按照下述的方法。
[氧化物系夹杂物的平均组成的测定]
在各试验片中的直径D的1／2位置的钢材的长度方向(与轧制方向相当)上，切出10个20mm(轧制方向长度)×5mm(距表层的深度)的微小试样(组织观察用试样)，研磨截面。对短径1μm以上的任意的氧化物系夹杂物在100mm2内的面积(研磨面)上通过EPMA进行组成分析，换算成氧化物含量。这时的EPMA的测定条件如下所述。
(EPMA的测定条件)
EPMA装置：“JXA-8500F”商品名日本电子社制
EDS分析：赛默飞世尔科技systemsix
加速电压：15KV
扫描电流：1.7nA
[氧化物系夹杂物的最大长度的测定]
在各试验片的直径D的1／2位置的钢材的长度方向(与轧制方向相当)上切出10个20mmL(轧制方向长度)×5mm(距表层的深度)的微小试样(组织观察用试样)，研磨截面。在各试样的研磨面(100mm2)通过光学显微镜测定氧化物系夹杂物的最大长径，在1000mm2中将最大的长径设为最大长径。需要说明的是，在测定面积变少的情况下，也可以利用极值统计法来求出每1000mm2的预测最大长径。
使用上述得到的径向滚动疲劳试验片，经由径向滚动疲劳试验机(“点接触型寿命试验机”商品名NTN社制)在重复速度：46485cpm、面压：5.88GP、中止次数：3亿次(3×108次)的条件下实施径向滚动疲劳试验。这时，在各钢材中在每15个试验片中进行实施，评价疲劳寿命L10(直到累积破损概率10％的疲劳破坏的应力重复数：以下称为“L10寿命”)，将L10寿命没有不足3000万次(3×107次)的(重复次数在不足3×107次的情况下不发生剥离)、与使用现有钢(钢材No.11)进行时的L10寿命(试验No.6)相比(寿命比)为2.5以上(L10寿命与2750万次以上相当)的情况评价为滚动疲劳寿命优异。
将这些测定结果[径向滚动疲劳试验评价结果(L10寿命、寿命比、重复次数不足3×107次的剥离个数)、氧化物系夹杂物的最大长径]与加工中途的冷加工率及冷加工后线径一起记入下述表2。
表2
根据这些结果，能够进行如下考虑。即，可知试验No.3～5、12～14、17～21、29满足本发明中规定的化学成分组成(钢材的化学成分组成及氧化物系夹杂物组成)及氧化物系夹杂物的最大长径的要件，所有的滚动疲劳寿命优异。
与此相反，可知试验No.1、2、6～11、15、16、22～28、30～38为不满足本发明中规定的要件的任一种的例子，不能获得良好的滚动疲劳寿命。
其中，试验No.1、2、10、11、15、16的冷加工率较低，因此，氧化物系夹杂物的最大长径变大(化学成分组成在本发明规定的范围内)，滚动疲劳特性恶化。
试验No.6、7是使用了通过Al脱氧处理获得的钢种(钢种No.11：现有的铝镇静钢)的例子，Al含量过剩且氧化物系夹杂物中的Al2O3含量变高，滚动疲劳特性恶化。
试验No.8、9、24是使用了Al含量过剩的钢种(钢种No.8)的例子，氧化物系夹杂物中的Al2O3含量变高，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.22、23是使用了Ca含量不足的钢种(钢种No.9)的例子，氧化物系夹杂物中的CaO含量较少且SiO2含量变高，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.25是使用了Al含量不足的钢种(钢种No.10)的例子，氧化物系夹杂物中的Al2O3含量变少，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.26、27是使用Mn含量过剩的钢种(钢种No.6)且在熔炼时间短至2分钟的时间进行处理的例子，另外，氧化物系夹杂物中的MnO含量较高，MgO含量降低，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.28是在熔炼时间长达35分的时间进行处理的例子，耐火物中的MgO混入，氧化物系夹杂物中的MgO含量变高，另外氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。试验No.30是使用了Ca含量过剩的钢种(钢种No.12)的例子，氧化物系夹杂物中的CaO含量较高，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.31是使用了S含量过剩的钢种(钢种No.13)的例子，假设MnS生成量增大，滚动疲劳特性恶化。试验No.32是使用了Si、Mn及P的含量脱离本发明规定的范围的钢种(钢种No.14)的例子，预想招致强度降低，滚动疲劳特性恶化。
试验No.33是使用了Cr含量不足的钢种(钢种No.15)的例子，假设不能获得所希望的球化组织，滚动疲劳特性降低。试验No.34是使用了C含量及Cr含量过剩的钢种(钢种No.16)的例子，预想生成巨大的碳化物，滚动疲劳特性恶化。
试验No.35是使用了C含量不足的钢种(钢种No.17)的例子，预想不能获得期望的球化组织，滚动疲劳特性降低。试验No.36是在熔炼时间短至1分钟的时间进行处理的例子，氧化物系夹杂物中的MgO含量降低，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。
试验No.37是使用了Mn含量过剩的钢种(钢种No.20)的例子，氧化物系夹杂物中的MnO含量较高，另外，氧化物系夹杂物的最大长径也变大，滚动疲劳特性恶化。试验No.38是使用了O含量过剩的钢种(钢种No.21)的例子，预想氧化物系夹杂物粗大，滚动疲劳特性恶化。
基于这些数据，在图1表示氧化物系夹杂物的最大长径(仅表示为“最大长径”)和L10寿命的关系，在图2表示冷加工率(％)和最大长径的关系。需要说明的是，在图1中分别划分为：“○”是本发明例(试验No.3～5、12～14、17～21及29)、“■”是现有例(试验No.6、7)、“×”是C、Si、Cr、P、S的含量满足本发明规定的范围的钢种(钢种1～5、7～10、12、15、19、21)且不满足其它要件的比较例(试验No.1、2、8～11、15、16、22～28、30、33、36～38)。另外，在图2中分别划分为：“○”是使用钢种1的例子(试验No.1～5)，“△”是使用钢种3的例子(试验No.10～14)，“◇”是使用钢种4的例子(试验No.15～19)、“■”是现有例(试验No.6、7)，“×”是比较例(试验No.8、9、22、23、25、26)。
根据图1的结果可知，通过将最大长径设为20μm以下，能够发挥良好的滚动疲劳特性(L10寿命)。另外，根据图2的结果可知，通过将冷加工率设为5％以上，能够将最大长径控制为20μm以下。

Claims (2)

1.一种滚动疲劳特性优异的轴承用钢材，其特征在于，
以下的％是质量％的意思，表示成分组成，
该轴承用钢材分别含有：
C：0.8～1.1％、
Si：0.15～0.8％、
Mn：0.10～1.0％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
Cr：1.3～1.8％、
Al：0.0002～0.005％、
Ca：0.0002～0.0010％、以及
O：0.0030％以下、
余部由铁及不可避杂质构成，
钢中含有的氧化物系夹杂物的平均组成为CaO：10～45％、Al2O3：20～45％、SiO2：30～50％、MnO：15％以下以及MgO：3～10％，余部由不可避免的杂质构成，且钢材的长度方向截面的氧化物系夹杂物的最大长径为20μm以下，并且具有球状渗碳体组织，所述P、S、O及MnO的含量不包含0％，
该轴承用钢材是在轧制以及球化退火后以冷加工率5％以上进行冷加工而成的，所述冷加工率是减少面积率，
所述冷加工是用于分断氧化物系夹杂物使最大长径为20μm以下的加工。
2.一种轴承零件，其由权利要求1所述的轴承用钢材构成。
CN201280016055.0A 2011-03-31 2012-03-05 滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件 Expired - Fee Related CN103459642B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011079586A JP5605912B2 (ja) 2011-03-31 2011-03-31 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP2011-079586 2011-03-31
PCT/JP2012/055553 WO2012132771A1 (ja) 2011-03-31 2012-03-05 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103459642A CN103459642A (zh) 2013-12-18
CN103459642B true CN103459642B (zh) 2016-06-22

Family

ID=46930518

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280016055.0A Expired - Fee Related CN103459642B (zh) 2011-03-31 2012-03-05 滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9394593B2 (zh)
EP (1) EP2692892B1 (zh)
JP (1) JP5605912B2 (zh)
KR (2) KR20140129368A (zh)
CN (1) CN103459642B (zh)
BR (1) BR112013024128A2 (zh)
ES (1) ES2681268T3 (zh)
TW (1) TWI544083B (zh)
WO (1) WO2012132771A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015034324A (ja) 2013-08-08 2015-02-19 山陽特殊製鋼株式会社 転がり疲労寿命に優れた鋼
JP6073200B2 (ja) * 2013-08-13 2017-02-01 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
CN104237280B (zh) * 2014-09-05 2017-09-26 北京科技大学 检测热处理过程中夹杂物与合金基体之间固相反应的方法
US10353047B2 (en) * 2015-06-19 2019-07-16 Lenovo (Singapore) Pte. Ltd. Device location determined by wireless signals
US10579214B2 (en) * 2015-09-14 2020-03-03 International Business Machines Corporation Context sensitive active fields in user interface
KR102419450B1 (ko) 2018-01-22 2022-07-12 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 베어링강 부품 및 베어링강 부품용 봉강

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH062073A (ja) * 1992-06-22 1994-01-11 Koyo Seiko Co Ltd 軸受用鋼
JP3889931B2 (ja) 2001-01-26 2007-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軸受材料
JP4630075B2 (ja) * 2005-01-24 2011-02-09 新日本製鐵株式会社 高炭素クロム軸受鋼およびその製造方法
JP4718359B2 (ja) 2005-09-05 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 伸線性と疲労特性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP2008240019A (ja) 2007-03-26 2008-10-09 Sanyo Special Steel Co Ltd 転がり疲労寿命に優れた鋼
JP5266686B2 (ja) * 2007-07-05 2013-08-21 新日鐵住金株式会社 軸受鋼鋼材及びその製造方法
JP5713529B2 (ja) 2007-12-11 2015-05-07 株式会社神戸製鋼所 転動疲労寿命の優れた鋼材
JP5035137B2 (ja) * 2008-06-24 2012-09-26 住友金属工業株式会社 軸受鋼鋼材およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP5605912B2 (ja) 2014-10-15
US20140017112A1 (en) 2014-01-16
KR20140129368A (ko) 2014-11-06
ES2681268T3 (es) 2018-09-12
JP2012214829A (ja) 2012-11-08
KR20130116949A (ko) 2013-10-24
TW201309812A (zh) 2013-03-01
EP2692892A1 (en) 2014-02-05
CN103459642A (zh) 2013-12-18
EP2692892B1 (en) 2018-07-11
TWI544083B (zh) 2016-08-01
WO2012132771A1 (ja) 2012-10-04
US9394593B2 (en) 2016-07-19
BR112013024128A2 (pt) 2016-12-20
EP2692892A4 (en) 2015-01-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI486455B (zh) Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method
CN103459642B (zh) 滚动疲劳特性优异的轴承用钢材及轴承零件
JP5618917B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
CN105940132B (zh) 疲劳特性优异的弹簧用钢线材及弹簧
JPWO2014171472A1 (ja) 肌焼用鋼材と肌焼鋼部品
JP5280324B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JP6838873B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JPWO2019142947A1 (ja) 浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼
CN109689911A (zh) 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法
JP6004698B2 (ja) 転がり軸受の軌道輪製造法および転がり軸受製造法
US20160201173A1 (en) Bearing steel material with excellent rolling fatigue property and bearing part
JP6462376B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP2013007088A (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP6801782B2 (ja) 鋼及び部品
JP5976584B2 (ja) 転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
JP6881612B2 (ja) 軸受鋼部品、および軸受鋼部品用棒鋼
JP5873405B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP6073200B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP4192885B2 (ja) 冷間鍛造用鋼及び機械構造部品
JP2024101924A (ja) 軸受用鋼
TW201736620A (zh) 滾動疲勞特性優異的軸承用鋼材、其製造方法以及軸承零件

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
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: 20160622

Termination date: 20210305

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