CN104583442A - 疲劳特性优良的高频淬火用钢 - Google Patents

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Abstract

本发明的高频淬火用钢的特征在于，化学组成以质量％计含有C：0.45％～0.85％、Si：0.01％～0.80％、Mn：0.1％～1.5％、Al：0.01％～0.05％、REM：0.0001％～0.050％及O：0.0001％～0.0030％，限制在Ti：小于0.005％、N：0.015％以下、P：0.03％以下及S：0.01％以下，剩余部分为铁及杂质；所述高频淬火用钢含有在含REM、O、S及Al的夹杂物上附着有TiN的复合夹杂物；不附着于所述夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和为5个/mm2以下。

Description

疲劳特性优良的高频淬火用钢
技术领域
本发明涉及微细分散有非金属夹杂物、疲劳特性优良的高频淬火用钢。本发明特别是涉及通过控制REM夹杂物的生成、从而消除TiN、MnS等有害夹杂物的影响、具有良好的疲劳特性的高频淬火用钢。
本申请基于在2012年10月19日在日本申请的特愿2012-232141号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
高频淬火用钢被用于在各种产业机械或汽车中使用的“滚珠轴承”或“滚柱轴承”等的滚动轴承或齿轮等的滚动构件中。另外，近年来，还被用作作为磁记录介质的硬盘装置中使用的硬盘驱动用等电子机器、家电制品或者计量仪器、医疗机器等中的轴承或滑动构件。
对这些滚动构件或滑动构件中使用的高频淬火用钢要求优良的疲劳特性。但是，高频淬火用钢所含的夹杂物的粗大化和大量化会对疲劳寿命造成不良影响。因此，从提高疲劳特性的目的出发，优选夹杂物尽量微细且少量。
作为高频淬火用钢所含的夹杂物，已知氧化铝(Al2O3)等氧化物、硫化锰(MnS)等硫化物、氮化钛(TiN)等氮化物。
氧化铝系夹杂物是在转炉或真空处理容器中经精炼的钢水中大量残留的溶解氧和与氧的亲和力强的Al键合而生成的。另外，浇包等由氧化铝系耐火物组建的情况多。因此，在脱氧时通过钢水与耐火物的反应，从而氧化铝作为Al溶出到钢水中、被再氧化，成为氧化铝系夹杂物。
因此，氧化铝系夹杂物的减少和除去应用RH真空脱气装置或粉体鼓风装置等二次精炼装置，组合进行
(1)通过停汽、熔渣改性等来防止再氧化、
(2)通过除去熔渣来减少混入氧化物系夹杂物等。
另外，已知在含有0.005质量％以上的酸可溶Al的Al镇静钢的制造方法中，向钢水中投入含有Ca、Mg及REM的2种以上和Al的合金，将所生成的夹杂物中的Al2O3调节至30质量％～85质量％，制造没有氧化铝簇状物的Al镇静钢。
例如，如专利文献1公开所示，已知为了防止氧化铝簇状物的生成，在钢水中添加REM、Mg及Ca的2种以上，形成低熔点夹杂物的方法。该方法对于防止裂缝缺陷是有效的。但是，该方法无法将夹杂物的尺寸减小至高频淬火用钢所要求的水平。其理由在于，低熔点的夹杂物发生凝集/合体，更易于发生粗大化。
REM是将夹杂物球状化、提高疲劳特性的元素。根据需要添加到钢水中，但当过多地投入时，夹杂物的数量增加，反而作为疲劳特性之一的疲劳寿命降低。例如，如专利文献2公开的那样，已知为了不降低疲劳寿命，需要使REM的含量为0.010质量％以下。但是，专利文献2并未公开疲劳寿命降低的机理及夹杂物的存在状态。
另外，MnS等硫化物通过锻造等加工而延伸、变成成为断裂起点的疲劳累积源，使疲劳特性劣化。因此，为了改善疲劳特性，需要控制硫化物的数量及大小。
另一方面，REM在与氧键合形成氧化物的同时与硫键合形成硫化物。而且，当存在与氧键合的量以上的REM时，生成硫化物、增大夹杂物尺寸，对疲劳特性造成不良影响。为了防止该现象，需要对夹杂物的大小进行控制。
为了控制夹杂物的大小，需要添加与氧含量相称的量的REM。因此，首先减少氧含量是有效的。进而，由于硫化物也是降低疲劳寿命的夹杂物之一，因此防止粗大的硫化物、特别是MnS的生成是有效的。因而，减少硫含量，以及添加与硫含量相称的REM、生成氧硫化物、抑制MnS的生成是有效的。即，仅添加与氧及硫这两者相称的REM是有效的。但是，这些技术思想在专利文献2等中没有任何公开。
另外，作为防止硫化物的生成的方法，已知添加Ca进行脱硫的方法。然而，虽然Ca添加对于防止硫化物的生成是有效的，但对于防止作为氮化物的TiN的生成是无效的。
如图2所示，TiN是非常硬质的且以尖的形状结晶或析出至钢中。因此，变成成为断裂起点的疲劳累积源，对疲劳特性造成不良影响。例如，如专利文献3公开的那样，当Ti超过0.001质量％时，疲劳特性发生恶化。作为其对策，将Ti调节至0.001质量％以下是重要的，但Ti在铁液或熔渣中也含有，作为杂质的混入是不可避免的。因此，难以稳定地将Ti减少至所期望的水平。
因而，需要在钢水阶段将Ti及N减少或除去。但是，由于制钢成本提高，因此不优选。另外，通过Ca的添加所形成的Al-Ca-O系夹杂物带来易于延伸、易于变成成为断裂起点的疲劳累积源的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平09-263820号公报
专利文献2：日本特开平11-279695号公报
专利文献3：日本特开2004-277777号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明鉴于现有技术的问题，其目的在于提供使易于变成成为断裂起点的疲劳累积源的TiN、Al-O系夹杂物、Al-Ca-O系夹杂物及MnS无害化、疲劳特性优良的高频淬火用钢。
用于解决课题的手段
本发明的要旨如下所述。
(1)本发明的第一方式为一种高频淬火用钢，其中，化学组成以质量％计含有C：0.45％～0.85％、Si：0.01％～0.80％、Mn：0.1％～1.5％、Al：0.01％～0.05％、REM：0.0001％～0.050％及O：0.0001％～0.0030％，限制在Ti：小于0.005％、N：0.015％以下、P：0.03％以下及S：0.01％以下，剩余部分为铁及杂质；所述高频淬火用钢含有在含REM、O、S及Al的夹杂物上附着有TiN的复合夹杂物；不附着于上述夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和为5个/mm2以下。
(2)本发明的第二方式为一种高频淬火用钢，其中，化学组成以质量％计含有C：0.45％～0.85％、Si：0.01％～0.80％、Mn：0.1％～1.5％、Al：0.01％～0.05％、Ca：0.0050％以下、REM：0.0001％～0.050％及O：0.0001％～0.0030％，限制在Ti：小于0.005％、N：0.015％以下、P：0.03％以下及S：0.01％以下，剩余部分为铁及杂质；所述高频淬火用钢含有在含REM、O、S及Al的夹杂物上附着有TiN的复合夹杂物；不附着于上述夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和为5个/mm2以下。
(3)上述(1)或(2)所述的高频淬火用钢，其中，进而上述化学组成以质量％计可以含有选自由Cr：2.0％以下、V：0.70％以下、Mo：1.00％以下、W：1.00％以下、Ni：3.50％以下、Cu：0.50％以下、Nb：小于0.050％及B：0.0050％以下构成的组中的1种以上。
发明效果
根据本发明的上述方式，将Al-O系夹杂物改性为REM-Al-O系夹杂物或将Al-Ca-O系夹杂物改性为REM-Ca-Al-O系夹杂物，可以防止氧化物系夹杂物的延伸或粗大化。进而，将S固定化于REM-Al-O系夹杂物或REM-Ca-Al-O系夹杂物，形成REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，可以抑制粗大MnS的生成。另外，通过使TiN附着于REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物而形成复合夹杂物，减少不附着于夹杂物而独立地存在的TiN的个数密度，从而可以提供疲劳特性优良、特别是疲劳寿命优良的高频淬火用钢。
附图说明
图1是表示REM-Al-O-S系夹杂物和TiN复合而成的夹杂物(复合夹杂物)的形态的图。
图2是表示粗大MnS及四角形的形状的TiN的生成形态的图。
图3是表示疲劳试验片的形状的图。
具体实施方式
本发明人们为了解决现有技术的问题深入地进行了实验及探讨。其结果发现，在调节REM的含量及与其对应的Ca的添加量的同时控制脱氧工艺，
(1)通过将作为氧化物的Al-O系夹杂物改性成REM-Al-O系夹杂物、将作为氧化物的Al-Ca-O系夹杂物改性成REM-Ca-Al-O系夹杂物，可以防止氧化物系夹杂物的延伸或粗大化；
(2)通过将S固定于作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物或作为氧化物的REM-Ca-Al-O系夹杂物、改性成作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，可以抑制粗大MnS的生成；
(3)使TiN附着于作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，可以减少不附着而独立地存在的TiN的单独的个数密度。
以下，对基于上述见解而完成的本发明实施方式的高频淬火用钢及其制造方法详细地进行说明。
首先，对于本实施方式的高频淬火用钢的成分组成及其限定理由进行说明。另外，与下述的元素含量有关的％是指质量％。
C：0.45％～0.85％
C是在高频淬火中确保硬度、提高疲劳寿命的元素。根据高频淬火，为了确保所需要的强度和硬度，需要含有0.45％以上的C。但是，当C含量超过0.85％时，硬度过于提高、切削时的工具寿命降低。另外，当C含量超过0.85％时，硬度过于提高、成为淬裂的原因。因此，C含量为0.45％～0.85％。另外，C含量优选超过0.45％且0.85％以下、更优选为0.50％～0.80％。
Si：0.01％～0.80％
Si是提高淬火性、提高疲劳寿命的元素。为了获得该效果，需要含有0.01％以上的Si。但是，当Si含量超过0.80％时，淬火性提高效果饱和、进而母材的硬度提高、切削时的工具寿命降低。因此，Si含量为0.01％～0.80％。另外，Si含量优选为0.07％～0.65％。
Mn：0.1％～1.5％
Mn是提高淬火性、提高强度、提高疲劳寿命的元素。为了获得该效果，需要含有0.1％以上的Mn。但是，当Mn含量超过1.5％时，淬火性提高效果饱和、母材的硬度提高、切削时的工具寿命降低。进而，当Mn含量超过1.5％时，母材的硬度提高、成为淬裂的原因。因此，Mn含量为0.1％～1.5％。Mn含量优选为0.2％～1.15％。
Al：0.01％～0.05％
Al作为减少T.O(总氧量)的脱氧元素、且作为调节钢的晶体粒径的元素，需要含有0.01％以上。
但是，认为：当Al含量多时，与作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物或REM-Ca-Al-O系夹杂物、或者作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物相比，Al2O3变得稳定、无法进行从Al2O3向作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物或REM-Ca-Al-O系夹杂物、或者作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的改性。因此，Al含量为0.05％以下。
REM：0.0001％～0.050％
REM是有力的脱硫、脱氧元素，在本实施方式的高频淬火用钢中，起到极为重要的作用。在此，REM是指原子序号为57的镧至71的镥的15个元素加上原子序号为21的钪和原子序号为39的钇的共17个元素的总称。
REM首先与钢中的Al2O3发生反应、夺取Al2O3的O，生成作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物。接着，当添加Ca时，与Ca发生反应，生成作为氧化物的REM-Ca-Al-O系夹杂物。进而，上述氧化物吸收钢中的S，生成作为含有REM、O、S及Al的氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物，当有含有Ca的氧化物时，生成作为含有REM、Ca、O、S及Al的氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物。另外，在作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物中，Ca并不是作为CaS与氧硫化物分别独立地存在，而是固溶在REM-Ca-Al-O-S系夹杂物中。
本实施方式的高频淬火用钢中的REM的功能如下所述。将Al2O3改性成含有REM、O、及Al的REM-Al-O系夹杂物，防止氧化物的粗大化。当添加Ca时，改性成REM-Ca-Al-O系夹杂物、防止氧化物的粗大化。接着，通过形成含有Al、REM、O及S的REM-Al-O-S系夹杂物或者含有Al、REM、Ca、O及S的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物来将S固定化，抑制粗大的MnS的生成。进而，通过以REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物为核生成TiN，从而形成以REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的大致球状的复合夹杂物。
该大致球状的复合夹杂物例如如图1所示，为附着有TiN的形态。另外可知，该大致球状的复合夹杂物与该TiN相比，具有非常大的体积。进而，减少了不附着于REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物、独立地存在的硬质且尖的四角形的形状的TiN的析出量。在此，(TiN)是指TiN附着于REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的表面而发生复合化。
以REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的复合夹杂物例如如图1所示，表面的凹凸高度为0.5μm以下、大致球状化。因此，该复合夹杂物是不会成为断裂起点的无害的夹杂物。另外，推测出TiN析出至REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S表面的理由在于，TiN的晶格结构与REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S的晶格结构类似，即TiN与REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S具有晶体结构的匹配性。以下有时将REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)称作复合夹杂物、将REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物称作氧硫化物。
另外，本实施方式的高频淬火用钢的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物中Ti不以氧化物的形式含有。认为其原因在于，本实施方式的高频淬火用钢的C含量高达0.45％～0.85％，因此脱氧时的氧水平低、Ti氧化物的生成量极少。另外，认为：由于在REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物中Ti不以氧化物的形式含有，因此REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的晶格结构与TiN的晶格结构处于类似的关系。
进而，REM具有将Al-O系夹杂物或Al-Ca-O系夹杂物改性成高熔点的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物、防止Al-O系夹杂物或Al-Ca-O系夹杂物等氧化物的延伸或粗大化的功能。另外，当含有Ca时，在含有REM之后含有Ca，因此不会生成Ca系硫化物的CaS或Ca-Mn-S系夹杂物等。
为了获得这种效果，需要根据T.O量(总氧量)含有一定量以上的REM。如果钢水中不含一定量以上的REM，则不会改性成REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的Al-O或Al-Ca-O残存，因此不优选。另外，需要根据S含量含有一定量以上的REM。如果不含一定量以上的REM，则无法形成REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物而将S固定，生成粗大的MnS，因此不优选。
进而，REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物需要一定量以上。当REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的个数少时，REM-Al-O-S-(TiN)系复合夹杂物或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)系复合夹杂物的生成变得不充分，从而不优选。
由这些观点出发探讨的结果实验性地发现：当REM小于0.0001％时，含有效果不充分。因此，使REM含量的下限为0.0001％、优选为0.0003％以上、更优选为0.0010％以上、进一步优选为0.0020％以上。但是，当REM含量超过0.050％时，不仅成本高、而且易于发生铸造喷嘴的闭塞、阻碍钢的制造。因此，REM的含量上限为0.050％、优选为0.035％、更优选为0.020％。
O：0.0001％～0.0030％
O是通过脱氧从钢中被除去的元素，是对于生成以REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的复合夹杂物所必要的元素。为了获得含有效果，需要含有0.0001％以上的O。但是，当O含量超过0.0030％时，Al2O3等氧化物大量地残存、疲劳寿命降低，因此使O含量的上限为0.0030％。另外，O含量优选为0.0003％～0.0025％。
Ca：0.0050％以下
Ca可根据需要含有。所含有的Ca与REM及O键合，形成以REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的复合夹杂物。因此，优选含有0.0005％以上的Ca。更优选含有0.0010％以上的Ca。但是，当Ca含量超过0.0050％时，大量地生成粗大的CaO、疲劳寿命降低，因此使上限为0.0050％。另外，Ca含量优选为0.0045％以下。
以上是本实施方式的高频淬火用钢的基本的成分组成，剩余部分为铁及杂质。其中“剩余部分为铁及杂质”中的“杂质”是在指工业上制造钢时，从作为原料的矿石、矿渣或制造环境等中不可避免地混入的物质。但是，本实施方式的高频淬火用钢中，作为杂质的Ti、N、P及S需要如下限制。
Ti：小于0.005％
Ti是杂质，当存在于钢中时，会生成TiC、TiN及TiS等夹杂物。这些夹杂物会使疲劳特性劣化，因此将Ti含量限制为小于0.005％。优选将Ti含量限制为0.0045％以下。
特别是TiN如图2所示，以四角形的形状生成。这种四角形的形状的TiN变成断裂起点。因此，使TiN与REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S复合化。Ti含量的下限包含0％，但工业上难以达到0％。
另外，本实施方式的高频淬火用钢只要是使作为杂质的Ti为小于0.005％的范围，则即便比以往已知的0.001％以下的水平更多地含有时，TiN也会与REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S形成复合夹杂物，因此不会使疲劳特性劣化。因而，可以稳定地制造疲劳特性良好的高频淬火用钢。
N：0.015％以下
N是杂质，当存在于钢中时，形成氮化物而使疲劳特性劣化且通过应变时效使延展性及韧性劣化。当N含量超过0.015％时，疲劳特性、延展性及韧性的劣化等弊端变得显著。因此将N含量的上限限制为0.015％。优选将N含量限制为0.005％以下。N含量的下限包含0％，但工业上难以达到0％。
P：0.03％以下
P是杂质，当存在于钢中时，会偏析至晶界、降低疲劳寿命。当P含量超过0.03％时，疲劳寿命的降低变得显著。因此，将P含量的上限限制为0.03％。优选将P含量限制为0.02％以下。P含量的下限包含0％，但工业上难以达到0％。
S：0.01％以下
S是杂质，当存在于钢中时，形成硫化物。当S含量超过0.01％时，例如如图2所示，S与Mn键合、形成粗大的MnS、降低疲劳寿命。因此，将S含量的上限限制为0.01％。优选将S含量限制为0.0085％以下。工业上难以使S含量的下限为0％。
除了上述元素之外，还可以选择性地含有以下的元素。以下对选择元素进行说明。
本实施方式的高频淬火用钢可进一步含有Cr：2.0％以下、V：0.70％以下、Mo：1.00％以下、W：1.00％以下、Ni：3.50％以下、Cu：0.50％以下、Nb：小于0.050％及B：0.0050％以下中的1种以上。
Cr：2.0％以下
Cr是提高淬火性、提高疲劳寿命的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.05％以上的Cr。但是，当Cr含量超过2.0％时，淬火性提高效果饱和、母材的硬度提高、切削时的工具寿命减低，且成为淬裂的原因。因此，使Cr含量的上限为2.0％。另外，Cr含量优选为0.5％～1.6％。
V：0.70％以下
V是与钢中的C及N键合，形成碳化物、氮化物或碳氮化物、有助于钢的析出强化的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.05％以上的V。V含量更优选为0.1％以上。但是，当V含量超过0.70％时，含有效果饱和，因此使V含量的上限为0.70％。优选使V含量为0.50％以下。
Mo：1.00％以下
Mo是与钢中的C键合、形成碳化物、通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.05％以上的Mo。Mo含量更优选为0.1％以上。但是，当Mo含量超过1.00％时，钢的切削性降低，因此使Mo含量的上限为1.00％。Mo含量优选为0.75％以下。
W：1.00％以下
W是形成硬质相、有助于提高疲劳特性的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.05％以上的W。W含量更优选为0.1％以上。但是，当W含量超过1.00％时，钢的切削性降低，因此使W含量的上限为1.00％。W含量优选为0.75％以下。
Ni：3.50％以下
Ni是通过提高耐腐蚀性而有助于提高疲劳寿命的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.10％以上的Ni。Ni含量更优选为0.50％以上。但是，当Ni含量超过3.50％时，钢的切削性降低，因此使Ni含量的上限为3.50％。Ni含量优选为3.00％以下。
Cu：0.50％以下
Cu是通过母材的强化而有助于提高疲劳特性的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.10％以上的Cu。Cu含量更优选为0.20％以上。但是，当Cu含量超过0.50％时，在热加工时发生裂纹，因此使Cu含量的上限为0.50％。Cu含量优选为0.35％以下。
Nb：小于0.050％
Nb是通过母材的强化而有助于提高疲劳特性的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.005％以上的Nb。Nb含量更优选为0.010％以上。但是，当Nb含量为0.050％以上时，含有效果饱和，因此使Nb含量小于0.050％。Nb含量优选为0.030％以下。
B：0.0050％以下
B是通过晶界强化而有助于提高疲劳特性及强度的元素。为了稳定地获得该效果，优选含有0.0005％以上的B。B含量更优选为0.0010％以上。但是，当B含量超过0.0050％时，含有效果饱和，因此使B含量的上限为0.0050％。B含量优选为0.0035％以下。
本实施方式的高频淬火用钢中，S作为REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物被固定。因此，抑制延伸至10μm以上、阻碍疲劳特性的MnS的生成。通常，当MnS存在于钢中时，如图2所示，通过轧制从而MnS进行延伸。但是，本实施方式的高频淬火用钢中，REM将S固定、生成REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物。由于这些氧硫化物是硬质的，因此即便通过轧制，其大小也不会变化。另外，由于S作为REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物被消耗，因此不会生成MnS或者其生成量减少。另外，本实施方式的高频淬火用钢中，如图1所示，TiN附着于REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，形成以REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的大致球状的复合夹杂物。
在此，“大致球状”例如如图1所示，是指夹杂物表面的最大凹凸高度为0.5μm以下且夹杂物的长径除以短径的值、即长宽比为3以下。
不附着于REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S、而在钢中独立地存在的硬质的TiN例如如图2所示，成为最大径为1μm以上、四角形的形状。因此，不附着于REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S、而独立地存在的硬质的TiN成为断裂起点，因而对疲劳寿命造成不良影响。但是，本实施方式的高频淬火用钢中，TiN附着于REM-Al-O-S或REM-Ca-Al-O-S，构成以REM-Al-O-S-(TiN)或REM-Ca-Al-O-S-(TiN)为主要结构的大致球状的复合夹杂物，因此不会发生由未形成复合夹杂物的TiN的形状导致的上述不良影响。
进而，本实施方式的高频淬火用钢中，为了改善疲劳寿命，需要抑制对疲劳寿命造成不良影响的“最大径为10μm以上的MnS”及“最大径为1μm以上的TiN”的生成量以个数密度之和计为5个/mm2以下。进而，优选上述“最大径为10μm以上的MnS”及“最大径为1μm以上的TiN”的生成量越少越好，优选为4个/mm2以下、更优选为3个/mm2以下。
对本实施方式的高频淬火用钢的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的高频淬火用钢的制造方法中，在对钢水进行精炼时、投入脱氧剂的顺序很重要。本制造方法中，首先使用Al进行脱氧。接着，使用REM进行5分钟以上的脱氧之后，进行包含真空脱气的浇包精炼。或者，在使用了REM的脱氧之后，根据需要添加Ca，之后进行包含真空脱气的浇包精炼。
当在利用REM进行脱氧之前使用Al以外的元素进行脱氧时，无法稳定地降低氧量。因此，本制造方法中按照Al、REM或Al、REM、Ca的顺序添加脱氧剂。其结果为，生成作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物或同为氧化物的REM-Ca-Al-O系夹杂物。因此，防止有害的Al-O系夹杂物或Al-Ca-O系夹杂物的生成。另外，在添加REM时，可以使用混合稀土合金(含有多种稀土类金属的合金)等，例如在精炼的末期将块状的混合稀土合金添加到钢水中即可。此时，添加CaO-CaF2等焊剂适当地进行利用Ca的脱硫和夹杂物的改性。
利用REM的脱氧进行5分钟以上。脱氧时间小于5分钟时，暂时生成的Al-O系夹杂物或Al-Ca-O系夹杂物的改性不会进行，结果无法减少Al-O系夹杂物或Al-Ca-O系夹杂物。进而，最初使用Al以外的元素进行脱氧时，不会降低氧量。另外，通过添加焊剂，从而在向钢水中添加Ca时也需要进行5分钟以上的利用REM的脱氧。
在为了脱氧而根据需要添加Ca的情况下，当在REM之前添加Ca时，生成很多在低熔点易于延伸的Al-Ca-O系夹杂物。因此，当生成很多Al-Ca-O系夹杂物之后，即便添加REM，也难以对夹杂物的组成进行改性。因此，当添加Ca时，需要在REM之后进行添加。
如上所述，本制造方法中作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物将S固定，因此抑制粗大MnS的生成。进而，该作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物将TiN复合化，因此不附着于作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物、而独立地析出的TiN的个数减少。因此，高频淬火用钢的疲劳特性提高。
但是，特别是在轴承中使用本实施方式的高频淬火用钢时，MnS的生成量和独立地存在的TiN的生成量极少是理想的，但不需要皆无。另外，对于MnS来说，以氧化物作为核、单独地进行结晶的情况多。因此，有氧化物在MnS中心部等内部被检测到的情况。这种MnS区别于作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S夹杂物。
为了可靠地提高作为高频淬火用钢所需要的疲劳特性，作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物以及独立地存在的MnS及TiN的生成量需要满足以下的条件。即，必须使最大径为10μm以上的MnS的个数和最大径为1μm以上的TiN的个数之和以观察面每1mm2的总和计为5个以下。
如上所述，MnS通过轧制而延伸。被延伸的MnS在负荷了反复应力时变成断裂起点，因此对疲劳寿命造成不良影响。因此，长径、即最大径延伸至10μm以上的全部MnS会对疲劳寿命造成不良影响，因此该最大径无上限。另外，TiN不会像MnS那样通过轧制而延伸，但其四角形的形状变成断裂起点。粗大的TiN与MnS同样地会对疲劳寿命造成不良影响。最大径为1μm以上的全部TiN会对疲劳寿命造成不良影响。
当上述MnS的个数和上述TiN的个数之和在以观察面每1mm2的总和超过5个时，即当个数密度超过5个/mm2时，高频淬火用钢的疲劳特性发生劣化。特别是当在轴承中使用本实施方式的高频淬火用钢时，上述MnS和上述TiN对疲劳特性的劣化造成很大的影响。因此，相对于观察面每1mm2、上述MnS和上述TiN的个数之和优选为5个以下。更优选上述MnS和上述TiN的个数之和相对于观察面每1mm2为4个以下、即个数密度为4个/mm2以下。最优选上述MnS和TiN的个数之和相对于观察面每1mm2为3个以下、即个数密度为3个/mm2以下。另外，上述MnS和上述TiN的个数之和的下限相对于观察面每1mm2超过0.001个。
进而，为了可靠地提高疲劳特性，优选附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率为50％以上。不附着于夹杂物而独立地存在的TiN的四角形的形状成为断裂起点。另外，不附着于夹杂物而发生粗大化的TiN与MnS同样地会对疲劳寿命造成不良影响。特别是，当附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％时，粗大的TiN对于疲劳特性的劣化造成很大的影响。因此，优选附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率为50％以上。
如上所述，作为对高频淬火用钢的疲劳特性造成不良影响的有害的氧化物的Al2O3等Al-O系夹杂物和Al-Ca-O系夹杂物主要通过REM的添加效果进行向作为氧化物的REM-Al-O系夹杂物或REM-Ca-Al-O系夹杂物的改性，因此其存在量降低。另外，作为有害夹杂物的MnS改性为作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，因此其生成量受限制。特别是通过Ca而抑制MnS的生成量。
进而，作为有害夹杂物的TiN优先地结晶或析出至作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或作为氧硫化物的REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的表面。如上所述，可以通过REM或Ca的添加来抑制有害的MnS或TiN的生成，从而获得疲劳特性优良的高频淬火用钢。
对于作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物来说，比重为6、接近钢的比重7，因此难以漂浮分离。另外，将钢水注入到铸型中时，该氧硫化物通过下降流侵入到铸坯的未凝固层深处，易于偏析至铸坯的中心部。当该氧硫化物偏析至铸坯的中心部时，在铸坯的表层部处，该氧硫化物不充分。因此，难以使TiN附着于该氧硫化物的表面而生成复合夹杂物。因此，TiN的无害化效果在制品的表层部处受损。
因此，本制造方法中，为了防止作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的偏析，在铸型内使钢水在水平方向上旋转、实现这些夹杂物的均匀分散。对于铸型内的钢水的旋转来说，为了进一步实现氧硫化物系夹杂物的均匀分散，优选以0.1m/分钟以上的流速进行。当铸型内的旋转速度小于0.1m/分钟时，氧硫化物系夹杂物变得难以均匀地分散。因此，对钢水进行搅拌可实现氧硫化物系夹杂物的均匀分散。作为搅拌手段，例如应用电磁力等即可。
接着，将铸造后的铸坯在1200℃～1250℃的温度区域下保持60秒以上且60分钟以下，从而可获得上述的复合夹杂物。该温度区域是向作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的TiN的复合析出效果大的温度区域，在该温度区域内保持60秒以上是使TiN在作为氧硫化物的REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物的表面上充分地成长的优选条件。但是，即便进行60分钟以上该温度区域下的保持，也无法使TiN成长至所需大小以上，因此优选保持时间为60分钟以下。如此，为了使TiN与REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物复合化、抑制不附着于这些夹杂物而独立地生成的TiN的生成，优选将铸造后的铸坯在1200℃～1250℃的温度区域下保持60秒以上且60分钟以下。
另外，通常铸造后的铸坯中含有已经结晶的TiN和之后在向室温的冷却过程中进一步促进TiN的成长的固溶Ti和固溶N。当在1200℃～1250℃的温度区域内对该铸坯进行加热时，固溶Ti和固溶N作为TiN分散地成长在已经作为核进行结晶或析出的场所。认为：由于本发明中的TiN以REM-Al-O-S系夹杂物或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物为核进行结晶或析出，因此通过在1200℃～1250℃的温度区域内进行加热，可以更可靠地使固溶在钢中的Ti和固溶在钢中的N作为TiN进行分散地成长。如此，通过促进TiN的分散，可以抑制单独地存在的粗大的TiN的生成。
本制造方法中，在将铸造后的铸坯加热至加热温度之后，在1200℃～1250℃的温度区域内保持60秒以上且60分钟以下之后，实施热轧或热锻造而制造高频淬火用钢。进而，在切削成接近最终形状之后，通过实施高频淬火，可以使表面的硬度达到维氏硬度600Hv以上。
使用了本发明的高频淬火用钢的滚动构件或滑动构件的疲劳特性优良。另外，一般来说，滚动构件或滑动构件通常根据需要使用磨削等能够在高硬度下且高精度加工的手段，从而精加工成最终制品。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件的例子，但本发明并非是限定于该一个条件的例子。本发明只要不脱离本发明的要旨而达成本发明的目的，则可以采用各种的条件。
在浇包精炼的真空脱气中，使用金属Al、混合稀土合金及CaO：CaF2＝50：50(质量比)的焊剂，根据需要使用Ca-Si合金，在表1所示的条件下进行精炼，获得含有表2A、表2B或表4A、表4B所示的成分组成的钢水，利用连续铸造装置将该钢水铸造成300mm见方的铸坯。此时，在表1所示的条件下进行利用电磁搅拌的铸型内旋转，从而铸造了铸坯。
将在表1所示的条件下进行了浇包精炼及铸造的铸坯在表1所示的条件下进行加热及保持之后，热锻造成φ50mm的圆棒形状，最终磨削加工成φ10mm。制造多个来自同一钢种的试验片用原料的上述φ10mm的圆棒，其中的1个供至化学组成分析和夹杂物分析。
另外，对于制造了多个中的剩余的上述φ10mm的圆棒来说，为了供至用于确认适合实施高频淬火、退火所使用的滚动构件或滑动构件的疲劳试验，从上述φ10mm的圆棒中根据疲劳试验片形状切出0.3mm左右大的原料，该载荷负荷部分按照均质地达到与轴承用途材料同等的600Hv以上的硬度的方式来进行高频淬火，实施了180℃退火之后，通过磨削/研磨而精加工成图3所示的形状的疲劳试验片。对一部分的疲劳试验片从负荷有载荷的部分采集了维氏硬度测定用样品。
对于上述的化学组成分析和夹杂物分析用的试样来说，对其延伸方向的截面进行镜面研磨、用选择性恒电位电解刻蚀法(SPEED法)进行处理之后，利用扫描型电子显微镜观察距离表面为半径的1/2深度、即以距离表面2.5mm深度为中心、沿半径方向宽度为2mm、轧制方向长度为5mm的范围的钢中夹杂物，使用EDX分析夹杂物的组成，对试样的10mm2内的夹杂物进行计数，测定了个数密度。另外，对于疲劳寿命来说，使用上述疲劳试验片，利用超声波疲劳试验反复施加应力而进行测定，使用威布尔统计将评价试样中的10％发生断裂的循环数作为疲劳特性L10进行了评价。疲劳试验是使用超声波疲劳试验机(株式会社岛津制作所USF-2000)而进行的。试验条件为试验频率：20kHz、应力比(R)：-1、实际载荷振幅：1000MPa。另外，180℃下退火维氏硬度试验是以JIS Z 2244为基准进行的。
表1表示本实施例中的钢的精炼条件、铸造条件及铸造后的加热保持条件的制造条件。制造条件A、E、F、J、K、L、M、N、O是发明例的制造条件。制造条件B、C、D、I、P、Q是由于制造条件不优选、而不能成为发明例时的制造条件。
表1所示的加热保持条件下，制造条件B低于保持时间优选的范围。制造条件C低于保持温度优选的范围。制造条件D高于保持温度优选的范围。另外，对于制造条件I来说，在浇包精炼条件下，添加REM的脱氧时间低于优选的范围。进而，对于制造条件P及制造条件Q来说，在脱氧工序中REM的添加顺序不优选。采用上述的制造条件B、C、D、I、P及Q者分别示于表4A、表4B及表5A、表5B的钢种编号52、62、63、56、57、58。对于任何钢种来说，化学组成如表4A、表4B记载的那样，包含在本发明的范围内。但是如表5A、表5B记载的那样，附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％、最大径为10μm的MnS及单独地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度变得过剩，超过本发明的范围，因此在高频淬火时的疲劳特性L10中，与发明例相比处于劣势。
过剩地含有REM的钢种编号55如表5A、表5B所示，是采用制造条件A的计划，但铸造喷嘴发生闭塞、未能进行铸造。因此，采集残留在铸造喷嘴或浇口盘上的钢的残渣进行化学组成分析，将其结果作为比较钢的组成示于表4A、表4B。结果可知，钢种编号55的REM含量与本发明的范围相比变得过剩。
在表4A所示的钢种编号54中，REM含量低于本发明范围，因此如表5A所示，REM的添加效果几乎没有、Al-Ca-O系析出物增加。这些钢种编号52、54、56、57、58、62、63中，附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％、最大径为10μm的MnS及单独地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度变得过剩，超过本发明的范围，因此与发明例相比，疲劳特性L10处于劣势。
在表4A所示的钢种编号60和61中，Ca的含量变得过剩，在各种钢种编号中，如表5A、表5B所示，Al-Ca-O等的析出增加、夹杂物生成的平衡破坏、附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％、最大径为10μm的MnS及单独地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度变得过剩，超过本发明的范围，因此与发明例相比，疲劳特性L10处于劣势。
钢种编号53和59如表4A所示，Ti或S高于本发明的范围、生成了很多TiN及MnS等。其结果是，夹杂物生成的平衡破坏、不附着于夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和达到5个/mm2以上。另外，如表5A、表5B所示，附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％，对于疲劳特性L10来说，与发明例相比，处于劣势。另外，P比本发明范围过剩的钢种编号70如表5A、表5B所示，虽然附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率达到50％以上，但与发明例相比，由于P的粒界偏析，因此疲劳特性L10降低。
表4A所示的钢种编号65比本发明范围过剩地含有通过碳化物承担析出强化的本质的C。另外，表4A所示的钢种编号67比本发明范围过剩地含有对于确保淬火性必要的Si。进而，表4A所示的钢种编号69比本发明范围过剩地含有对于确保淬火性必要的Mn。因此，钢种编号65、67及69如表5A所示，由于在高频淬火时发生淬裂，因而中止了化学组成分析以外的评价。
钢种编号64如表4A所示，C含量低于本发明的范围。另外，钢种编号66如表4A所示，Si含量低于本发明的范围。进而，钢种编号68的Mn含量低于本发明的范围。这些钢种如表5A、表5B所示，虽然附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率得以确保，但与发明例相比，疲劳特性L10及180℃退火维氏硬度差。
Cr是提高淬火性的元素，但钢种编号71如表4B所示，比本发明范围过剩地含有Cr含量，因此如表5A所示地发生了淬裂。因此，钢种编号71中止了评价。
钢种编号72如表4A所示，Al含量低于本发明的范围。另一方面，钢种编号73如表4A所示，Al含量高于本发明的范围。钢种编号74如表4A所示，N含量高于本发明的范围。钢种编号75如表4A所示，O含量低于本发明的范围。另一方面，钢种编号76如表4A所示，O含量高于本发明的范围。因此，这些钢种中，如表5A、表5B所示，附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率小于50％，最大径为10μm的MnS及单独地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度变得过剩，超过本发明的范围，因此与发明例相比，疲劳特性L10处于劣势。
表4B所示的Mo含量高于本发明范围的钢种编号78、W含量高于本发明范围的钢种编号79、Cu含量高于本发明范围的钢种编号81、Nb含量高于本发明范围的钢种编号82及B含量高于本发明范围的钢种编号83中，在圆棒形状加工时发生裂纹，因此中止了化学组成分析以外的评价。
本发明例在表2A、表2B及表3A、表3B中，表示为钢种编号5～48及51。根据表3A、表3B，发明例的所有钢种中，不附着于夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和达到5个/mm2以下。另外可知，附着有TiN的复合夹杂物相对于总夹杂物的个数分率确保为50％以上。进而，对于对本发明例实施高频淬火、180℃退火来说，利用反复应力评价的疲劳特性L10为107循环以上，与本发明范围外的比较例的钢种相比，处于优势。另外可知，本发明例的180℃下退火维氏硬度也为600Hv以上，优选作为滚动构件或滑动构件。
表1
表2A
表2B
表3A
表3B
表4A
*钢种编号55是在条件A下进行制造的计划，但由于喷嘴闭塞，因而未能浇铸
表4B
*钢种编号55是在条件A下进行制造的计划，但由于喷嘴闭塞，因而未能浇铸
表5A
表5B
产业上的利用可能性
根据本发明，将Al-O系夹杂物改性成REM-Al-O-S系夹杂物或将Al-Ca-O系夹杂物改性成REM-Ca-Al-O-S系夹杂物，可以防止氧化物系夹杂物的延伸或粗大化，进而通过使TiN与REM-Al-O-S系夹杂物、或REM-Ca-Al-O-S系夹杂物复合化，可以减少不附着于所述复合夹杂物而独立地存在的TiN的个数密度，且通过将S固定化，可以抑制粗大MnS的生成，因此可提供疲劳特性优良的高频淬火用钢。因此，本发明在产业上的利用用可能性高。
符号说明
A REM-Ca-Al-O-S系夹杂物
B TiN
C初析渗碳体
D MnS

Claims (3)

1.一种高频淬火用钢，其特征在于，
化学组成以质量％计含有
C：0.45％～0.85％、
Si：0.01％～0.80％、
Mn：0.1％～1.5％、
Al：0.01％～0.05％、
REM：0.0001％～0.050％、及
O：0.0001％～0.0030％，
限制在Ti：小于0.005％、
N：0.015％以下、
P：0.03％以下、及
S：0.01％以下，
剩余部分为铁及杂质；
所述高频淬火用钢含有在含REM、O、S及Al的夹杂物上附着有TiN的复合夹杂物；
不附着于所述夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和为5个/mm2以下。
2.一种高频淬火用钢，其特征在于，
化学组成以质量％计含有
C：0.45％～0.85％、
Si：0.01％～0.80％、
Mn：0.1％～1.5％、
Al：0.01％～0.05％、
Ca：0.0050％以下、
REM：0.0001％～0.050％、及
O：0.0001％～0.0030％，
限制在Ti：小于0.005％、
N：0.015％以下、
P：0.03％以下、及
S：0.01％以下，
剩余部分为铁及杂质；
所述高频淬火用钢含有在含REM、O、S及Al的夹杂物上附着有TiN的复合夹杂物；
不附着于所述夹杂物而独立地存在的最大径为1μm以上的TiN的个数密度与最大径为10μm以上的MnS的个数密度之和为5个/mm2以下。
3.根据权利要求1或2所述的高频淬火用钢，其中，所述化学组成进一步以质量％计含有选自由
Cr：2.0％以下、
V：0.70％以下、
Mo：1.00％以下、
W：1.00％以下、
Ni：3.50％以下、
Cu：0.50％以下、
Nb：小于0.050％、及
B：0.0050％以下构成的组中的1种以上。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109825762A (zh) * 2019-01-17 2019-05-31 浙江天马轴承集团有限公司 一种高速高性能轴承钢及其制备方法
CN110157988A (zh) * 2019-06-27 2019-08-23 锦州金科高新技术发展有限责任公司 一种高纯、均质稀土冷轧辊用钢合金材料及制备方法
CN112063929A (zh) * 2020-09-21 2020-12-11 江阴方圆环锻法兰有限公司 新型盾构机用轴承锻件及其锻造方法
CN112301269A (zh) * 2020-10-30 2021-02-02 江苏华龙铸铁型材有限公司 一种条形灰铸铁材料及其水平连铸法铸造工艺
CN112430778A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格无取向电工钢板及其制造方法
CN114641586A (zh) * 2019-11-13 2022-06-17 日本制铁株式会社 热轧钢材
CN115976422A (zh) * 2023-03-21 2023-04-18 江苏永钢集团有限公司 一种适用于轴承钢的柔性第二相生产控制方法及其应用

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105648348B (zh) * 2016-02-03 2017-06-06 合肥工业大学 一种中碳FeCrSiWMoAl沉没辊用钢及其制造方法
RU2618033C1 (ru) * 2016-05-19 2017-05-02 РЕЙЛ 1520 АйПи ЛТД Сталь для изготовления железнодорожных колёс
WO2018016505A1 (ja) * 2016-07-19 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ用鋼
CN111074163B (zh) * 2019-12-20 2021-12-28 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种抗时效性低碳Al镇静钢带及其生产方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1185813A (zh) * 1996-03-25 1998-06-24 川崎制铁株式会社 无聚集的铝镇静钢的制造方法
JPH11279695A (ja) * 1998-03-27 1999-10-12 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼線材およびその製造方法
JP2002069566A (ja) * 2000-08-30 2002-03-08 Nippon Steel Corp 捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品
CN1759199A (zh) * 2003-03-13 2006-04-12 新日本制铁株式会社 包含细分散的内含物的钢
CN101960035A (zh) * 2009-01-16 2011-01-26 新日本制铁株式会社 高频淬火用钢
JP2011111668A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Kobe Steel Ltd 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材
JP2011168842A (ja) * 2010-02-18 2011-09-01 Nippon Steel Corp 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007327084A (ja) * 2006-06-06 2007-12-20 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
PL2772559T3 (pl) * 2011-10-25 2017-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1185813A (zh) * 1996-03-25 1998-06-24 川崎制铁株式会社 无聚集的铝镇静钢的制造方法
JPH11279695A (ja) * 1998-03-27 1999-10-12 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼線材およびその製造方法
JP2002069566A (ja) * 2000-08-30 2002-03-08 Nippon Steel Corp 捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品
CN1759199A (zh) * 2003-03-13 2006-04-12 新日本制铁株式会社 包含细分散的内含物的钢
CN101960035A (zh) * 2009-01-16 2011-01-26 新日本制铁株式会社 高频淬火用钢
JP2011111668A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Kobe Steel Ltd 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材
JP2011168842A (ja) * 2010-02-18 2011-09-01 Nippon Steel Corp 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109825762A (zh) * 2019-01-17 2019-05-31 浙江天马轴承集团有限公司 一种高速高性能轴承钢及其制备方法
CN110157988A (zh) * 2019-06-27 2019-08-23 锦州金科高新技术发展有限责任公司 一种高纯、均质稀土冷轧辊用钢合金材料及制备方法
CN112430778A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格无取向电工钢板及其制造方法
CN114641586A (zh) * 2019-11-13 2022-06-17 日本制铁株式会社 热轧钢材
CN114641586B (zh) * 2019-11-13 2023-11-07 日本制铁株式会社 热轧钢材
CN112063929A (zh) * 2020-09-21 2020-12-11 江阴方圆环锻法兰有限公司 新型盾构机用轴承锻件及其锻造方法
CN112301269A (zh) * 2020-10-30 2021-02-02 江苏华龙铸铁型材有限公司 一种条形灰铸铁材料及其水平连铸法铸造工艺
CN115976422A (zh) * 2023-03-21 2023-04-18 江苏永钢集团有限公司 一种适用于轴承钢的柔性第二相生产控制方法及其应用

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