DE112021002011T5

DE112021002011T5 - Stahl

Info

Publication number: DE112021002011T5
Application number: DE112021002011.0T
Authority: DE
Inventors: Yutaka Neishi; Keisuke Chiba; Kohei KANETANI; Takashi Sada
Original assignee: Nippon Steel Corp; JTEKT Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp; JTEKT Corp
Priority date: 2020-03-31
Filing date: 2021-03-31
Publication date: 2023-01-26
Also published as: CN115667565B; JPWO2021201159A1; CN115667565A; WO2021201159A1; US20230118113A1

Abstract

Es wird ein Stahl zur Verfügung gestellt, der sich hervorragend maschinell bearbeiten lässt und in einem aufgekohlten Lager nach dem Aufkohlen eine hervorragende Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung aufweist. Der Stahl besteht aus, in Masse-%, C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 0,50%, Mn: 0,40 bis 0,70%, P: 0,015% oder weniger, S: 0,005% oder weniger, Cr: 0,80 bis 1,50%, Mo: 0,17 bis 0,30%, V: 0,24 bis 0,40%, Al: 0,005 bis 0,100%, N: 0,0300% oder weniger, O: 0,0015% oder weniger, Rest Fe und Verunreinigungen, und erfüllt die in der vorliegenden Spezifikation beschriebene Formel (1) bis Formel (4), wobei: seine Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5.0 bis 100,0% und einer Hartphase mit einem Gesamtflächenanteil von 0 bis 95,0% gebildet ist; der Anteil der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al2O3-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide im Stahl 30,0% oder mehr beträgt; und die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm2oder weniger beträgt.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Offenbarung bezieht sich auf einen Stahl, insbesondere auf einen Stahl als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager. Hier bedeutet der Begriff „aufgekohltes Lager“ ein Lager, das einer Aufkohlung unterzogen wurde.
TECHNISCHER HINTERGRUND
Die Lagerstähle werden durch SUJ2 in JIS G 4805(2008) beschrieben. Die Lagerstähle werden nach dem folgenden Verfahren zu einem Lager verarbeitet. Ein Stahl wird warmgeschmiedet und/oder maschinell bearbeitet, um ein Zwischenprodukt mit einer gewünschten Form herzustellen. Das Zwischenprodukt wird einer Wärmebehandlung unterzogen, um eine Härte des Stahls einzustellen und eine Mikrostruktur des Stahls zu formen. Beispiele für die Wärmebehandlung sind Abschrecken und Anlassen, Aufkohlen und Karbonitrieren. Durch die oben genannten Verfahren wird ein Lager mit den gewünschten Lagereigenschaften (Verschleißfestigkeit und Zähigkeit eines Kernabschnitts des Lagers) hergestellt.
In einem Fall, in dem eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit und eine Verbesserung der Zähigkeit als Lagerleistung besonders erforderlich sind, wird das Aufkohlen als die oben erwähnte Wärmebehandlung durchgeführt. Unter Aufkohlen versteht man hier eine Behandlung, bei der aufgekohlt-abgeschreckt und angelassen wird. Beim Aufkohlen wird eine aufgekohlte Schicht in einer Außenschicht des Stahls gebildet, die die Außenschicht des Stahls härtet. Wie oben erwähnt, wird ein Lager, das einer Aufkohlung unterzogen wird, hier als aufgekohltes Lager bezeichnet.
Techniken zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit, Zähigkeit und dergleichen eines Lagers werden in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 8-49057 (Patentliteratur 1) und der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2008-280583 (Patentliteratur 2) vorgeschlagen.
Ein in Patentliteratur 1 offenbartes Wälzlager umfasst einen Laufring und einen Wälzkörper, von denen mindestens einer ein Stahl ist, der C: 0,1 bis 0,7 Gew.-%, Cr: 0,5 bis 3,0 Gew.-%, Mn: 0,3 bis 1,2 Gew.-%, Si: 0,3 bis 1,5 Gew.-% und Mo: 3 Gew.-% oder weniger, und ferner enthaltend V: 0,8 bis 2,0 Gew.-%. Ein aus dem Ausgangsmaterial hergestelltes Zwischenprodukt wird einer Aufkohlung unterzogen, und die Kohlenstoffkonzentration in einer Oberfläche des Lagers wird auf 0,8 bis 1,5 Gew.-% und das Konzentrationsverhältnis V/C der Oberfläche des Lagers auf 1 bis 2,5 eingestellt. In der Patentliteratur 1 wird beschrieben, dass eine Verschleißfestigkeit des Wälzlagers erhöht werden kann, weil V-Karbide auf der Oberfläche des Wälzlagers gebildet werden.
Ein in der Patentliteratur 2 offengelegter Einsatzstahl hat eine Zusammensetzung bestehend aus, in Masse-%, C: 0,1 bis 0,4%, Si: 0,5% oder weniger, Mn: 1,5% oder weniger, P: 0,03% oder weniger, S: 0,03% oder weniger, Cr: 0,3 bis 2,5%, Mo: 0,1 bis 2,0%, V: 0,1 bis 2,0%, Al: 0,050% oder weniger, O: 0,0015% oder weniger, N: 0,025% oder weniger und V + Mo: 0,4 bis 3,0%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Der Einsatzstahl ist ein Stahl, der einer Aufkohlung unterzogen wird, bei dem eine Außenschichtkonzentration von C nach der Aufkohlung 0,6 bis 1,2% beträgt, die Oberflächenhärte HRC 58 oder mehr bis weniger als 64 beträgt, und unter den Karbiden auf V-Basis in der Außenschicht der numerische Anteil der feinen Karbide auf V-Basis mit einer Partikelgröße von weniger als 100 nm 80% oder mehr beträgt.
ZITATENLISTE
PATENTLITERATUR

Patentliteratur 1: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 8-49057
Patentliteratur 2: Japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2008-280583

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
TECHNISCHES PROBLEM
Bei Lagern unterscheidet man zwischen mittleren oder großen Lagern, die für Bergbaumaschinen oder Baumaschinen verwendet werden, und kleinen Lagern, die für Automobile verwendet werden. Beispiele für kleine Lager sind Lager, die in Antriebskomponenten wie z. B. einem Getriebe verwendet werden. Kleine Lager für Kraftfahrzeuge werden häufig in Umgebungen eingesetzt, in denen ein Schmiermittel zirkuliert.
In letzter Zeit wird die Viskosität eines Schmiermittels verringert, um den Reibungswiderstand und den Getriebewiderstand zu reduzieren, und der Verbrauch von Schmiermittel, das zirkuliert, wird verringert, um die Kraftstoffeffizienz zu verbessern. Daher kann sich in einer Umgebung, in der ein Lager verwendet wird, das verwendete Schmiermittel zersetzen und Wasserstoff erzeugen. Wenn in einer Umgebung, in der ein Lager verwendet wird, Wasserstoff erzeugt wird, dringt dieser von außen in das Lager ein. Der eindringende Wasserstoff verursacht eine Strukturveränderung, teilweise in einer Mikrostruktur des Lagers. Die Veränderung der Struktur während des Gebrauchs des Lagers verringert die Ermüdungslebensdauer des Wälzlagers. Im Folgenden wird eine Umgebung, in der Wasserstoff erzeugt wird, der eine Veränderung der Struktur verursacht, in der vorliegenden Beschreibung als „wasserstofferzeugende Umgebung“ bezeichnet.
Ein Lager, das in einer wasserstofferzeugenden Umgebung eingesetzt werden soll, muss eine ausgezeichnete Wälzkontaktermüdungslebensdauer aufweisen. Darüber hinaus kann das Lager bei der Herstellung eines aufgekohlten Lagers einer spanabhebenden Bearbeitung unterzogen werden, um die endgültige Form des Lagers zu erhalten. In diesem Fall muss der Stahl, der als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager verwendet wird, ebenfalls eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit aufweisen.
In der Patentliteratur 1 und der Patentliteratur 2 wird nicht erörtert, wie die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung als aufgekohltes Lager und die maschinelle Bearbeitbarkeit als Stahl miteinander vereinbar sind.
Ein Ziel der vorliegenden Offenbarung ist es, einen Stahl bereitzustellen, der eine hervorragende maschinelle Bearbeitbarkeit aufweist, und im Falle, dass er einer Aufkohlung unterzogen wird, und zu einem aufgekohltes Lagers verarbeitet wird auch eine hervorragende Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung aufweist.
LÖSUNG DES PROBLEMS
Ein Stahl gemäß der vorliegenden Offenbarung besteht aus, in Masse-%:

C: 0,25 bis 0,45%,
Si: 0,10 bis 0,50%,
Mn: 0,40 bis 0,70%,
P: 0,015% oder weniger,
S: 0,005% oder weniger,
Cr: 0,80 bis 1,50%,
Mo: 0,17 bis 0,30%,
V: 0,24 bis 0,40%,
Al: 0,005 bis 0,100%,
N: 0,0300% oder weniger,
O: 0,0015% oder weniger, und
wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, wobei
unter der Voraussetzung, dass ein Gehalt jedes Elements in dem Stahl in den oben beschriebenen Bereich fällt, die Formeln (1) bis (4) erfüllt sind, und
wobei:
ein Mikrostruktur des Stahls gebildet ist aus:
Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0 bis 100,0%, und
einer Hartphase gebildet aus Bainit oder Bainit und Martensit mit einem Gesamtflächenanteil von 0 bis 95,0%;
wenn Verbundeinschlüsse, die CaO und/oder CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten, als CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide definiert sind, ein Anteil der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf eine Gesamtfläche der Oxide im Stahl 30,0% oder mehr beträgt; und
bei den Oxiden im Stahl die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt: $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
$2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
$Mo/V \geq 0,58$
$(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$

VORTEILHAFTE WIRKUNG DER ERFINDUNG
Der Stahl gemäß der vorliegenden Offenbarung ist hervorragend maschinell bearbeitbar und, wenn er einer Aufkohlung unterzogen und zu einem aufgekohlten Lager verarbeitet wird, hat eine hervorragende Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die vorliegenden Erfinder haben Untersuchungen und Studien über die maschinelle Bearbeitbarkeit eines Stahls und, in einem Fall, in dem der Stahl einer Aufkohlung unterzogen und zu einem aufgekohlten Lager hergestellt wird, über eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer mit einer Änderung der Struktur unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung des aufgekohlten Lagers durchgeführt.
Zunächst führten die Erfinder Untersuchungen über die chemische Zusammensetzung eines Stahls durch, um bei der Herstellung eines aufgekohlten Lagers sowohl eine hervorragende maschinelle Bearbeitbarkeit als auch eine hervorragende Wälzermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zu erreichen. Infolgedessen waren die Erfinder der Ansicht, dass, wenn ein Stahl aus, in Masse-%, C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 0,50%, Mn: 0,40 bis 0,70%, P: 0,015% oder weniger, S: 0,005% oder weniger, Cr: 0,80 bis 1,50%, Mo: 0,17 bis 0,30%, V: 0,24 bis 0,40%, Al: 0,005 bis 0,100%, N: 0,0300% oder weniger, O: 0,0015% oder weniger, Cu: 0 bis 0,20%, Ni: 0 bis 0,20%, B: 0 bis 0,0050%, Nb: 0 bis 0,100% und Ti: 0 bis 0,100%, wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht, besteht die Möglichkeit, dass eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit erhalten wird, und darüber hinaus besteht in einem Fall, in dem ein Stahl mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung einer Aufkohlung unterzogen und in ein aufgekohltes Lager hergestellt wird, die Möglichkeit, dass eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer mit einer Änderung der Struktur unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht wird.
Es hat sich jedoch gezeigt, dass selbst bei einem Stahl, bei dem die Elemente in die oben beschriebenen Bereiche fallen, die oben beschriebenen Eigenschaften (maschinelle Bearbeitbarkeit und Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung, wenn er zu einem aufgekohlten Lager hergestellt wird) nicht unbedingt verbessert werden. Daher haben die Erfinder weitere Untersuchungen durchgeführt. Als Ergebnis fanden die Erfinder heraus, dass unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die oben beschriebenen Bereiche fallen, wenn die folgenden Formeln (1) bis (4) erfüllt sind, die maschinelle Bearbeitbarkeit und auch die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung in einem Fall, in dem der Stahl zu einem aufgekohlten Lager hergestellt wird, erhöht werden können. $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
$2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
$Mo/V \geq 0,58$
$(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$
wobei jedes Symbol eines Elements in den Formeln (1) bis (4) durch den Gehalt eines entsprechenden Elements (Masse-%) zu ersetzen ist und durch „0“ zu ersetzen ist, wenn das entsprechende Element nicht enthalten ist.
[Formel (1)]
Um die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zu erhöhen, ist es wirksam, Ausscheidungen auf V-Basis mit äquivalenten Kreisdurchmessern von 150 nm oder weniger in einer großen Menge in dem aufgekohlten Lager zu erzeugen. Hier ist der Begriff „V-Ausscheidungen“ ein Konzept, das eine oder mehrere Arten von V-haltigen Karbiden (V-Karbide), V-haltigen Carbonitriden (V-Carbonitride), V-haltigen komplexen Karbiden (komplexe V-Karbide) und V-haltigen komplexen Carbonitriden (komplexe V-Carbonitride) umfasst. Unter komplexen V-Carbiden versteht man Carbide, die V und Mo enthalten. Komplexe V-Carbonitride sind Carbonitride, die V und Mo enthalten. In der vorliegenden Beschreibung werden V-Ausscheidungen mit Äquivalentkreisdurchmessern von 150 nm oder weniger auch als „kleine V-Ausscheidungen“ bezeichnet.
Kleine V-Ausscheidungen fangen Wasserstoff ein. Außerdem können kleine V-Ausscheidungen aufgrund ihrer geringen Größe nicht als Ausgangspunkt für einen Riss dienen. Indem kleine V-Ausscheidungen in einem aufgekohlten Lager ausreichend dispergiert werden, ist eine Veränderung der Struktur in einer wasserstofferzeugenden Umgebung nicht zu erwarten. Infolgedessen kann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in der wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht werden.
F1 sei definiert als F1 = 0,4Cr+0,4Mo+4,5V. F1 ist ein Index, der sich auf die Menge der gebildeten kleinen V-Ausscheidungen bezieht, die Wasserstoff einschließen, um die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zu erhöhen. Die Bildung von kleinen V-Ausscheidungen wird beschleunigt, wenn der Stahl sowohl V als auch Cr und Mo enthält. Insbesondere Cr erzeugt Karbide auf Fe-Basis wie Zementit oder Cr-Karbide in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als der Temperaturbereich, in dem V-Ausscheidungen gebildet werden. Mo bildet Mo-Karbide (Mo₂C) in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als der Temperaturbereich, in dem V-Ausscheidungen gebildet werden. Wenn die Temperatur steigt, werden die auf Fe basierenden Karbide, die Cr-Karbide und die Mo-Karbide gelöst und dienen als Keimbildungsstellen für die V-Ausscheidungen.
Wenn F1 1,50 oder weniger beträgt, ist der Gesamtgehalt eines Cr-Gehalts, eines Mo-Gehalts und eines V-Gehalts im Stahl unzureichend, selbst wenn die Elementgehalte in einer chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen. In einem Fall, in dem F1 1,50 oder weniger beträgt, weil der Gehalt an Cr und Mo gering ist, sind die Keimbildungsstellen für V-Ausscheidungen nicht ausreichend. Wenn F1 1,50 oder weniger beträgt, weil der V-Gehalt gering ist, werden, selbst wenn Keimbildungsstellen für V-Ausscheidungen verfügbar sind, nicht genügend V-Ausscheidungen erzeugt.
Liegt F1 hingegen bei 2,45 oder mehr, werden selbst bei Elementgehalten, die in den jeweiligen Bereichen gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen, grobe V-Ausscheidungen mit äquivalenten Kreisdurchmessern von mehr als 150 nm erzeugt. In der vorliegenden Beschreibung werden V-Ausscheidungen mit Äquivalentkreisdurchmessern von mehr als 150 nm auch als „grobe V-Ausscheidungen“ bezeichnet. Grobe V-Ausscheidungen haben eine schlechte Leistung beim Einfangen von Wasserstoff. Wenn ein aufgekohltes Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung eingesetzt wird, können grobe V-Ausscheidungen daher zu einer Veränderung der Struktur des aufgekohlten Lagers führen. Infolgedessen verringert sich die Lebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung aufgrund einer Veränderung der Struktur in der wasserstofferzeugenden Umgebung.
Wenn F1 mehr als 1,50 und weniger als 2,45 beträgt, werden unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen, in einem resultierenden aufgekohlten Lager ausreichend kleine V-Ausscheidungen erzeugt. Wenn das aufgekohlte Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verwendet wird, kann es daher nicht zu einer Veränderung der Struktur innerhalb des aufgekohlten Lagers kommen. Infolgedessen wird die Lebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht. Wenn F1 weniger als 2,45 beträgt, wird außerdem die Bildung von groben V-Ausscheidungen verhindert oder reduziert, und ferner wird eine große Anzahl von kleinen V-Ausscheidungen in der Außenschicht des aufgekohlten Lagers gebildet. Daher wird auch die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers verbessert.
[Formel (2)]
Um die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zu erhöhen, ist es außerdem wirksam, die Festigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers zu erhöhen. Um die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers zu erhöhen, ist es sinnvoll, die Härtbarkeit eines Stahls zu erhöhen. Wenn jedoch die Härtbarkeit eines Stahls übermäßig erhöht wird, wird die Bearbeitbarkeit des Stahls verringert.
F2 ist definiert als F2 = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,45Ni + 0,8Cr + Mo + V. Die in F2 aufgeführten Elemente (C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo und V) sind die Hauptelemente, die die Härtbarkeit eines Stahls erhöhen, von den Elementen in der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung. Somit ist F2 ein Index für die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers und für die Bearbeitbarkeit des Stahls, der das Ausgangsmaterial des aufgekohlten Lagers ist.
Wenn F2 2,20 oder weniger beträgt, ist die Härtbarkeit des resultierenden Stahls unzureichend, selbst wenn die Gehalte an Elementen innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1), (3) und (4) erfüllen. Daher ist die Festigkeit eines Kernabschnitts eines resultierenden aufgekohlten Lagers nicht ausreichend erhöht. In diesem Fall wird keine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
Andererseits ist die Festigkeit des resultierenden Stahls zu hoch, wenn F2 3,50 oder mehr beträgt, selbst wenn die Elementgehalte in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllen. In diesem Fall wird keine ausreichende Bearbeitbarkeit des Stahls erhalten.
Wenn F2 mehr als 2,20 und weniger als 3,50 beträgt, erhält man unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllen, eine ausreichende Bearbeitbarkeit für einen resultierenden Stahl. Darüber hinaus wird die Festigkeit eines Kernabschnitts eines resultierenden aufgekohlten Lagers ausreichend erhöht, und eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung wird ausreichend erhöht.
[Formel (3)]
Wie oben beschrieben, ist Mo ein Element, das die Ausfällung von kleinen V-Ausscheidungen beschleunigt. Insbesondere ermöglicht F1, das der Formel (1) genügt, die Bereitstellung eines Gesamtgehalts an V, Cr und Mo, der für die Bildung kleiner V-Ausscheidungen erforderlich ist. Als Ergebnis der von den vorliegenden Erfindern durchgeführten Untersuchungen wurde jedoch festgestellt, dass die Herstellung ausreichender kleiner V-Ausscheidungen ferner eine Anpassung des Verhältnisses zwischen dem V-Gehalt und dem Mo-Gehalt erfordert. Insbesondere wenn das Verhältnis (= Mo/V) des Mo-Gehaltes zum V-Gehalt zu niedrig ist, scheiden sich Mo-Karbide, die als Keimbildungsstellen für kleine V-Ausscheidungen dienen, nicht ausreichend aus. In diesem Fall werden kleine V-Ausscheidungen nicht ausreichend erzeugt.
F3 sei definiert als F3 = Mo/V. Wenn F3 kleiner als 0,58 ist, werden selbst dann, wenn die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1), (2) und (4) erfüllen, kleine V-Ausscheidungen in einem resultierenden aufgekohlten Lager nicht ausreichend erzeugt. Infolgedessen wird keine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
Unter der Voraussetzung, dass die Gehalte an Elementen innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1), (2) und (4) erfüllen, wenn F3 0,58 oder mehr beträgt, d.h. wenn Formel (3) erfüllt ist, werden in einem resultierenden aufgekohlten Lager ausreichend kleine V-Ausscheidungen erzeugt. Infolgedessen wird die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung ausreichend erhöht.
[Formel (4)]
Die oben beschriebenen kleinen V-Ausscheidungen fangen nicht nur Wasserstoff ein, sondern üben auch eine Ausscheidungsverfestigung aus, um das Innere der Körner zu verfestigen. Wenn in diesem Zusammenhang die Korngrenzen in einem aufgekohlten Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verfestigt werden können und außerdem das Eindringen von Wasserstoff in das aufgekohlte Lager in erster Linie verhindert oder verringert werden kann, kann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in der wasserstofferzeugenden Umgebung durch einen Synergieeffekt von drei Effekten ferner erhöht werden: (a) intragranulare Verfestigung durch kleine V-Ausscheidungen, (b) Korngrenzenverfestigung und (c) Verhinderung der Wasserstoffpenetration.
Die als (a) angegebene intragranulare Verfestigung hängt von einem Gesamtgehalt an Mo, V und Cr ab, wie oben beschrieben. Bei der als (b) bezeichneten Korngrenzenverfestigung ist es hingegen wirksam, den P-Gehalt zu reduzieren, der bei der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung besonders wahrscheinlich in Korngrenzen segregiert. Darüber hinaus hat eine von den Erfindern durchgeführte Untersuchung ergeben, dass es bei der als (c) bezeichneten Verhinderung der Wasserstoffpenetration äußerst wirksam ist, den Mn-Gehalt in einem Stahl zu verringern.
F4 sei definiert als F4 = (Mo+V+Cr) / (Mn+20P). Der Zähler in F4 (= Mo+V+Cr) ist ein Index der intragranularen Verfestigung (äquivalent zu (a) oben beschrieben). Der Nenner in F4 (= Mn+20P) ist ein Index für die Korngrenzenversprödung und die Wasserstoffdurchdringung (entspricht den oben beschriebenen (b) und (c)). Ein großer Nenner in F4 bedeutet, dass die Festigkeit der Korngrenzen gering ist, oder dass Wasserstoff in ein resultierendes aufgekohltes Lager eindringen kann.
Selbst wenn ein intragranularer Verfestigungsindex (der Zähler in F4) groß ist, wenn der Index der Korngrenzenversprödung und der Wasserstoffpenetrationsindex (der Nenner in F4) groß ist, wird ein Synergieeffekt eines intragranularen Verfestigungsmechanismus, eines Korngrenzenverfestigungsmechanismus und eines Wasserstoffpenetrationsverhinderungsmechanismus nicht erhalten, und somit wird eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung nicht ausreichend verbessert. Insbesondere wenn F4 kleiner als 2,00 ist, wird keine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
Unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in einer chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (3) erfüllen, wird, wenn F4 2,00 oder mehr beträgt, der Synergieeffekt des intragranularen Verfestigungsmechanismus, des Korngrenzenverfestigungsmechanismus und des Wasserstoffpenetrationsverhinderungsmechanismus erhalten. Infolgedessen erhält man eine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
[Oxide in Stahl]
Selbst wenn die Gehalte an Elementen in der chemischen Zusammensetzung eines Stahls in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fielen und die Formeln (1) bis (4) erfüllten, gab es immer noch einige Fälle, in denen die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines resultierenden aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung niedrig war. Daher führten die Erfinder weitere Studien und Untersuchungen durch. Als Ergebnis fanden die Erfinder heraus, dass unter der Voraussetzung, dass die Elementgehalte in der chemischen Zusammensetzung eines Stahls in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, und zusätzlich der Anteil der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide (im Folgenden wird dieser Anteil als „spezifizierter Oxidanteil RA“ bezeichnet) in dem Stahl 30,0% oder mehr beträgt, lassen sich eine hervorragende maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls und eine hervorragende Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung vereinbaren. Dieser Punkt wird im Folgenden beschrieben.
In der vorliegenden Beschreibung wird unter den Einschlüssen in einem Stahl, wenn die Masse-% jedes Einschlusses als 100% angenommen werden, ein Einschluss, in dem der Sauerstoffgehalt in Masse-% 1,0% oder mehr beträgt, als ein „Oxid“ definiert.
Bei den Oxiden handelt es sich beispielsweise um Al₂O₃, Verbundoxide, die MgO und Al₂O₃ enthalten (im Folgenden auch als „MgO- Al₂O₃-Verbundoxide“ bezeichnet), Verbundoxide, die CaO und/oder CaS und Al₂O₃ enthalten (im Folgenden auch als „CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide“ bezeichnet), und Verbundoxide, die CaO und/oder CaS und MgO und Al₂O₃ enthalten (CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide).
Darüber hinaus werden unter den vorgenannten Oxiden Verbundoxide, die CaO und/oder CaS und MgO und Al₂O₃ enthalten, als „CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide“ definiert.
Oxide können bei der Verwendung eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zur Entstehung von Rissen führen. Daher wurde davon ausgegangen, dass Oxide die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verringern können.
Wie bereits erwähnt, können jedoch verschiedene Arten von Oxiden in einem Stahl verfügbar sein. Die Erfinder waren der Ansicht, dass es möglich sein könnte, eine Verringerung der Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung in Abhängigkeit von der Art der Oxide zu unterdrücken. Daher untersuchten die Erfinder den Zusammenhang zwischen der Art der Oxide und der Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Als Ergebnis erhielten die Erfinder die folgenden Erkenntnisse.
(1) Unter den Oxiden sind die Teilchengrößen der CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide größer als die Teilchengrößen der anderen Oxide. Wenn der Anteil der CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide unter den Oxiden groß ist, verringert sich daher die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
(2) Unter den Oxiden sind die Teilchengrößen von Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden klein. Wenn Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide einfache Substanzen sind, ist ihr Einfluss auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung daher gering. Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide agglomerieren jedoch und bilden Cluster (Agglomerate aus einer Vielzahl von Al₂O₃-Partikeln, Agglomerate aus einer Vielzahl von MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden). Die Größe der Cluster wird groß. Je größer die Menge an Al₂O₃- oder MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden ist, desto größer ist daher die Abnahme der Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
(3) Andererseits sind die Teilchengrößen von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden kleiner als die Teilchengrößen von CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden, und es ist schwierig für CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide, sich in der Weise zu bündeln, wie es Al₂O₃- und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide tun. Daher ist der Einfluss von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung gering.
In Anbetracht der obigen Punkte (1) bis (3) sind die Erfinder der Ansicht, dass durch die Erhöhung des Anteils von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden unter den Oxiden in einem Stahl verhindert werden kann, dass die Oxide in dem Stahl zu groß werden, und dass die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines resultierenden aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht werden kann.
CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide werden hergestellt, wenn CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide modifiziert werden. Der Anteil (%) der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide an der Gesamtfläche der Oxide wird als „spezifizierter Oxidanteil RA“ definiert. Wenn der Anteil der spezifizierten Oxide RA hoch ist, bedeutet dies, dass die Menge der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide groß und die Menge der CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide, Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide klein ist. Daher waren die Erfinder der Ansicht, dass durch die Erhöhung des Anteils der angegebenen Oxide RA die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht werden kann.
Daher stellten die Erfinder ein aufgekohltes Lager unter Verwendung eines Stahls her, bei dem die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die oben beschriebenen Bereiche fielen und die Formel (1) bis Formel (4) erfüllten. Die Erfinder untersuchten dann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Als Ergebnis fanden die Erfinder heraus, dass unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, und dass die Anzahldichte der groben Oxide, die später beschrieben wird, 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt, wenn der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr beträgt, die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung deutlich zunimmt.
[Anzahldichte der groben Oxide im Stahl]
In dem Stahl der vorliegenden Ausführungsform wird zusätzlich unter den Oxiden in dem Stahl eine Anzahldichte von Oxiden mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr hergestellt, die 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt. In der vorliegenden Beschreibung werden Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr auch als „grobe Oxide“ bezeichnet.
Wie oben beschrieben, wird der Anteil der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide unter den Oxiden groß, wenn der angegebene Oxidanteil RA 30,0% oder mehr beträgt. Die Partikelgrößen von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden sind im Vergleich zu CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden klein. Darüber hinaus ist es für CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide schwierig, sich in der gleichen Weise wie Al₂O₃- und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide zu bündeln. Daher kann die Größe der Oxide im Stahl klein gehalten werden.
Im Stahl der vorliegenden Ausführungsform, unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, und dass der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr beträgt, beträgt außerdem die Anzahldichte der Oxide (grobe Oxide) mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm² oder weniger. In diesem Fall erhöht sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines resultierenden aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erheblich.
Der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform, der auf der Grundlage der obigen Erkenntnisse hergestellt wurde, weist die folgende Konfiguration auf.
[1] Ein Stahl bestehend aus, in Masse-%:

C: 0,25 bis 0,45%,
Si: 0,10 bis 0,50%,
Mn: 0,40 bis 0,70%,
P: 0,015% oder weniger,
S: 0,005% oder weniger,
Cr: 0,80 bis 1,50%,
Mo: 0,17 bis 0,30%,
V: 0,24 bis 0,40%,
Al: 0,005 bis 0,100%,
N: 0,0300% oder weniger,
O: 0,0015% oder weniger, und

eine Mikrostruktur des Stahls gebildet ist aus:
Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0 bis 100,0%, und
einer Hartphase gebildet aus Bainit oder Bainit und Martensit mit einem Gesamtflächenanteil von 0 bis 95,0%;
wenn Verbundeinschlüsse, die CaO und/oder CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten, als CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide definiert sind, ein Anteil der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide im Stahl 30,0% oder mehr beträgt; und
bei den Oxiden im Stahl die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt: $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
$2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
$Mo/V \geq 0,58$
$(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$

[2] Stahl nach [1], der ferner anstelle eines Teils von Fe eine oder mehrere Arten von Elementen aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die besteht aus:

Cu: 0,20% oder weniger,
Ni: 0,20% oder weniger,
B: 0,0050% oder weniger,
Nb: 0,100% oder weniger, und
Ti: 0,100% oder weniger.

Der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird im Folgenden im Detail beschrieben. Das Zeichen „%“ in Bezug auf die Elemente bedeutet Masse-%, sofern nicht anders angegeben.
[Chemische Zusammensetzung des Stahls]
Eine chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält die folgenden Elemente.
C: 0,25 bis 0,45%.
Kohlenstoff (C) erhöht die Härtbarkeit des Stahls. C erhöht daher die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird, und erhöht die Zähigkeit des Kernabschnitts. Darüber hinaus erhöht C die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers durch die Bildung feiner Karbide und Carbonnitride beim Aufkohlen. Außerdem bildet C vor allem während der Aufkohlung kleine V-Ausscheidungen. Kleine V-Ausscheidungen fangen Wasserstoff ein, wenn das aufgekohlte Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung eingesetzt wird. Infolgedessen erhöhen kleine V-Ausscheidungen die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,25% beträgt, werden die oben beschriebenen Effekte nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der C-Gehalt hingegen mehr als 0,45%, so werden die V-Ausscheidungen nicht vollständig aufgelöst und verbleiben teilweise im Herstellungsprozess des Stahls, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Die im Stahl verbleibenden V-Ausscheidungen wachsen während des Herstellungsprozesses des aufgekohlten Lagers. Infolgedessen bilden sich grobe V-Ausscheidungen im aufgekohlten Lager. Die groben V-Ausscheidungen in den aufgekohlten Lagern können den Wasserstoff schlecht einfangen. Daher verursachen die groben V-Ausscheidungen eine Veränderung der Struktur während des Gebrauchs des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Darüber hinaus dienen die groben V-Ausscheidungen auch als Ursprung eines Risses. Infolgedessen verringert sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sollte der C-Gehalt 0,25 bis 0,45% betragen. Der untere Grenzwert für den C-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,28%, noch bevorzugter 0,30% und noch bevorzugter 0,32%. Eine obere Grenze des C-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,43%, bevorzugter bei 0,41% und noch bevorzugter bei 0,40%.
Si: 0,10 bis 0,50%
Silizium (Si) erhöht die Härtbarkeit des Stahls. Si erhöht auch die Anlasserweichungsbeständigkeit einer aufgekohlten Schicht eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wurde. Darüber hinaus erhöht Si die Wälzkontaktermüdungsfestigkeit des aufgekohlten Lagers. Si wird zusätzlich im Ferrit des Stahls gelöst, um das Ferrit zu verstärken. Bei einem Si-Gehalt von weniger als 0,10% werden die oben beschriebenen Wirkungen nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Wenn andererseits der Si-Gehalt mehr als 0,50% beträgt, ist die Wälzkontaktermüdungsfestigkeit des aufgekohlten Lagers gesättigt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Darüber hinaus, wenn der Gehalt an Si mehr als 0,50%, wird die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls deutlich sinken. Daher sollte der Si-Gehalt 0,10 bis 0,50% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Si-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,12%, noch bevorzugter bei 0,15% und noch weiter bevorzugt bei 0,18%. Eine obere Grenze des Si-Gehaltes liegt vorzugsweise bei 0,48%, mehr bevorzugt bei 0,45%, noch mehr bevorzugt bei 0,35% und noch weiter bevorzugt bei 0,30%.
Mn: 0,40 bis 0,70%
Mangan (Mn) erhöht die Härtbarkeit des Stahls. Dies erhöht die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wurde, und erhöht die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,40% beträgt, werden die oben beschriebenen Wirkungen nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Liegt der Mn-Gehalt dagegen über 0,70%, so steigt die Härte des Stahls, der als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager dienen soll, selbst dann an, wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Infolgedessen nimmt die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls ab. Ein Mn-Gehalt von mehr als 0,70% führt außerdem dazu, dass Wasserstoff in das aufgekohlte Lager eindringen kann, wenn dieses in einer wasserstofferzeugenden Umgebung eingesetzt wird. Infolgedessen sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sollte der Mn-Gehalt 0,40 bis 0,70% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Mn-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,42%, noch bevorzugter bei 0,44% und noch bevorzugter bei 0,46%. Ein oberer Grenzwert für den Mn-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,68%, noch bevorzugter bei 0,66% und noch bevorzugter bei 0,64%.
P: 0,015% oder weniger
Phosphor (P) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Mit anderen Worten: Der P-Gehalt beträgt mehr als 0%. P lagert sich in den Korngrenzen ab, wodurch die Festigkeit der Korngrenzen abnimmt. Bei einem P-Gehalt von mehr als 0,015% segregiert P in einem Überschuss in den Korngrenzen, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der j eweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall nimmt die Festigkeit der Korngrenzen ab. Infolgedessen verringert sich die Lebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sollte der P-Gehalt 0,015% oder weniger betragen. Ein oberer Grenzwert für den P-Gehalt ist vorzugsweise 0,013%, und noch bevorzugter 0,010%. Der P-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Reduzierung des P-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher wird der P-Gehalt unter Berücksichtigung einer normalen industriellen Produktion vorzugsweise auf 0,001% und noch bevorzugter auf 0,002% begrenzt.
S: 0,005% oder weniger
Schwefel (S) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Mit anderen Worten, ein S-Gehalt von mehr als 0%. S erzeugt Einschlüsse auf Sulfidbasis. Grobe sulfidische Einschlüsse können bei der Verwendung des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung als Ursache für Risse dienen. Beträgt der S-Gehalt mehr als 0,005%, werden die sulfidischen Einschlüsse grob, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Infolgedessen sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sollte der Gehalt an S 0,005% oder weniger betragen. Die Obergrenze des S-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,004%. Der Gehalt an S ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des S-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Unter Berücksichtigung einer normalen industriellen Produktion liegt daher die Untergrenze des S-Gehalts vorzugsweise bei 0,001%, noch bevorzugter bei 0,002%.
Cr: 0,80 bis 1,50%
Chrom (Cr) erhöht die Härtbarkeit des Stahls. Dies erhöht die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. In Kombination mit V und Mo beschleunigt Cr zusätzlich die Bildung von kleinen V-Ausscheidungen während der Aufkohlung. Dadurch wird die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers erhöht. Außerdem erhöht sich die Lebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Bei einem Cr-Gehalt von weniger als 0,80% werden die oben beschriebenen Effekte nicht ausreichend erhalten. Beträgt der Cr-Gehalt hingegen mehr als 1,50%, werden die Aufkohlungseigenschaften der Aufkohlung vermindert, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall wird eine ausreichende Verschleißfestigkeit eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wurde, nicht erhalten. Daher soll der Cr-Gehalt 0,80 bis 1,50% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Cr-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,85%, noch bevorzugter bei 0,88% und noch weiter bevorzugt bei 0,90%. Ein oberer Grenzwert für den Cr-Gehalt liegt vorzugsweise bei 1,45%, noch bevorzugter bei 1,40% und noch weiter bevorzugt bei 1,35%.
Mo: 0,17 bis 0,30%
Wie bei Cr erhöht Molybdän (Mo) die Härtbarkeit des Stahls. Dies erhöht die Festigkeit eines Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. In Kombination mit V und Cr beschleunigt Mo zusätzlich die Bildung von kleinen V-Ausscheidungen während der Aufkohlung. Dadurch erhöht sich die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers. Außerdem erhöht sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Bei einem Mo-Gehalt von weniger als 0,17% werden die oben beschriebenen Effekte nicht ausreichend erhalten. Beträgt der Mo-Gehalt dagegen mehr als 0,30%, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen, wird die Festigkeit des Stahls zu hoch. In diesem Fall wird die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls verringert. Daher sollte der Mo-Gehalt 0,17 bis 0,30% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Mo-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,18%, noch bevorzugter bei 0,19% und noch bevorzugter bei 0,20%. Ein oberer Grenzwert für den Mo-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,29%, besonders bevorzugt bei 0,28% und noch bevorzugter bei 0,27%.
V: 0,24 bis 0,40%
Vanadium (V) bildet kleine V-Ausscheidungen in einem aufgekohlten Lager, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Kleine V-Ausscheidungen fangen Wasserstoff ein, der in das aufgekohlte Lager eindringt, wenn das aufgekohlte Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verwendet wird. Die äquivalenten Kreisdurchmesser der kleinen V-Ausscheidungen im aufgekohlten Lager sind kleine Durchmesser von 150 nm oder weniger. Selbst wenn die kleinen V-Ausscheidungen Wasserstoff einschließen, können sie daher nicht als Ursache für eine Veränderung der Struktur dienen. Infolgedessen kann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhöht werden. Die kleinen V-Ausscheidungen, die sich in dem aufgekohlten Lager bilden, erhöhen auch die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers. Bei einem V-Gehalt von weniger als 0,24% werden die oben beschriebenen Wirkungen nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Andererseits, wenn der Gehalt an V mehr als 0,40% beträgt, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen, können sich in einigen Fällen grobe V-Ausscheidungen in dem aufgekohlten Lager bilden. In diesem Fall nimmt die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ab. Außerdem haben grobe V-Ausscheidungen in einem aufgekohlten Lager eine schlechte Leistung beim Einfangen von Wasserstoff. Daher können grobe V-Ausscheidungen während des Gebrauchs des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung zu einer Veränderung der Struktur führen. Grobe V-Ausscheidungen dienen außerdem als Rissursache. Daher sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Deshalb soll der V-Gehalt 0,24 bis 0,40% betragen. Eine untere Grenze des V-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,25%, noch bevorzugter bei 0,26% und noch weiter bevorzugt bei 0,27%. Ein oberer Grenzwert für den Gehalt an V beträgt vorzugsweise 0,39%, noch bevorzugter 0,38% und noch weiter bevorzugt 0,36%.
Al: 0,005 bis 0,100%
Aluminium (Al) desoxidiert den Stahl während des Stahlherstellungsprozesses. Al verbindet sich auch mit N im Stahl zu AlN und unterdrückt dadurch eine Abnahme der Warmumformbarkeit des Stahls, die durch gelöstes N verursacht wird. Bei einem Al-Gehalt von weniger als 0,005% wird dieser Effekt nicht in ausreichendem Maße erhalten, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Beträgt der Al-Gehalt hingegen mehr als 0,100%, so werden selbst dann, wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen, gebündelte grobe Oxide erzeugt. Die gebündelten groben Oxide dienen als Ursprung eines Risses in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Daher sollte der Al-Gehalt 0,005 bis 0,100% betragen. Der untere Grenzwert für den Al-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,008%, noch bevorzugter bei 0,010%. Ein oberer Grenzwert für den Al-Gehalt ist vorzugsweise 0,080%, noch bevorzugter 0,070% und noch bevorzugter 0,060%. Der Gehalt an Al, wie er hier verwendet wird, bedeutet den Gesamtgehalt an Al (Gesamt Al).
N: 0,0300% oder weniger
Stickstoff (N) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Mit anderen Worten, ein N-Gehalt von mehr als 0%. N ist im Stahl gelöst und vermindert die Warmumformbarkeit des Stahls. Wenn der N-Gehalt mehr als 0,0300% beträgt, nimmt die Warmumformbarkeit des Stahls erheblich ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher sollte der N-Gehalt 0,0300% oder weniger betragen. Ein oberer Grenzwert für den N-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,0250% und noch bevorzugter bei 0,0200%. Der N-Gehalt ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des N-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher wird der N-Gehalt unter Berücksichtigung einer normalen industriellen Produktion vorzugsweise auf 0,0001% und noch bevorzugter auf 0,0002% limitiert.
O (Sauerstoff): 0,0015% oder weniger
Sauerstoff (O) ist eine Verunreinigung, die unvermeidlich enthalten ist. Mit anderen Worten, der Gehalt an O beträgt mehr als 0%. O verbindet sich mit anderen Elementen im Stahl und bildet grobe Oxide (einschließlich Oxide, die durch Bündelung vergröbern). Grobe Oxide dienen als Ursprung eines Risses in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Infolgedessen verringert sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Wenn der O-Gehalt mehr als 0,0015% beträgt, ist die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung deutlich verringert, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher sollte der Gehalt an O 0,0015% oder weniger betragen. Ein oberer Grenzwert für den O-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,0013% und noch bevorzugter bei 0,0012%. Der Gehalt an O ist vorzugsweise so niedrig wie möglich. Eine übermäßige Verringerung des O-Gehalts erhöht jedoch die Produktionskosten. Daher ist unter Berücksichtigung der normalen industriellen Produktion ein unterer Grenzwert für den O-Gehalt von vorzugsweise 0,0001% und noch bevorzugter von 0,0002%.
Der Rest der chemischen Zusammensetzung des Stahls, der als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager gemäß der vorliegenden Ausführungsform dient, besteht aus Fe und Verunreinigungen. Mit Verunreinigungen sind hier solche gemeint, die aus Erzen und Schrott als Rohmaterial oder aus der Produktionsumgebung bei der industriellen Herstellung des Stahls zugemischt werden und die in dem Stahl innerhalb von Bereichen enthalten sein dürfen, in denen die Verunreinigungen keine nachteiligen Auswirkungen auf den Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform haben.
[Optionale Elemente]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann ferner anstelle eines Teils von Fe eine oder mehrere Arten von Elementen enthalten, die ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus:

Diese Elemente sind optionale Elemente und erhöhen die Festigkeit des aufgekohlten Lagers.
Cu: 0,20% oder weniger
Kupfer (Cu) ist ein optionales Element und muss nicht enthalten sein. Mit anderen Worten, der Cu-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, erhöht Cu die Härtbarkeit des Stahls. Daher erhöht sich die Festigkeit des Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Eine Spurenmenge von Cu bewirkt den oben beschriebenen Effekt in gewissem Maße. Beträgt der Cu-Gehalt j edoch mehr als 0,20%, wird die Festigkeit des Stahls übermäßig erhöht, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall wird die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls verringert. Daher sollte der Cu-Gehalt 0 bis 0,20% betragen, und wenn er enthalten ist, sollte er 0,20% oder weniger betragen. Mit anderen Worten, der Gehalt an Cu, wenn es enthalten ist, sollte mehr als 0 bis 0,20% betragen. Eine untere Grenze des Cu-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,01%, noch bevorzugter bei 0,02%, noch weiter bevorzugt bei 0,03% und noch bevorzugter bei 0,05%. Ein oberer Grenzwert für den Cu-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,18% und noch bevorzugter bei 0,16%.
Ni: 0,20% oder weniger
Nickel (Ni) ist ein optionales Element und muss nicht enthalten sein. Mit anderen Worten, der Ni-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, erhöht Ni die Härtbarkeit des Stahls. Daher erhöht sich die Festigkeit des Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Ein Spurengehalt an Ni bewirkt in gewissem Umfang die oben beschriebene Wirkung. Beträgt der Ni-Gehalt jedoch mehr als 0,20%, wird die Festigkeit des Stahls übermäßig erhöht, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der j eweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall wird die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls verringert. Daher sollte der Ni-Gehalt 0 bis 0,20% betragen, und wenn er enthalten ist, sollte er 0,20% oder weniger betragen. Mit anderen Worten, der Gehalt an Ni, wenn es enthalten ist, sollte mehr als 0 bis 0,20% betragen. Eine untere Grenze des Ni-Gehalts liegt vorzugsweise bei 0,01%, noch bevorzugter bei 0,02%, noch bevorzugter bei 0,03% und sogar noch bevorzugter bei 0,05%. Ein oberer Grenzwert für den Ni-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,18% und noch bevorzugter bei 0,16%.
B: 0,0050% oder weniger
Bor (B) ist ein optionales Element und muss nicht enthalten sein. Mit anderen Worten, der Gehalt an B kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, erhöht B die Härtbarkeit des Stahls. Daher erhöht sich die Festigkeit des Kernabschnitts eines aufgekohlten Lagers, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird. Darüber hinaus verhindert B die Entmischung von P in den Korngrenzen. Ein Spurengehalt an B bewirkt die oben beschriebenen Effekte in gewissem Umfang. Beträgt der B-Gehalt jedoch mehr als 0,0050%, bildet sich B-Nitrid (BN), selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. In diesem Fall nimmt die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ab. Daher soll der Gehalt an B 0 bis 0,0050% betragen, und wenn es enthalten ist, soll er 0,0050% oder weniger betragen. Mit anderen Worten, der Gehalt an B, wenn es enthalten ist, muss mehr als 0 bis 0,0050% betragen. Eine untere Grenze des Gehalts an B ist vorzugsweise 0,0001%, noch bevorzugter 0,0003%, noch weiter bevorzugt 0,0005% und noch weiter bevorzugt 0,0010%. Ein oberer Grenzwert für den Gehalt an B ist vorzugsweise 0,0030% und noch bevorzugter 0,0025%.
Nb: 0,100% oder weniger
Niob (Nb) ist ein optionales Element und muss nicht enthalten sein. Mit anderen Worten, der Nb-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, verbindet sich Nb mit C und N im Stahl und bildet Nb-Ausscheidungen wie Karbide, Nitride und Carbo-Nitride. Die Nb-Ausscheidungen üben eine Ausscheidungsverfestigung aus, die die Festigkeit des aufgekohlten Lagers erhöht. Ein Spurengehalt an Nb bewirkt die oben beschriebene Wirkung in gewissem Maße. Beträgt der Nb-Gehalt jedoch mehr als 0,100%, nimmt die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher soll der Gehalt an Nb 0 bis 0,100% sein, und wenn es enthalten ist, 0,100% oder weniger sein. Mit anderen Worten, der Gehalt an Nb, wenn es enthalten ist, muss mehr als 0 bis 0,100% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Nb-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,005%, noch bevorzugter bei 0,010%. Ein oberer Grenzwert für den Nb-Gehalt ist vorzugsweise 0,080% und noch bevorzugter 0,070%.
Ti: 0,100% oder weniger
Titan (Ti) ist ein optionales Element und muss nicht enthalten sein. Mit anderen Worten, der Ti-Gehalt kann 0% betragen. Wenn es enthalten ist, bildet Ti, ähnlich wie Nb, Ausscheidungen wie Karbide, Nitride und Carbonitride. Die Ti- Ausscheidungen üben eine Ausscheidungsverfestigung aus, die die Festigkeit des aufgekohlten Lagers erhöht. Eine geringe Menge an Ti bewirkt den oben beschriebenen Effekt in gewissem Umfang. Beträgt der Ti-Gehalt jedoch mehr als 0,100%, nimmt die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ab, selbst wenn die Gehalte der anderen Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen. Daher soll der Gehalt an Ti 0 bis 0,100% sein, und wenn es enthalten ist, soll er 0,100% oder weniger sein. Mit anderen Worten, der Gehalt an Ti, wenn es enthalten ist, soll mehr als 0 bis 0,100% betragen. Ein unterer Grenzwert für den Ti-Gehalt liegt vorzugsweise bei 0,005%, noch bevorzugter bei 0,010%. Ein oberer Grenzwert für den Ti-Gehalt ist vorzugsweise 0,080%, besonders bevorzugt 0,070%.
[Formel (1) bis Formel (4)]
Unter der Voraussetzung, dass die Gehalte an Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls der vorliegenden Ausführungsform innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen, erfüllt die chemische Zusammensetzung zusätzlich die folgende Formel (1) bis Formel (4): $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
$2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
$Mo/V \geq 0,58$
$(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$
wobei jedes Symbol eines Elements in den Formeln (1) bis (4) durch den Gehalt eines entsprechenden Elements in Masse-% zu ersetzen ist und durch „0“ zu ersetzen ist, wenn das entsprechende Element nicht enthalten ist. Die Formeln (1) bis (4) werden im Folgenden beschrieben.
[Formel (1)]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform erfüllt die Formel (1): $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
wobei die Symbole der Elemente in Formel (1) durch die Gehalte der entsprechenden Elemente in Masse-% zu ersetzen sind.
F1 sei definiert als F1 = 0,4Cr + 0,4Mo + 4,5V. F1 ist ein Index, der sich auf die Menge der erzeugten kleinen V-Ausscheidungen bezieht. Wie oben erwähnt, bedeutet der Begriff „kleine V-Ausscheidungen“ in der vorliegenden Beschreibung V-Ausscheidungen mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 150 nm oder weniger.
Die Bildung von kleinen V-Ausscheidungen wird sowohl durch V als auch durch Cr und Mo beschleunigt. Cr erzeugt Karbide auf Fe-Basis wie Zementit oder Cr-Karbide in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als der Temperaturbereich, in dem V-Ausscheidungen erzeugt werden. Mo erzeugt Mo-Karbide (Mo₂C) in einem Temperaturbereich, der niedriger ist als der Temperaturbereich, in dem V-Ausscheidungen entstehen. Wenn die Temperatur steigt, werden die Karbide auf Fe-Basis, die Cr-Karbide und die Mo-Karbide aufgelöst und dienen als Keimbildungsstellen für die Ausscheidung von V-Niederschlägen.
Wenn F1 1,50 oder weniger beträgt, werden selbst dann, wenn die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen, kleine V-Ausscheidungen nicht ausreichend erzeugt. Daher sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
Andererseits, wenn F1 2,45 oder mehr beträgt, werden in dem aufgekohlten Lager grobe V-Ausscheidungen erzeugt, selbst wenn die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen. Grobe V-Ausscheidungen haben eine schlechte Leistung beim Einfangen von Wasserstoff. Daher können grobe V-Ausscheidungen eine Veränderung der Struktur verursachen, und darüber hinaus dienen grobe V-Ausscheidungen auch als Ursache für einen Riss. Daher sinkt die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
Wenn F1 mehr als 1,50 und weniger als 2,45 beträgt, werden unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (2) bis (4) erfüllen, in einem aufgekohlten Lager, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial hergestellt wird, kleine V-Ausscheidungen ausreichend erzeugt. Kleine V-Ausscheidungen fangen Wasserstoff ein und unterdrücken somit das Auftreten von Wasserstoffrissbildung. Daher ist es schwierig, in einer wasserstofferzeugenden Umgebung eine Veränderung der Struktur zu bewirken, die auf Wasserstoffrissbildung zurückzuführen ist. Infolgedessen erhöht sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
Eine untere Grenze von F1 liegt vorzugsweise bei 1,52, mehr bevorzugt bei 1,54 und noch mehr bevorzugt bei 1,60. Eine obere Grenze von F 1 ist vorzugsweise 2,44, mehr bevorzugt 2,43, noch mehr bevorzugt 2,35, noch mehr bevorzugt 2,30, noch mehr bevorzugt 2,25 und noch mehr bevorzugt 2,20. Ein numerischer Wert von F 1 ist ein Wert, der durch Abrunden von F 1 auf die dritte Dezimalstelle erhalten wird.
[Formel (2)]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform erfüllt ferner die Formel (2): $2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
wobei die Symbole der Elemente in Formel (2) durch die Gehalte der entsprechenden Elemente in Masse-% zu ersetzen sind.
F2 sei definiert als F2 = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,45Ni + 0,8Cr + Mo + V. Die in F2 aufgeführten Elemente erhöhen jeweils die Härtbarkeit des Stahls. F2 ist somit ein Index für die Festigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers und die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls.
Wenn F2 2,20 oder weniger beträgt, ist die Härtbarkeit des resultierenden Stahls unzureichend, selbst wenn die Gehalte an Elementen innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1), (3) und (4) erfüllen. Daher wird eine ausreichende Festigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers nicht erhalten. In diesem Fall erhält das aufgekohlte Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung keine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer.
Andererseits kann der Stahl übermäßig gehärtet werden, wenn F2 3,50 oder mehr beträgt, selbst wenn die Gehalte der Elemente innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllen. Infolgedessen wird eine ausreichende maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls als Ausgangsmaterial für das aufgekohlte Lager nicht erhalten.
Wenn F2 mehr als 2,20 und weniger als 3,50 beträgt, erhält man unter der Voraussetzung, dass die Elementgehalte in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllen, eine ausreichende maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls. Darüber hinaus wird die Festigkeit eines Kernabschnitts des Kerns eines resultierenden aufgekohlten Lagers ausreichend erhöht, und die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung wird ausreichend erhöht. Ein unterer Grenzwert von F2 ist vorzugsweise 2,25, mehr bevorzugt 2,30, noch mehr bevorzugt 2,35, noch mehr bevorzugt 2,40, noch mehr bevorzugt 2,45 und noch mehr bevorzugt 2,50. Ein oberer Grenzwert für F2 liegt vorzugsweise bei 3,48, und noch bevorzugter bei 3,45. Ein numerischer Wert von F2 ist ein Wert, der durch Abrunden von F2 auf die dritte Dezimalstelle erhalten wird.
[Formel (3)]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform erfüllt ferner die Formel (3).
Mo/V 0,58 ≥ (3)
wobei die Symbole der Elemente in Formel (3) durch die Gehalte der entsprechenden Elemente in Masse-% zu ersetzen sind.
F3 sei definiert als F3 = Mo/V. In dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform, wie oben beschrieben, ermöglicht F 1, das die Formel (1) erfüllt, die Bereitstellung eines Gesamtgehalts an V, Cr und Mo, der zur Erzeugung kleiner V-Ausscheidungen erforderlich ist. Die Herstellung von ausreichend kleinen V-Ausscheidungen erfordert jedoch ferner eine Anpassung des V-Gehalts in Bezug auf den Mo-Gehalt. Insbesondere wenn das Verhältnis zwischen dem Mo-Gehalt und dem V-Gehalt (= Mo/V) zu niedrig ist, fallen die Mo-Karbide, die als Keimbildungsstellen für die Ausscheidung dienen, nicht in ausreichendem Maße vor der Bildung von V-Ausscheidungen aus. In diesem Fall werden selbst dann, wenn die Gehalte an Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formel (1) erfüllen, kleine V-Ausscheidungen nicht in ausreichendem Maße erzeugt. Insbesondere wenn F3 kleiner als 0,58 ist, werden selbst dann, wenn die Elementgehalte in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und Formel (1), Formel (2) und Formel (4) erfüllen, kleine V-Ausscheidungen nicht ausreichend erzeugt. Infolgedessen wird keine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
Wenn F3 0,58 oder mehr beträgt, d.h. Formel (3) erfüllt ist, werden unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und Formel (1), Formel (2) und Formel (4) erfüllen, ausreichend kleine V-Ausscheidungen erzeugt. Infolgedessen ist die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung ausreichend hoch. Ein unterer Grenzwert für F3 beträgt vorzugsweise 0,60, noch bevorzugter 0,65, noch bevorzugter 0,70 und noch bevorzugter 0,76. Ein numerischer Wert von F3 ist ein Wert, der durch Abrunden von F3 auf die dritte Dezimalstelle erhalten wird.
[Formel (4)]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform erfüllt ferner die Formel (4): $(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$
wobei die Symbole der Elemente in Formel (4) durch die Gehalte der entsprechenden Elemente in Masse-% zu ersetzen sind.
F4 sei definiert als F4 = (Mo+V+Cr) / (Mn+20P). Kleine V-Ausscheidungen fangen nicht nur Wasserstoff ein, sondern üben auch eine Ausscheidungshärtung aus, um das Innere der Körner zu stärken. Daher erhöht sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Wenn außerdem die Korngrenzen in einem aufgekohlten Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verstärkt werden können, kann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in der wasserstofferzeugenden Umgebung ferner erhöht werden. Wenn außerdem das Eindringen von Wasserstoff in ein aufgekohltes Lager in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verhindert oder reduziert werden kann, kann die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in der wasserstofferzeugenden Umgebung ferner erhöht werden.
Das heißt, eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in der wasserstofferzeugenden Umgebung kann ferner durch einen Synergieeffekt von drei Effekten erhöht werden: (a) intragranulare Verfestigung, (b) Korngrenzenverfestigung und (c) Verhinderung der Wasserstoffpenetration. Die als (a) bezeichnete intragranulare Verfestigung hängt von einem Gesamtgehalt an Mo, V und Cr ab, wie oben beschrieben. Bei der als (b) bezeichneten Korngrenzenverfestigung ist es hingegen wirksam, den P-Gehalt zu reduzieren, der bei der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung besonders wahrscheinlich in Korngrenzen segregiert. Darüber hinaus ist es für die als (c) angegebene Verhinderung der Wasserstoffpenetration äußerst wirksam, den Mn-Gehalt im Stahl zu reduzieren.
Der Zähler in F4 (= Mo+V+Cr) ist ein Index der intragranularen Verfestigung (äquivalent zu (a) oben beschrieben). Der Nenner in F4 (= Mn+20P) ist ein Index für die Korngrenzenversprödung und die Wasserstoffdurchdringung (entsprechend (b) und (c)). Ein großer Nenner in F4 bedeutet, dass die Festigkeit der Korngrenzen gering ist, oder dass Wasserstoff in ein aufgekohltes Lager eindringen kann. Daher wird, selbst wenn ein intragranularer Verfestigungsindex (der Zähler in F4) groß ist, ein Synergieeffekt eines intragranularen Verfestigungsmechanismus, eines Korngrenzenverfestigungsmechanismus und eines Wasserstoffpenetrationsverhinderungsmechanismus nicht ausreichend erhalten, wenn der Korngrenzenversprödungs- und Wasserstoffpenetrationsindex (der Nenner in F4) groß ist, und somit wird eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung nicht ausreichend verbessert. Insbesondere, wenn F4 weniger als 2,00 ist, selbst wenn die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung des Stahls in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (3) erfüllen, wird eine Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung nicht ausreichend erhalten.
Unter der Voraussetzung, dass die Gehalte an Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls in die entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (3) erfüllen, wird eine ausreichende Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten, wenn F4 2,00 oder mehr beträgt. Ein unterer Grenzwert für F4 liegt vorzugsweise bei 2,20, noch bevorzugter bei 2,30, noch bevorzugter bei 2,35, noch bevorzugter bei 2,40 und noch bevorzugter bei 2,50. Ein numerischer Wert von F4 ist ein Wert, der durch Abrunden von F4 auf die dritte Dezimalstelle erhalten wird.
[Verfahren zur Messung der chemischen Zusammensetzung des Stahls]
Die chemische Zusammensetzung des Stahls kann mit einem bekannten Verfahren der Komponentenanalyse gemessen werden. Beispielsweise wird ein Bohrer verwendet, um maschinell bearbeitete Späne zu erzeugen, und die maschinell bearbeiteten Späne werden gesammelt. Die maschinell bearbeiteten gesammelten Späne werden in Säure gelöst, um eine flüssige Lösung zu erhalten. Die flüssige Lösung wird einer ICP-AES (Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry) unterzogen, um eine Elementaranalyse der chemischen Zusammensetzung durchzuführen. Der C-Gehalt und der S-Gehalt werden nach einem bekannten Hochfrequenz-Verbrennungsverfahren (Verbrennungs-Infrarot-Absorptionsverfahren) festgestellt. Der N-Gehalt wird mit einem bekannten Inertgas-Schmelz-Wärmeleitfähigkeits-Verfahren bestimmt. Der Gehalt an O wird nach einem bekannten Inertgas-Schmelz-Infrarot-Absorptionsverfahren bestimmt.
[Mikrostruktur des Stahls]
Die Mikrostruktur des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform besteht aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0 bis 100,0% und einer Hartphase mit einem Gesamtflächenanteil von 0 bis 95,0%. Die Hartphase ist hier aus Bainit oder Bainit und Martensit gebildet. In der Mikrostruktur des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann der Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit 50,0% oder mehr betragen, und der Gesamtflächenanteil der Hartphase kann 50,0% oder mehr betragen. Es ist zu beachten, dass in der Mikrostruktur des Stahls andere Bereiche als die Hartphase, Ferrit und Perlit beispielsweise Restaustenit, Ausscheidungen (einschließlich Zementit) und Einschlüsse sind. Ein Flächenanteil des Restaustenits, der Ausscheidungen und der Einschlüsse ist vernachlässigbar klein.
In der Mikrostruktur des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegt eine untere Grenze des Gesamtflächenanteils von Ferrit und Perlit vorzugsweise bei 8,0%, weiter bevorzugt bei 10,0%, noch weiter bevorzugt bei 11,0% und noch weiter bevorzugt bei 12,0%. Eine obere Grenze des Gesamtflächenanteils von Ferrit und Perlit beträgt vorzugsweise 95,0%, bevorzugter 90,0%, noch mehr bevorzugt 80,0%, noch mehr bevorzugt 75,0%, und noch mehr bevorzugt 70,0%.
[Verfahren zur Messung des Gesamtflächenanteils von Ferrit und Perlit und des Gesamtflächenanteils der Hartphase]
Der Gesamtflächenanteil (%) von Ferrit und Perlit in der Mikrostruktur des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform und der Gesamtflächenanteil (%) der harten Phase in der Mikrostruktur werden nach dem folgenden Verfahren gemessen. Eine Probe wird aus einer Mittelposition eines Radius R entnommen, der eine Oberfläche und eine Mittelachse (R/2-Position) eines Querschnitts eines Stahls verbindet, der ein Stahlstab oder ein Walzdraht ist, der senkrecht zu einer Längsrichtung (axiale Richtung) des Stahls ist (im Folgenden als Querschnitt bezeichnet). Von den Oberflächen der entnommenen Probe wird eine dem Querschnitt entsprechende Oberfläche als Beobachtungsfläche bestimmt. Die Beobachtungsfläche wird hochglanzpoliert und anschließend mit 2% Salpetersäure-Alkohol (Nital-Ätzmittel) geätzt. Die geätzte Beobachtungsfläche wird unter einem Lichtmikroskop mit 500x Vergrößerung betrachtet, und es werden fotografische Bilder von 20 frei gewählten Sichtfeldern auf der geätzten Beobachtungsfläche erstellt. Die Größe der einzelnen Sichtfelder wird auf 100 µm × 100 µm festgelegt.
In jedem Sichtfeld haben Phasen wie Ferrit, Perlit und eine Hartphase ihre eigenen verschiedenen Kontraste. Daher werden die Phasen basierend auf ihren jeweiligen Kontrasten identifiziert. Da es schwierig ist, zwischen Bainit und Martensit zu unterscheiden, werden Bainit und Martensit als eine Hartphase identifiziert. Von den identifizierten Phasen wird in jedem Sichtfeld eine Gesamtfläche von Ferrit (µm²) und eine Gesamtfläche von Perlit (µm²) bestimmt. Ein Verhältnis der Summe der Gesamtflächen von Ferrit und Perlit in allen Sichtfeldern zur Gesamtfläche aller Sichtfelder wird als Gesamtflächenanteil (%) von Ferrit und Perlit definiert. Anhand des Gesamtflächenanteils von Ferrit und Perlit wird der Gesamtflächenanteil (%) der harten Phase nach folgendem Verfahren ermittelt.
Gesamtflächenanteil der harten Phase = 100,0 - Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit
Der Gesamtflächenanteil (%) von Ferrit und Perlit ist ein Wert, der durch Abrunden des Gesamtflächenanteils (%) von Ferrit und Perlit auf die zweite Dezimalstelle erhalten wird.
[Oxide im Stahl]
In dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform, unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, und dass die Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5. 0% oder mehr besteht, wobei der Rest Bainit ist, ein Anteil (spezifizierter Oxidanteil RA) der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide im Stahl 30,0% oder mehr beträgt.
In der vorliegenden Beschreibung sind ein Oxid und ein CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxid wie folgt definiert.
Oxid: unter den Einschlüssen im Stahl, wenn das Masse-% jedes Einschlusses als 100% genommen werden, ein Einschluss, in dem ein Gehalt an Sauerstoff 1,0% oder mehr in Masse-% beträgt
CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxid: unter den Oxiden Verbundeinschlüsse, die CaO und/oder CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten. Das heißt, unter den Oxiden eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus: Verbundeinschlüssen, die CaO, MgO und Al₂O₃ enthalten; Verbundeinschlüssen, die CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten; und Verbundeinschlüssen, die CaO, CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten.
Die Oxide sind beispielsweise Al₂O₃, MgO-Al₂O₃-Verbundoxide, CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide und CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide.
Wie oben beschrieben, sind unter den Oxiden die Teilchengrößen von CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden größer als die Teilchengrößen anderer Oxide. Wenn der Anteil der CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide unter den Oxiden groß ist, sinkt daher die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
Die Teilchengrößen von Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden sind klein. Diese Oxide agglomerieren jedoch und bilden Cluster (Agglomerate aus einer Vielzahl von Al₂O₃-Partikeln, Agglomerate aus einer Vielzahl von MgO-Al₂O₃-Verbundoxid-Partikeln). Die Größe der Cluster wird groß. Wenn die Menge dieser Oxide groß ist, sinkt daher, ähnlich wie bei CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden, die Wälzkontaktermüdungslebensdauer des aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung.
Andererseits sind die Partikelgrößen von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden kleiner als die Partikelgrößen von CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden. Außerdem ist es für CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide schwierig, sich so zu bündeln, wie es bei Al₂O₃- und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden der Fall ist. Daher ist der Einfluss der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung gering. Darüber hinaus können CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide durch Modifizierung von CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden hergestellt werden.
Daher wird in dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der j eweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, und dass die Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5.0% oder mehr besteht, wobei der Rest Bainit ist, wird ein Anteil (spezifizierter Oxidanteil RA) der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide im Stahl von 30,0% oder mehr hergestellt. In diesem Fall ist der Anteil der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide an den Oxiden ausreichend hoch. Daher ist es für die Oxide schwierig, als Ausgangspunkt für einen Riss zu dienen. Daher erhöht sich die Wälzkontaktermüdungslebensdauer eines aufgekohlten Lagers in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erheblich.
[Verfahren zur Messung des spezifizierten Oxidanteils RA]
Der spezifizierte Oxidanteil RA kann nach dem folgenden Verfahren gemessen werden. Eine Probe wird an einer R/2-Position (R bezeichnet den Radius des Stahls) eines Querschnitts (Querschnitt) entnommen, der senkrecht zu einer Längsrichtung des Stahls liegt, d.h. an einer R/2-Position eines Querschnitts des Stahls. Unter den Oberflächen der Probe wird eine Fläche, die dem Querschnitt (Querschnitt) entspricht, der senkrecht zu einer Längsrichtung des Stahls liegt, als Beobachtungsfläche bestimmt. Die Beobachtungsfläche der entnommenen Probe wird hochglanzpoliert. Auf der Beobachtungsfläche werden nach dem Polieren stichprobenartig 20 Sichtfelder (die Fläche pro Sichtfeld beträgt 100 µm × 100 µm) bei einer 1000-fachen Vergrößerung mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM, scanning electron microscope) betrachtet.
Die Einschlüsse in jedem Sichtfeld werden identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wird einer energiedispersiven Röntgenspektroskopie (EDX) unterzogen, um Oxide zu identifizieren. Konkret wird an zwei Messpunkten in jedem Einschluss eine Elementaranalyse mittels EDX durchgeführt. Anschließend werden in jedem Einschluss die jeweiligen Elemente (Al, Mg, Ca, S und O) an jedem Messpunkt nachgewiesen. Der arithmetische Mittelwert des an den beiden Messpunkten erhaltenen O-Gehalts (Masse-%) wird als Sauerstoffgehalt (Masse-%) des Einschlusses definiert, wenn man den Masseanteil des Einschlusses, der Gegenstand der Messung ist, als 100% annimmt.
Unter den Ergebnissen der Elementaranalyse der Einschlüsse wird ein Einschluss mit einem O-Gehalt von 1,0% oder mehr, wenn der Masseanteil des Einschlusses als 100% angenommen wird, als „Oxid“ identifiziert wird.
Darüber hinaus werden unter den Oxiden in einem Fall, in dem Ca, Mg und Al oder Ca, S, Mg und Al als an den beiden Messpunkten erfasste Elemente enthalten sind, die Oxide davon als „CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide“ definiert.
Es wird die Gesamtfläche der Oxide in den 20 Sichtfeldern bestimmt. Darüber hinaus wird die Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃ Verbundoxide in den 20 Sichtfeldern bestimmt. Der angegebene Oxidanteil RA (%) wird basierend auf der folgenden Formel ermittelt. $\begin{array}{l} RA (%) = Gesamtfl \ddot{a} che der CaO - CaS - MgO - {Al}_{2} O_{3} - Verbundoxide/Gesamtfl \ddot{a} che der \\ Oxide \times 100 \end{array}$
Bei den Einschlüssen, die Gegenstand der vorgenannten Messung sind, handelt es sich um Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr. Der Begriff „äquivalenter Kreisdurchmesser“ bezeichnet hier den Durchmesser eines Kreises für den Fall, dass die Fläche der jeweiligen Einschlüsse in einen Kreis mit gleicher Fläche umgerechnet wird. Wenn die Einschlüsse einen äquivalenten Kreisdurchmesser haben, der das Zweifache oder mehr des Strahldurchmessers im EDX beträgt, wird die Genauigkeit der Elementaranalyse erhöht. In der vorliegenden Ausführungsform wird der Strahldurchmesser im EDX, der zur Identifizierung von Einschlüssen verwendet wird, mit 0,2 µm angenommen. In diesem Fall können Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von weniger als 0,5 µm die Genauigkeit der Elementaranalyse im EDX nicht erhöhen. Darüber hinaus haben Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von weniger als 0,5 µm einen äußerst geringen Einfluss auf die Wälzkontaktermüdungslebensdauer. Daher werden in der vorliegenden Ausführungsform als Messobjekt Einschlüsse mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 0,5 µm oder mehr verwendet.
[Anzahldichte der groben Oxide im Stahl]
In dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform, unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen, besteht die Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0% oder mehr, wobei der Rest Bainit ist, und dass der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr beträgt, unter den Oxiden im Stahl die Anzahldichte der Oxide (grobe Oxide) mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt.
Wie oben beschrieben, ist der Anteil der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide unter den Oxiden groß, wenn die Oxide so modifiziert werden, dass der angegebene Oxidanteil RA 30,0% oder mehr beträgt. Die Partikelgröße von CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden ist im Vergleich zu CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden klein. Darüber hinaus ist es für CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide schwierig, sich in der gleichen Weise wie Al₂O₃- und MgO-Al₂O₃-Verbundoxide zu bündeln. Daher kann die Größe der Oxide im Stahl klein gehalten werden. Insbesondere beträgt in dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr, und die Anzahldichte der groben Oxide (Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr) beträgt 15,0 Stück/mm² oder weniger. Daher erhöht sich in einem aufgekohlten Lager, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial der vorliegenden Ausführungsform hergestellt wird, die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung erheblich.
Eine obere Grenze der Anzahldichte der groben Oxide liegt vorzugsweise bei 14,0 Stück/mm², mehr bevorzugt bei 13,5 Stück/mm², noch mehr bevorzugt bei 13,0 Stück/mm², noch mehr bevorzugt bei 12,0 Stück/mm², noch mehr bevorzugt bei 11,0 Stück/mm2, und noch mehr bevorzugt bei 10,0 Stück/mm². Es ist zu beachten, dass je geringer die Anzahldichte der groben Oxide ist, desto bevorzugter ist es. Eine übermäßige Verringerung der Anzahldichte der groben Oxide führt jedoch zu einer Erhöhung der Produktionskosten. Daher ist eine untere Grenze der Anzahldichte der groben Oxide vorzugsweise 0,1 Stück/mm², mehr bevorzugt 0,5 Stück/mm² und noch mehr bevorzugt 0,8 Stück/mm².
[Verfahren zur Messung der Anzahldichte von groben Oxiden in Stahl]
Die Anzahldichte der groben Oxide im Stahl kann nach dem folgenden Verfahren gemessen werden. Unter den Oxiden, die mit dem oben beschriebenen Verfahren zur Messung des spezifizierten Oxidanteils RA identifiziert werden, werden Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr (grobe Oxide) identifiziert. Die Anzahldichte (Stück/mm²) der groben Oxide wird basierend auf der Gesamtzahl der in den oben genannten 20 Sichtfeldern identifizierten groben Oxide (Auswertefläche pro Sichtfeld ist 100 µm × 100 µm) und der Gesamtfläche der 20 Sichtfelder bestimmt. Wenn der kürzeste Abstand zwischen benachbarten Oxiden weniger als 0,5 µm beträgt, wird eine Gruppe dieser Oxide als Cluster betrachtet, und die Gruppe dieser Oxide wird als ein einziges Oxid angesehen. Der äquivalente Kreisdurchmesser wird dann basierend auf der Gesamtfläche der als ein einziges Oxid betrachteten Oxidgruppe bestimmt.
In dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform, der die oben beschriebene Konfiguration aufweist, fallen die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform und erfüllen die Formeln (1) bis (4). Ferner setzt sich die Mikrostruktur aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0% oder mehr zusammen, wobei der Rest Bainit ist, und darüber hinaus beträgt der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr, und die Anzahldichte der groben Oxide (Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr) beträgt 15,0 Stück/mm² oder weniger. Daher ist der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform hervorragend maschinell bearbeitbar. Darüber hinaus wird in einem aufgekohlten Lager, das aus dem Stahl als Ausgangsmaterial der vorliegenden Ausführungsform hergestellt wird, eine ausgezeichnete Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
[Verfahren zur Herstellung von Stahl]
Es wird ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform beschrieben. Das im Folgenden beschriebene Verfahren zur Herstellung von Stahl ist ein Beispiel für die Herstellung von Stahl in der vorliegenden Ausführungsform. Daher kann der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform mit der oben beschriebenen Konfiguration durch ein anderes Verfahren als das nachstehend beschriebene Verfahren hergestellt werden. Das nachstehend beschriebene Herstellungsverfahren ist jedoch ein geeignetes Beispiel für das Verfahren zur Herstellung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform.
Das Beispiel des Verfahrens zur Herstellung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform umfasst einen Stahlherstellungsprozess, bei dem die Stahlschmelze veredelt und die Stahlschmelze gegossen wird, um ein Ausgangsmaterial (Gussstück oder Barren) zu erzeugen, und einen Warmverarbeitungsprozess, bei dem eine Warmverarbeitung des Ausgangsmaterials durchgeführt wird, um den Stahl als Ausgangsmaterial eines aufgekohlten Lagers herzustellen. Die Verfahren werden im Folgenden einzeln beschrieben.
[Stahlherstellungsprozess]
Im Stahlherstellungsprozess wird die Stahlschmelze einer bekannten Primärveredelung mittels eines Konverters unterzogen.
Nach der Primärveredelung wird die Stahlschmelze einer Sekundärveredelung unterzogen. Bei der Sekundärveredelung wird die Stahlschmelze zunächst in einem LF (Pfannenoffen; Ladle Furnace) veredelt. Nach dem Veredeln im LF erfolgt das Veredeln in einem RH (Ruhrstahl-Heraeus). Durch das Veredeln im LF und RH wird der spezifizierte Oxidanteil RA und die Anzahldichte der groben Oxide eingestellt. Das Veredeln im LF und RH wird im Folgenden beschrieben.
[Veredeln im LF]
Beim Veredeln in dem LF wird Ca- und Mg-haltige Schlacke in die Stahlschmelze gegeben und das Veredeln nach dem LF-Verfahren durchgeführt. In dem LF wird eine Veredelung durchgeführt, die die folgenden Bedingungen erfüllt.
Bedingung 1: Die Veredelungszeit in dem LF beträgt 40 Minuten oder mehr.
Bedingung 2: Die Basizität der Schlacke während des Veredelns in dem LF muss 5,0 bis 12,0 betragen.
Bedingung 3: Wenn der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach dem Veredeln in dem LF 0,005% oder mehr und der Al-Gehalt im Stahl 0,015% oder mehr beträgt, muss der Al-Gehalt im hergestellten Stahl 80,0% oder weniger betragen.
Bedingung 1 bis Bedingung 3 werden im Folgenden beschrieben.
[Bedingung 1]
Veredelungszeit im LF: 40 Minuten oder mehr
Die Zeit vom Beginn bis zum Ende der Veredelung im LF wird als „Veredelungszeit im LF“ definiert. In der vorliegenden Ausführungsform soll die Veredelungszeit im LF 40 Minuten oder mehr betragen.
Die Veredelungszeit in dem LF beeinflusst die Modifikation der Oxide. Genauer gesagt beeinflusst die Veredelungszeit in dem LF die Modifikation von CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden zu CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden.
Wenn die Veredelungszeit in dem LF weniger als 40 Minuten beträgt, werden die CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxide in der Stahlschmelze nicht ausreichend in CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide umgewandelt. Infolgedessen wird der angegebene Oxidanteil RA im Stahl weniger als 30,0% betragen.
Wenn die Veredelungszeit in dem LF 40 Minuten oder mehr beträgt, wird unter der Voraussetzung, dass auch die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr betragen.
Eine untere Grenze der Veredelungszeit in dem LF beträgt vorzugsweise 45 Minuten, noch bevorzugter 50 Minuten. Obwohl eine Obergrenze der Mahldauer in dem LF nicht besonders limitiert ist, beträgt die Obergrenze zum Beispiel 100 Minuten. Es reicht aus, dass die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns im LF eine bekannte Temperatur ist. Zum Beispiel beträgt die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns in dem LF 1350 bis 1600°C.
[Bedingung 2]
Basizität der Schlacke während des Veredelns in dem LF: 5,0 bis 12,0
Beim Veredeln in dem LF wird Schlacke in die Stahlschmelze eingebracht, um die Schlacke zur Aufnahme von Einschlüssen zu veranlassen. Die CaO-Konzentration/SiO₂-Konzentration in der Schlacke wird als Basizität definiert. Liegt die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung im LF unter 5,0, ist die CaO-Konzentration in der Schlacke bei der Veredelung im LF zu niedrig. In diesem Fall ist im produzierten Stahl eine zu große Menge an Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden unter den Oxiden vorhanden. Infolgedessen wird der angegebene Oxidanteil RA weniger als 30,0% betragen. Ferner wird die Anzahldichte der groben Oxide im hergestellten Stahl mehr als 15,0 Stück/mm² betragen.
Wenn andererseits die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung im LF mehr als 12,0 beträgt, ist die CaO-Konzentration in der Schlacke bei der Veredelung im LF zu hoch. In diesem Fall ist im erzeugten Stahl eine übermäßig große Menge an CaO-CaS-Al₂O₃-Verbundoxiden vorhanden. Daher werden sich die Oxide nicht ausreichend in CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide modifizieren. Infolgedessen sinkt der angegebene Oxidanteil RA auf weniger als 30,0%. Darüber hinaus bildet sich eine übermäßig große Menge an groben Oxiden, und die Anzahldichte der groben Oxide im hergestellten Stahl beträgt mehr als 15,0 Stück/mm².
Wenn die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung in dem LF 5,0 bis 12,0 beträgt, können die Oxide unter der Voraussetzung, dass auch die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, so modifiziert werden eine große Menge an CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden zu produzieren. Infolgedessen beträgt im hergestellten Stahl der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr, und die Anzahldichte der groben Oxide beträgt 15,0 Stück/mm² oder weniger.
Die Basizität der Schlacke nach der Veredelung im LF wird nach folgendem Verfahren gemessen. Ein Teil der Schlacke, die auf der flüssigen Oberfläche der Stahlschmelze nach Beendigung der Veredelung im LF schwimmt, wird gesammelt. Aus der gesammelten Schlacke werden bearbeitete Späne erzeugt, und die bearbeiteten Späne werden gesammelt. Die gesammelten bearbeiteten Späne werden in Säure gelöst, um eine flüssige Lösung zu erhalten. Die flüssige Lösung wird einer ICP-AES unterzogen, um eine Elementaranalyse der chemischen Zusammensetzung durchzuführen. Der O-Gehalt wird durch ein bekanntes Inertgas-Schmelz-Nichtdispersiv-Infrarot-Absorptionsverfahren bestimmt. Basierend auf dem erhaltenen Ca-, Si- und O-Gehalt werden die CaO-Konzentration und die SiO₂-Konzentration in der Schlacke nach einem bekannten Verfahren in Masse-% berechnet. Die Basizität (= CaO-Konzentration/SiO₂-Konzentration) wird basierend auf der erhaltenen CaO-Konzentration und SiO₂-Konzentration bestimmt.
[Bedingung 3]
Wenn der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung im LF 0,005% oder mehr und der Al-Gehalt im Stahl 0,015% oder mehr beträgt, ist der Al-Gehalt im hergestellten Stahl auf 80,0% oder weniger zu bringen.
Der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF kann zur Abschätzung der Al-Menge verwendet werden, die während der Veredelung in dem LF zur Desoxidation beigetragen hat. Liegt der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF unter 0,005%, ist die Desoxidation der Stahlschmelze während der Veredelung in dem LF unzureichend. In diesem Fall verbleibt eine große Anzahl von groben Oxiden im erzeugten Stahl. Folglich wird die Dichte der groben Oxide mehr als 15,0 Stück/mm² betragen.
Wenn andererseits der Al-Gehalt im erzeugten Stahl 0,015% oder mehr beträgt und der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in der LF mehr als 80,0% beträgt, wird eine übermäßig große Menge an Al₂O₃ und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden in der Stahlschmelze gebildet. Daher verbleibt eine übermäßig große Menge an Al₂O₃- und MgO-Al₂O₃-Verbundoxiden im produzierten Stahl. Infolgedessen liegt der angegebene Oxidanteil RA unter 30,0%. Darüber hinaus beträgt die Anzahldichte der groben Oxide im hergestellten Stahl mehr als 15,0 Stück/mm².
In einem Fall, in dem der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF 0,005% oder mehr und der Al-Gehalt im Stahl 0,015% oder mehr beträgt, wenn der Al-Gehalt im erzeugten Stahl 80,0% oder weniger beträgt, ist während der Veredelung in dem LF eine angemessene Konzentration von Al in der Stahlschmelze enthalten. Daher kann die Desoxidation durch Al in ausreichendem Maße durchgeführt werden. Unter der Voraussetzung, dass die anderen Produktionsbedingungen erfüllt sind, können Al-Oxide außerdem in CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide umgewandelt werden. Als Ergebnis wird in dem hergestellten Stahl der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr betragen, und die Anzahldichte der groben Oxide wird 15,0 Stück/mm² oder weniger betragen.
Der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF wird nach dem folgenden Verfahren gemessen. Ein Teil der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF wird gesammelt. Die gesammelte Stahlschmelze wird abgekühlt und verfestigt. Mit der erstarrten Probe (Stahl) wird eine Elementaranalyse nach dem gleichen Verfahren wie das oben beschriebene „Verfahren zur Messung der chemischen Zusammensetzung von Stahl“ durchgeführt und der Al-Gehalt in Masse-% gemessen.
[Veredelung im RH]
Bei der Veredelung im RH werden grobe Oxide in der Stahlschmelze dazu gebracht, aus der Stahlschmelze aufzuschwimmen, um die groben Oxide aus der Stahlschmelze zu entfernen und dadurch zu verhindern, dass die Größe der Oxide im Stahl nach der Veredelung im RH zu groß wird. Im RH wird ein Veredeln durchgeführt, das die folgende Bedingung erfüllt.
Bedingung 4: Die Veredelungszeit im RH wird auf 15 Minuten oder mehr festgelegt. Bedingung 4 wird im Folgenden beschrieben.
[Bedingung 4]
Veredelungszeit im RH: 15 Minuten oder mehr
Die Zeit vom Beginn bis zum Ende der Veredelung im RH wird als „Veredelungszeit im RH“ definiert. In der vorliegenden Ausführungsform wird die Veredelungszeit im RH auf 15 Minuten oder mehr festgelegt.
Bei der Veredelung im RH werden grobe Oxide in der Stahlschmelze dazu gebracht, aus der Stahlschmelze aufzuschwimmen, um die groben Oxide aus der Stahlschmelze zu entfernen. Selbst wenn Bedingung 1 bis Bedingung 3 der vorgenannten Veredelung in dem LF erfüllt sind, wenn die Veredelungszeit in der RH weniger als 15 Minuten beträgt, wird die Anzahldichte der groben Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr mehr als 15,0 Stück/mm² betragen.
Wenn die Veredelungszeit in der RH 15 Minuten oder mehr beträgt, unter der Voraussetzung, dass die Gehalte der Elemente in der Stahlschmelze in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen und die Bedingungen 1 bis 3 bei der Veredelung in der LF erfüllt sind, wird der spezifizierte Oxidanteil RA im Stahl 30,0% oder mehr betragen und die Anzahldichte der groben Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr wird 15,0 Stück/mm² oder weniger betragen.
Eine untere Grenze der Veredelungszeit im RH beträgt vorzugsweise 20 Minuten, und noch bevorzugter 25 Minuten. Eine Obergrenze der Veredelungszeit in der RH ist nicht besonders limitiert und beträgt beispielsweise 60 Minuten. Es reicht aus, dass die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns im RH eine bekannte Temperatur ist. Die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns im RH beträgt beispielsweise 1350 bis 1600°C.
Es ist zu beachten, dass die endgültige Einstellung der Komponenten während der Veredelung im RH durchgeführt wird, um eine Stahlschmelze zu erzeugen, bei der die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der j eweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform liegen und die Formeln (1) bis (4) erfüllen.
Durch das oben beschriebene Veredelungsverfahren wird die Stahlschmelze hergestellt, bei der die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung in die jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform fallen und der Formel (1) bis Formel (4) entsprechen. Unter Verwendung der erzeugten Stahlschmelze wird ein Ausgangsmaterial durch ein bekanntes Gießverfahren hergestellt. Beispielsweise wird aus der Stahlschmelze ein Barren durch ein Barrenherstellungsverfahren hergestellt. Alternativ kann aus der Stahlschmelze ein Vorblock oder ein Knüppel in einem Stranggussverfahren hergestellt werden. Durch das oben beschriebene Verfahren wird das Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) hergestellt.
[Warmbearbeitungsprozess]
Bei der Warmbearbeitung wird das durch den Stahlherstellungsprozess hergestellte Ausgangsmaterial (Vorblock oder Barren) einem Warmbearbeiten unterzogen, um den Stahl als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager herzustellen. Bei dem Stahl handelt es sich zum Beispiel um einen Stahlstab oder Walzdraht. Der Warmverarbeitungsprozess umfasst einen Vorwalzprozess und einen Fertigwalzprozess. Die Verfahren werden im Folgenden jeweils beschrieben.
[Vorwalzverfahren]
Beim Vorwalzverfahren wird das Ausgangsmaterial einer Warmverarbeitung unterzogen, um es zu einem Knüppel zu verarbeiten. Konkret wird das Ausgangsmaterial beim Vorwalzverfahren in einem Vorwalzwerk warmgewalzt (Vorwalzen), um es zu einem Knüppel zu verarbeiten. Wenn dem Vorwalzwerk ein kontinuierliches Walzwerk nachgeschaltet ist, kann der durch das Vorwalzen erzeugte Knüppel ferner mit dem kontinuierlichen Walzwerk warmgewalzt werden, um einen Knüppel mit einer kleineren Größe zu erzeugen.
Die Erwärmungstemperatur und die Verweilzeit in einem Wiedererwärmungsofen im Vorwalzprozess sind nicht besonders begrenzt. Die Erwärmungstemperatur im Vorwalzprozess beträgt z.B. 1150 bis 1300°C. Die Verweildauer bei der Erwärmungstemperatur beträgt z.B. 15 bis 30 Stunden.
[Fertigwalzprozess]
Beim Fertigwalzprozess wird der Knüppel zunächst mit einem Erwärmungsofen erwärmt. Der erwärmte Knüppel wird in einem kontinuierlichen Walzwerk warmgewalzt, um zu einem Stahlstab oder Walzdraht verarbeitet zu werden, wobei der Stahl als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager dient. Die Erwärmungstemperatur und die Verweilzeit im Wiedererwärmungsofen sind beim Fertigwalzprozess nicht besonders limitiert. Die Erwärmungstemperatur beim Fertigwalzprozess beträgt z.B. 1150 bis 1300°C. Die Verweildauer bei der Erwärmungstemperatur beträgt z. B. 1,5 bis 10 Stunden.
Der Stahl, der dem Fertigwalzprozess unterzogen wird, wird mit einer Abkühlungsrate abgekühlt, die nicht höher ist als diejenige, mit der die Abkühlung in den Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform eingebracht werden kann. Die Abkühlgeschwindigkeit ist nicht besonders limitiert. Vorzugsweise wird eine durchschnittliche Abkühlungsrate CR für einen Temperaturbereich, in dem eine Temperatur des dem Fertigwalzen unterzogenen Stahls 800°C bis 500°C beträgt, auf 0,1 bis 5,0°C/sec festgelegt. Wenn die Temperatur des Stahls 800 bis 500°C beträgt, findet eine Phasenumwandlung von Austenit in Ferrit, Perlit oder Bainit statt. Wenn die durchschnittliche Abkühlungsrate CR für den Temperaturbereich, in dem die Temperatur des Stahls 800°C bis 500°C beträgt, 0,1 bis 5,0°C/sec beträgt, erhält man stabil einen Stahl mit einer Mikrostruktur, die aus Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0% oder mehr besteht, wobei der Rest Bainit ist.
Die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit CR wird nach dem folgenden Verfahren gemessen. Der fertiggewalzte Stahl wird stromabwärts auf einem Förderstrecke transportiert. Auf der Förderstrecke ist eine Vielzahl von Thermometern entlang der Förderstrecke angeordnet. So kann die Temperatur des Stahls an den jeweiligen Positionen der Förderstrecke gemessen werden. Basierend auf den Messergebnissen der Vielzahl von Thermometern, die entlang der Förderstrecke angeordnet sind, wird die Zeit bestimmt, die die Temperatur des Stahls benötigt, um von 800°C auf 500°C zu sinken, und dann wird die durchschnittliche Abkühlungsrate CR (°C/sec) bestimmt. Die durchschnittliche Abkühlungsrate CR kann z.B. durch die Anordnung einer Vielzahl von langsam kühlenden Abdeckungen im Abstand zueinander auf der Förderstrecke eingestellt werden.
Durch das obige Herstellungsverfahren kann der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform mit der oben beschriebenen Konfiguration hergestellt werden.
[Aufgekohltes Lager]
Der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform wird für ein aufgekohltes Lager verwendet. Das aufgekohlte Lager ist ein Lager, das einer Aufkohlung unterzogen wird. Unter Aufkohlen wird hier eine Behandlung verstanden, bei der aufgekohlt-abgeschreckt und angelassen wird.
Ein Lager ist eine Komponente eines Wälzlagers. Beispiele für ein Lager sind ein Laufring, eine Lagerscheibe und ein Wälzkörper. Der Laufring kann ein Innenring oder ein Außenring sein, und die Lagerscheibe kann eine Wellenscheibe, eine Gehäusescheibe, eine zentrale Scheibe oder eine ausrichtende Gehäusescheibe sein. Der Laufring und die Lagerscheibe sind nicht auf einen bestimmten Laufring und eine bestimmte Lagerscheibe beschränkt, solange der Laufring und die Lagerscheibe Elemente sind, die jeweils eine Laufbahn aufweisen. Der Wälzkörper kann eine Kugel oder eine Rolle sein. Beispiele für eine Rolle sind eine Zylinderrolle, eine lange Zylinderrolle, eine Nadelrolle, eine Kegelrolle und eine konvexe Rolle.
Ein aufgekohltes Lager umfasst eine aufgekohlte Schicht, die durch das Aufkohlen gebildet wird, und einen Kernabschnitt, der sich im Inneren der aufgekohlten Schicht befindet. Die Tiefe der aufgekohlten Schicht ist nicht auf eine bestimmte Tiefe limitiert; ein Beispiel für die Tiefe von einer Oberfläche der aufgekohlten Schicht ist jedoch 0,2 mm bis 5,0 mm. Der Kernabschnitt hat die gleiche chemische Zusammensetzung wie die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform. Die aufgekohlte Schicht und der Kernabschnitt des aufgekohlten Lagers sind bei der Beobachtung der Mikrostruktur leicht zu unterscheiden. Insbesondere ist dem Fachmann bekannt, dass in einem Querschnitt senkrecht zur Längsrichtung des aufgekohlten Lagers der Kontrast der aufgekohlten Schicht und der Kontrast des Kernabschnitts voneinander abweichen. Daher ist es einfach, die aufgekohlte Schicht und den Kernabschnitt in dem aufgekohlten Lager zu unterscheiden.
[Verfahren zur Herstellung eines aufgekohlten Lagers]
Ein Beispiel für ein Verfahren zur Herstellung eines aufgekohlten Lagers, das die oben beschriebene Konfiguration aufweist, ist wie folgt. Zunächst wird der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform in eine vorbestimmte Form gebracht, um daraus ein Zwischenprodukt herzustellen. Ein Verfahren zur Umformung ist beispielsweise das Warmschmieden oder die maschinelle Bearbeitung. Die maschinelle Bearbeitung ist zum Beispiel die spanabhebende Bearbeitung. Es reicht aus, das Warmschmieden unter bekannten Bedingungen durchzuführen. Beim Warmschmieden beträgt die Erwärmungstemperatur z.B. 1000 bis 1300°C. Das dem Warmschmieden unterzogene Zwischenprodukt wird abgekühlt. Nach dem Warmschmieden kann eine maschinelle Bearbeitung durchgeführt werden. Der Stahl oder das Zwischenprodukt kann vor der Bearbeitung dem bekannten Kugelglühen unterzogen werden.
Das hergestellte Zwischenprodukt wird einer bekannten Aufkohlung unterzogen, um ein aufgekohltes Lager zu erhalten. Die Aufkohlung umfasst das Aufkohlen-Abschrecken und Anlassen, wie oben beschrieben. Beim Aufkohlen-Abschrecken wird das Zwischenprodukt in einer Atmosphäre, die ein bekanntes, umgewandeltes Aufkohlungsgas enthält, auf einen Ac₃-Umwandlungspunkt erwärmt und zu mindestens dort gehalten und dann einer schnellen Abkühlung unterzogen. Bei der Anlassbehandlung wird das Zwischenprodukt, das dem Aufkohlen-Abschrecken unterzogen wird, für eine bestimmte Zeit in einem Temperaturbereich von 150 bis 200°C gehalten. Bei dem umgewandelten Aufkohlungsgas handelt es sich um ein bekanntes endothermes umgewandeltes Gas (RX-Gas). Das RX-Gas ist ein Gas, das durch Mischen eines Kohlenwasserstoffgases wie Butan und Propan mit Luft hergestellt wird und durch einen erwärmten Ni-Katalysator geleitet wird, um sie miteinander reagieren zu lassen; das RX-Gas ist ein gasförmiges Gemisch, das CO, H₂, N₂ und dergleichen enthält.
Die Oberflächenkonzentration von C und die Oberflächenhärte des aufgekohlten Lagers können durch Steuerung der Bedingungen für das Aufkohlen-Abschrecken und Anlassen eingestellt werden. Insbesondere kann die Oberflächenkonzentration von C durch Steuerung eines Kohlenstoffpotentials und dergleichen in der Atmosphäre während des Aufkohlen-Abschreckens eingestellt werden.
Insbesondere wird die Oberflächenkonzentration von C des aufgekohlten Lagers hauptsächlich durch das Kohlenstoffpotential beim Aufkohlen-Abschrecken, die Aufkohlungstemperatur und die Verweilzeit bei der Aufkohlungstemperatur eingestellt. Die Oberflächenkonzentration von C steigt mit einer Erhöhung des Kohlenstoffpotentials, einer Erhöhung der Aufkohlungstemperatur und einer Erhöhung der Verweilzeit bei der Aufkohlungstemperatur. Im Gegensatz dazu sinkt die Oberflächenkonzentration von C mit einer Abnahme des Kohlenstoffpotentials, einer Abnahme der Aufkohlungstemperatur und einer Abnahme der Verweilzeit bei der Aufkohlungstemperatur. Die Oberflächenhärte hängt mit der Oberflächenkonzentration von C zusammen. Insbesondere steigt die Oberflächenhärte mit zunehmender Oberflächenkonzentration von C. Andererseits sinkt die Oberflächenhärte mit abnehmender Oberflächenkonzentration von C. Eine durch das Abschrecken-Aufkohlen erhöhte Oberflächenhärte kann durch Anlassen verringert werden. Die Oberflächenhärte wird durch Erhöhen der Anlasstemperatur und Verlängern der Verweilzeit bei der Anlasstemperatur verringert. Eine Oberflächenhärte kann durch Senken der Anlasstemperatur und Verkürzen der Verweilzeit bei der Anlasstemperatur hoch gehalten werden.
Bevorzugte Bedingungen für das Aufkohlen-Abschrecken sind wie folgt. Die Bedingungen für das Aufkohlen-Abschrecken sind jedoch nicht auf die folgenden Bedingungen beschränkt.
Kohlenstoffpotential CP in der Atmosphäre: 0,70 bis 1,40
Wenn das Kohlenstoffpotential CP in der Atmosphäre 0,70 oder mehr beträgt, ist die C-Konzentration an der Oberfläche des aufgekohlten Lagers ausreichend erhöht; zum Beispiel ist die Oberflächenkonzentration von C auf 0,70% oder mehr, in Masse-%, erhöht. In diesem Fall werden durch die Aufkohlung Karbide oder Carbonitride in ausreichender Menge erzeugt, was die Verschleißfestigkeit deutlich erhöht. Wenn das Kohlenstoffpotenzial CP 1,40 oder weniger beträgt, liegt die Oberflächenkonzentration von C bei 1,20% oder weniger, und die Bildung von groben Karbiden oder Carbonnitriden wird ausreichend verhindert oder reduziert. Daher ist ein Kohlenstoffpotenzial CP von 0,70 bis 1,40 vorzuziehen.
Retentionstemperatur beim Aufkohlen (Aufkohlungstemperatur): 830 bis 930°C
Verweilzeit bei der Aufkohlungstemperatur: 30 bis 100 Minuten
Wenn die Aufkohlungstemperatur zu niedrig ist, wird die Diffusionsgeschwindigkeit von C niedrig. In diesem Fall verlängert sich die Behandlungszeit, die erforderlich ist, um die vorgegebenen Wärmebehandlungseigenschaften zu erhalten, was die Produktionskosten erhöht. Ist die Aufkohlungstemperatur hingegen zu hoch, erhöht sich die Löslichkeit von C, das in die Matrix des Stahls eindringt. Infolgedessen werden Karbide oder Carbonitride nicht in ausreichender Menge gebildet, was die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers verringert. Daher sollte die Aufkohlungstemperatur 830 bis 930°C betragen.
Die Verweilzeit bei der Aufkohlungstemperatur ist nicht auf eine bestimmte Zeit begrenzt, solange eine ausreichende Konzentration von C an der Stahloberfläche erhalten bleibt. Die Verweilzeit beträgt z. B. 30 bis 100 Minuten.
Abschrecktemperatur: 830 bis 930°C
Bei einer viel zu niedrigen Abschrecktemperatur wird C nicht ausreichend im Stahl gelöst, wodurch die Härte des Stahls abnimmt. Andererseits führt eine zu hohe Abschrecktemperatur zu einer Vergröberung der Körner, so dass sich entlang der Korngrenzen grobe Karbide oder Karbonnitride ablagern können. Daher sollte die Abschrecktemperatur zwischen 830 und 930°C liegen. Es ist zu beachten, dass die Aufkohlungstemperatur auch als Abschrecktemperatur verwendet werden kann. Es ist zu beachten, dass das Verfahren zum Abschrecken entweder eine Wasserkühlung oder eine Ölkühlung sein kann.
Bevorzugte Bedingungen für das Anlassen sind wie folgt.
Anlasstemperatur: 150 bis 200°C
Verweilzeit bei der Anlasstemperatur: 30 bis 240 Minuten
Wenn die Anlasstemperatur 150°C oder mehr beträgt, wird die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ausreichend erhalten. Ferner wird bei einer Anlasstemperatur von 200°C oder weniger die Oberflächenhärte des aufgekohlten Lagers beibehalten, und die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers bleibt erhalten. Daher beträgt die Anlasstemperatur vorzugsweise 150 bis 200°C.
Wenn die Verweilzeit bei der Anlasstemperatur 30 Minuten oder mehr beträgt, ist die Zähigkeit des Kernabschnitts des aufgekohlten Lagers ausreichend erhalten. Ferner wird bei einer Verweilzeit von 240 Minuten oder weniger die Oberflächenhärte des aufgekohlten Lagers beibehalten, und die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers bleibt erhalten. Daher beträgt die Verweilzeit bei der Anlasstemperatur 30 bis 240 Minuten.
[C-Konzentration und Rockwell-Härte C Skala HRC der Oberfläche des aufgekohlten Lagers]
Die C-Konzentration und die Rockwell-Härte C HRC einer Oberfläche des aufgekohlten Lagers, das durch den obigen Herstellungsprozess hergestellt wurde, sind beispielsweise wie folgt.
Konzentration von C der Oberfläche: 0,70 bis 1,20% in Masse-%
Die Konzentration von C an der Oberfläche des aufgekohlten Lagers, das durch Aufkohlen-Abschrecken und Anlassen unter den oben beschriebenen Bedingungen hergestellt wurde, beträgt 0,70 bis 1,20%. Wenn die C-Konzentration der Oberfläche zu niedrig ist, wird die Oberflächenhärte zu niedrig, und die Verschleißfestigkeit nimmt ab. Ist die C-Konzentration der Oberfläche hingegen übermäßig hoch, entstehen grobe Karbide, grobe Carbonitride oder ähnliches, was die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung verringert. Wenn die C-Konzentration der Oberfläche 0,70 bis 1,20% beträgt, weist das karbonisierte Lager eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und eine hohe Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung auf. Eine untere Grenze der C-Konzentration der Oberfläche liegt vorzugsweise bei 0,75% und noch bevorzugter bei 0,80%. Eine obere Grenze der C-Konzentration der Oberfläche beträgt vorzugsweise 1,10%, mehr bevorzugt 1,05% und noch mehr bevorzugt 1,00%.
Die Konzentration von C an der Oberfläche wird mit dem folgenden Verfahren gemessen. Mit einem Elektronensonden-Mikroanalysator (EPMA) wird die C-Konzentration (Masse-%) an einer frei wählbaren Oberflächenposition des aufgekohlten Lagers von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 100 µm mit einem Abstand von 1,0 µm gemessen. Ein arithmetischer Mittelwert der gemessenen Konzentrationen von C wird als Oberflächenkonzentration von C (Masse-%) definiert.
Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche: 58,0 bis 65,0
Die Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche des aufgekohlten Lagers soll 58,0 bis 65,0 betragen. Wenn die Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche weniger als 58,0 beträgt, ist die Verschleißfestigkeit des aufgekohlten Lagers geringer. Liegt die Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche hingegen über 65,0, können leicht feine Risse auftreten und sich ausbreiten, und die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung ist geringer. Wenn die Rockwellhärte C HRC der Oberfläche zwischen 58,0 und 65,0 liegt, erhält man eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und eine hervorragende Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung. Eine untere Grenze der Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche liegt vorzugsweise bei 58,5, und noch bevorzugter bei 59,0. Eine obere Grenze der Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche beträgt vorzugsweise 64,5 und noch bevorzugter 64,3.
Die Rockwell-Härteskala C HRC eines aufgekohlten Lagers wird nach dem folgenden Verfahren gemessen. Auf einer Oberfläche des aufgekohlten Lagers werden vier frei wählbare Messpositionen festgelegt. An den vier festgelegten Messpositionen wird die Prüfung der Rockwell-Härte C (HRC) mit der C-Skala gemäß JIS Z 2245(2011) durchgeführt. Ein arithmetischer Mittelwert von vier erhaltenen Werten der Rockwell-Härteskala C HRC wird als Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche definiert.
Durch den obigen Herstellungsprozess wird ein aufgekohltes Lager aus dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial hergestellt. In dem aufgekohlten Lager, das aus dem Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform als Ausgangsmaterial hergestellt wurde, wird eine ausgezeichnete Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung erhalten.
BEISPIEL
Die vorteilhaften Wirkungen des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform werden nun anhand eines BEISPIELS genauer beschrieben. Die im folgenden BEISPIEL angenommenen Bedingungen sind ein Beispiel für Bedingungen, die zur Bestätigung der Verarbeitbarkeit und der vorteilhaften Wirkungen des Stahls gemäß der vorliegenden Ausführungsform angenommen wurden. Dementsprechend ist der Stahl gemäß der vorliegenden Ausführungsform nicht auf dieses eine Beispiel von Bedingungen limitiert.
Es wurden Stahlschmelzen mit verschiedenen chemischen Zusammensetzungen hergestellt, die in Tabelle 1 aufgeführt sind.
[Tabelle 1]
Die leeren Felder in Tabelle 1 zeigen jeweils an, dass der Gehalt eines entsprechenden Elements unter einer Nachweisgrenze des Elements liegt. Ein Stahltyp Z weist eine chemische Zusammensetzung auf, die der von SUJ2, einem in JIS G 4805(2008) spezifizierten konventionellen Stahl, entspricht. In diesem BEISPIEL wird der Stahltyp Z als „Referenzstahl zum Vergleich“ bezeichnet.
Bei der Herstellung der Stahlschmelzen wurde zunächst eine Primärveredelung in einem Konverter durchgeführt. Nach der Primärveredelung wurde die Stahlschmelze jeder Testnummer einer Veredelung im LF unterzogen.
Die Bedingungen 1 bis 3 für das Veredeln im LF sind in Tabelle 2 dargestellt. Insbesondere war die Veredelungszeit im LF (Minuten) für jede Testnummer in der Spalte „Veredelungszeit im LF“ der Spalte „LF“ in Tabelle 2 angegeben. Die Basizität der Schlacke nach Beendigung des Veredelns in dem LF wurde in der Spalte „Basizität nach LF“ der Spalte „LF“ in Tabelle 2 angegeben. Die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung in dem LF wurde nach dem oben beschriebenen Verfahren gemessen. Der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in der LF wurde in der Spalte „Al-Gehalt nach LF“ der Spalte „LF“ in Tabelle 2 angegeben. Der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung in dem LF wurde nach dem oben beschriebenen Verfahren gemessen. Man beachte, dass die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns in dem LF im Bereich von 1400 bis 1600°C lag.
Jede Stahlschmelze wurde nach der Veredelung in dem LF einer Veredelung in der RH unterzogen. Die Bedingung 4 für das Veredeln im RH war wie folgt. Insbesondere war die Veredelungszeit im RH (Minuten) für jede Testnummer wie in der Spalte „Veredelungszeit im RH“ der Spalte „RH“ in Tabelle 2 angegeben. Man beachte, dass die Temperatur der Stahlschmelze während des Veredelns in der RH im Bereich von 1400 bis 1600°C lag. Durch die oben genannten Behandlungen wurden Stahlschmelzen mit den in Tabelle 1 dargestellten chemischen Zusammensetzungen hergestellt. Die hergestellten Stahlschmelzen wurden im Stranggussverfahren zu Vorblöcken geformt.
[Tabelle 2]
Jeder Vorblock wurde einer Warmbearbeitung unterzogen, um einen Stahl (Stahlstab) zu erzeugen, der als Ausgangsmaterial für ein aufgekohltes Lager dient. Konkret wurde der Vorblock zunächst einem Vorwalzprozess unterzogen. Die Erwärmungstemperatur des Vorblocks beim Vorblühen lag im Bereich von 1200 bis 1300°C. Die Erwärmungszeit betrug 18 Stunden. Die erwärmten Vorblöcke wurden durch Ausblühen zu Knüppeln mit einem rechteckigen Querschnitt von 160 mm × 160 mm geformt.
Darüber hinaus wurden die Knüppel dem Fertigwalzprozess unterzogen. Beim Fertigwalzprozess wurden die Knüppel 2,0 Stunden lang bei 1200 bis 1300°C erwärmt. Die erwärmten Knüppel wurden warmgewalzt, um zu einem Stahlstab mit einem Durchmesser von 60 mm verarbeitet zu werden. Die hergestellten Knüppel wurden abgekühlt. Eine durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit CR in einem Temperaturbereich, in dem die Temperatur des Stahls von 800°C auf 500°C abkühlte, betrug 0,1 bis 5,0°C/sec. Durch die oben genannten Verfahren wurden Stahlstäbe (Stähle) hergestellt, die als Ausgangsmaterial für aufgekohlte Lager dienen. Man beachte, dass aus dem Referenzstahl zum Vergleich (Stahltyp Z) ein Stahlstab mit einem Durchmesser von 60 mm unter den gleichen Produktionsbedingungen hergestellt wurde.
[Auswertungstest]
[Mikrostruktur-Beobachtungstest]
Aus einer R/2-Position eines Querschnitts eines Stahls (Stahlstab), der ein Ausgangsmaterial eines aufgekohlten Lagers jeder Testnummer ist, wurde eine Probe entnommen, die senkrecht zu einer Längsrichtung (axiale Richtung) des Stahls (Querschnitt) lag. Von den entnommenen Oberflächen der Probe wurde eine dem Querschnitt entsprechende Fläche als Beobachtungsfläche bestimmt. Die Beobachtungsfläche wurde hochglanzpoliert und anschließend mit 2%- Salpetersäure-Alkohol-Ätzung (Nital-Ätzmittel) geätzt. Die geätzte Beobachtungsfläche wurde unter einem Lichtmikroskop mit 500× Vergrößerung betrachtet, und es wurden fotografische Bilder von 20 frei gewählten Sichtfeldern auf der geätzten Beobachtungsfläche erstellt. Die Größe der einzelnen Sichtfelder wurde auf 100 µm × 100 µm festgelegt.
In jedem Sichtfeld wurden die Phasen (Ferrit, Perlit, Hartphase und dergleichen) identifiziert. Von den identifizierten Phasen wurde in jedem Sichtfeld eine Gesamtfläche von Ferrit (µm²) und eine Gesamtfläche von Perlit (µm²) ermittelt. Das Verhältnis der Summe der Gesamtflächen von Ferrit und Perlit in allen Sichtfeldern zur Gesamtfläche aller Sichtfelder wurde als Gesamtflächenanteil (%) von Ferrit und Perlit definiert. Der Gesamtflächenanteil (%) von Ferrit und Perlit wurde als ein Wert bestimmt, der durch Abrunden des Gesamtflächenanteils (%) von Ferrit und Perlit auf die zweite Dezimalstelle erhalten wurde. Außerdem wurde anhand des Gesamtflächenanteils von Ferrit und Perlit der Gesamtflächenanteil (%) der harten Phase nach folgendem Verfahren ermittelt.
Gesamtflächenanteil der harten Phase = 100,0 - Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit
Der Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit jeder Testnummer ist in der Spalte „F+P Gesamtflächenanteil (%)“ in Tabelle 2 angegeben. Der Gesamtflächenanteil der Hartphase jeder Testnummer ist in der Spalte „Gesamtflächenanteil der Hartphase (%)“ in Tabelle 2 angegeben.
[Test zur Messung des spezifizierten Oxidanteils RA]
Der spezifizierte Oxidanteil RA des Stahls jeder Testnummer wurde nach dem folgenden Verfahren gemessen. Eine Probe wurde an einer R/2-Position eines Querschnitts senkrecht zur Längsrichtung des Stahls (Querschnitt) entnommen. Unter den Oberflächen der Probe wurde eine Fläche, die dem Querschnitt senkrecht zur Längsrichtung des Stahls (Querschnitt) entspricht, als Beobachtungsfläche bestimmt. Die Beobachtungsfläche der entnommenen Probe wurde hochglanzpoliert, und 20 Sichtfelder (die Auswertungsfläche pro Sichtfeld betrug 100 µm × 100 µm) wurden stichprobenartig mit einem Rasterelektronenmikroskop (scanning electron microscope; SEM) bei 1000× Vergrößerung betrachtet.
Die Einschlüsse in jedem Sichtfeld wurden identifiziert. Jeder der identifizierten Einschlüsse wurde einem EDX unterzogen, um Oxide zu identifizieren. Insbesondere wurde eine Elementaranalyse an mindestens zwei Messpunkten in jedem Einschluss mittels EDX durchgeführt. Anschließend wurden in jedem Einschluss die jeweiligen Elemente (Al, Mg, Ca, S und O) an jedem Messpunkt nachgewiesen. Der arithmetische Mittelwert des an den beiden Messpunkten erhaltenen O-Gehalts wurde als Sauerstoffgehalt (Masse-%) des Einschlusses definiert, wobei die Masse-% des Einschlusses, der Gegenstand der Messung war, als 100% angenommen wurden.
Unter den Ergebnissen der Elementaranalyse der identifizierten Einschlüsse wurde ein Einschluss mit einem gemessenen Gehalt an O von 1,0% oder mehr als „Oxid“ definiert. Darüber hinaus wurden unter den identifizierten Oxiden, wenn Ca, Mg und Al oder Ca, S, Mg und Al als Elemente enthalten waren, die an den beiden Messpunkten nachgewiesen wurden, die Oxide davon als „CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide“ definiert.
Es wurde die Gesamtfläche der Oxide in den 20 Sichtfeldern ermittelt. Zusätzlich wurde die Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in den 20 Sichtfeldern ermittelt. Der angegebene Oxidanteil RA (%) wurde basierend auf der folgenden Formel ermittelt $\begin{array}{l} RA (%) = Gesamtfl \ddot{a} che der CaO - CaS - MgO - {Al}_{2} O_{3} - Verbundoxide/Gesamtfl \ddot{a} che der \\ Oxide \times 100 \end{array}$
Die erhaltenen spezifizierten Oxidanteile RA (%) sind in der Spalte „RA (%)“ in Tabelle 2 aufgeführt.
[Test zur Messung der Anzahldichte von groben Oxiden in Stahl]
Die Anzahldichte der groben Oxide im Stahl jeder Testnummer wurde nach dem folgenden Verfahren gemessen, wobei die 20 Sichtfelder verwendet wurden, die in dem oben erwähnten Test zur Messung des spezifizierten Oxidanteils RA identifiziert wurden. Der äquivalente Kreisdurchmesser jedes in den 20 Sichtfeldern identifizierten Oxids wurde berechnet. Unter allen Oxiden in den 20 Sichtfeldern wurde die Anzahldichte (Stücke/mm²) der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr (grobe Oxide) auf der Grundlage der Gesamtzahl der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr und der Gesamtfläche der 20 Sichtfelder festgestellt. Es ist zu beachten, dass unter den in den Sichtfeldern identifizierten Oxiden in den Fällen, in denen der kürzeste Abstand zwischen benachbarten Oxiden weniger als 0,5 µm betrug, eine Gruppe dieser Oxide als gebündelt und die Gruppe dieser Oxide als ein einziges Oxid betrachtet wurde. Der äquivalente Kreisdurchmesser wurde dann basierend auf der Gesamtfläche der Oxidgruppe, die als ein einziges Oxid betrachtet wurde, bestimmt. Die erhaltenen Anzahldichten sind in der Spalte „Anzahldichte der groben Oxide (Stück/mm²)“ in Tabelle 2 aufgeführt.
[Auswertungstest der maschinellen Bearbeitbarkeit]
Die Stahlstange mit einem Durchmesser von 60 mm, die der Stahl jeder Testnummer ist, wurde gerade gedreht, um ihre Lebensdauer zu bewerten. Insbesondere wurde das Geraddrehen an der Stahlstange jeder Versuchsnummer unter den folgenden Bedingungen durchgeführt. Das verwendete Schneidwerkzeug wurde aus einem Hartmetall hergestellt, das dem in JIS B 4053(2013) spezifizierten P10 entspricht. Die Schnittgeschwindigkeit wurde auf 150 m/min, der Vorschub auf 0,15 mm/LT festgelegt, und die Schnitttiefe wurde auf 1,0 mm festgelegt. Beachten Sie, dass beim Drehen kein Schmiermittel verwendet wurde.
Das Geraddrehen wurde unter den oben beschriebenen Schnittbedingungen durchgeführt, und die Zeit, die benötigt wurde, bis die Flankenverschleißbreite eines Schneidwerkzeugs 0,2 mm betrug, wurde als Lebensdauer (Hr) definiert. Eine Lebensdauer des Vergleichsstahls (Stahltyp Z) wurde als Referenz verwendet, und ein Lebensdauerverhältnis jeder Testnummer wurde nach der folgenden Formel bestimmt. $\begin{array}{l} Lebensdauerverh \ddot{a} ltnis = Lebensdauer (Hr) jeder Testnummer/Lebensdauer (Hr) des \\ Vergleichsstahls (Stahltyp Z) \end{array}$
Wenn ein Lebensdauerverhältnis von 0,8 oder mehr erhalten wurde, wurde der Stahl als hervorragend maschinell bearbeitbar eingestuft. Wenn das Lebensdauerverhältnis hingegen weniger als 0,8 beträgt, wurde der Stahl als wenig maschinelle bearbeitbar eingestuft.
[Herstellung des Wälzkontaktermüdungstestprobekörpers]
Aus dem Stahl (Stahlstab mit einem Durchmesser von 60 mm) jeder Prüfnummer wurde durch maschinelle Bearbeitung ein scheibenförmiges Zwischenprodukt mit einem Durchmesser von 60 mm und einer Dicke von 5,5 mm hergestellt. Die Richtung der Dicke des Zwischenprodukts (5,5 mm) entsprach der Längsrichtung des Stahlstabs. Das Zwischenprodukt wurde einer Aufkohlung (Aufkohlen-Abschrecken und Anlassen) unterzogen, um zum aufgekohlten Lager zu werden. Zu diesem Zeitpunkt wurden das Aufkohlen-Abschrecken und das Anlassen so durchgeführt, dass jedes aufgekohlte Lager eine Oberflächenkonzentration von C von 0,80% und eine Oberflächenhärte der Rockwell-Skala C HRC von 60 aufwies.
Im Einzelnen wurde die Aufkohlungs- und Abschreckbehandlung mit den in Tabelle 3 angegebenen Kohlenstoffpotentialen CP, Erwärmungstemperaturen (in diesem BEISPIEL:
Erwärmungstemperatur = Aufkohlungstemperatur = Abschrecktemperatur) und Verweilzeiten (= Verweilzeit bei Aufkohlungstemperatur + Verweilzeit bei Abschrecktemperatur) durchgeführt. Als Kühlverfahren zum Abschrecken wurde eine Ölabschreckung mit Öl bei 80°C verwendet. Die Anlassbehandlung wurde bei einer Anlasstemperatur (180°C) und für eine Verweilzeit (120 min) gemäß Tabelle 3 durchgeführt, und nach Ablauf der Verweilzeit wurde eine Luftkühlung vorgenommen. Durch die oben genannten Verfahren wurde eine Vielzahl von Wälzkontaktermüdungsprobekörpern, die simulierte, aufgekohlte Lager waren, für jede Testnummer hergestellt.
[Tabelle 3]

TABLE3
Test Nummer	Stahltyp	Aufkohlen-Abschrecken			Anlassen
Test Nummer	Stahltyp	CP	Erwärmungstemperatur (°C)	Verweilzeit (min)	Anlasstemperatur (°C)	Verweilzeit (min)
1	A	0.85	910	60	180	120
2	B	1.00	900	60	180	120
3	C	0.90	880	60	180	120
4	D	1.00	900	60	180	120
5	E	1.10	900	60	180	120
6	F	1.10	910	60	180	120
7	G	120	900	60	180	120
8	H	1.00	900	60	180	120
9	1	1.10	880	60	180	120
10	J	0.90	900	60	180	120
11	K	1.00	900	60	180	120
12	L	1.10	900	60	180	120
13	M	0.90	900	60	180	120
14	N	1.00	900	60	180	120
15	O	1.10	910	60	180	120
16	P	1.00	900	60	180	120
17	A	1.00	920	60	180	120
18	B	1.00	900	60	180	120
19	A	1.10	900	60	180	120
20	B	1.00	910	60	180	120
21	A	0.85	910	60	180	120
22	B	1.00	900	60	180	120
23	A	0.85	910	60	180	120

[Prüfung zur Messung der Oberflächenkonzentration von C und Prüfung der Oberflächenhärte auf der Rockwell-Skala C HRC]
Ein Test zur Messung der Oberflächenkonzentration von C und ein Test der Rockwell-Härte der C-Skala HRC wurden mit den Wälzkontaktermüdungsprobekörpern jeder Testnummer durchgeführt. Insbesondere wurde ein Elektronensonden-Mikroanalysator (electron probe micro analyzer; EPMA) verwendet, um die C-Konzentration (Masse-%) an einer frei gewählten Oberflächenposition des aufgekohlten Lagers zu messen, von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 100 µm mit einem Abstand von 1,0 µm. Ein arithmetischer Mittelwert der gemessenen C-Konzentrationen wurde als Oberflächenkonzentration von C (Masse-%) definiert. Die erhaltenen Oberflächenkonzentrationen von C sind in der Spalte „Konzentration von C (%)“ in der Spalte „Wälzkontaktermüdungslebensdauer" in Tabelle 2 angegeben.
Darüber hinaus wurde die Rockwell-Härte der C-Skala HRC der Wälzkontaktermüdungsprobekörper nach dem folgenden Verfahren gemessen. Auf einer Oberfläche jedes Wälzkontaktermüdungsprobekörpers wurden vier frei wählbare Messpositionen festgelegt. An den vier festgelegten Messpositionen wurde die Prüfung der Rockwell-Härte C (HRC) unter Verwendung der C-Skala gemäß JIS Z 2245(2011) durchgeführt. Der arithmetische Mittelwert der vier erhaltenen Werte der Rockwell-Härteskala C HRC wurde als Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche definiert. Die erhaltenen Werte der Rockwell-Härteskala C HRC der Oberfläche sind in der Spalte „HRC“ in Tabelle 2 aufgeführt.
[Wälzkontaktermüdungslebensdauertest unter wasserstoffbildender Umgebung]
Eine Oberfläche eines Probekörpers jeder Testnummer wurde geläppt, um einen Wälzkontaktermüdungsprobekörper herzustellen. Ferner wurde der Stahltyp Z, der als Referenzstahl zum Vergleich diente, bei dem Wälzkontaktermüdungslebensdauertest in einer wasserstofferzeugenden Umgebung anstelle des oben beschriebenen Aufkohlens der folgenden Abschreck- und Anlassbehandlung unterzogen. Konkret wurde aus einem Stahlstab des Stahltyps Z mit einem Durchmesser von 60 mm durch maschinelle Bearbeitung ein scheibenförmiges Zwischenprodukt mit einem Durchmesser von 60 mm und einer Dicke von 5,5 mm hergestellt. Die Dickenrichtung des Zwischenprodukts (5,5 mm) entsprach der Längsrichtung des Stahlstabs. Das Zwischenprodukt wurde einer Abschreckbehandlung unterzogen. Bei der Abschreckbehandlung wurde die Abschrecktemperatur auf 860°C und die Verweilzeit bei der Abschrecktemperatur auf 60 Minuten festgelegt. Nach Ablauf der Verweilzeit wurde das Zwischenprodukt mit Öl bei 80°C abgeschreckt. Es ist zu beachten, dass die Ofenatmosphäre in dem für die Abschreckbehandlung verwendeten Wärmebehandlungsofen so beschaffen ist, dass das abgeschreckte Zwischenprodukt nicht entkohlt wird. Das der Abschreckbehandlung unterzogene Zwischenprodukt wurde einer Anlassbehandlung unterzogen. Bei der Anlassbehandlung wurde die Anlasstemperatur auf 180°C und die Verweilzeit bei der Anlasstemperatur auf 120 Minuten festgelegt. Eine Oberfläche des erhaltenen Probekörpers wurde geläppt, um daraus einen Wälzkontaktermüdungsprüfkörper des Referenzstahls zum Vergleich herzustellen.
Unter Verwendung der Wälzkontaktermüdungsprüfkörper jeder Testnummer und der Wälzkontaktermüdungsprüfkörper des Referenzstahls zum Vergleich (Stahltyp Z) wurde der folgende Wälzkontaktermüdungslebensdauertest durchgeführt. Insbesondere, um eine wasserstofferzeugende Umgebung zu simulieren, wurde der Walzkontaktermüdungsprobekörper in eine 20%- wässrige Ammoniumthiocyanatlösung (NH₄SCN) getaucht und einer Wasserstoffaufladung unterzogen. Dabei wurde die Temperatur der wässrigen Lösung auf 50°C und die Dauer des Eintauchens auf 24 Stunden festgelegt.
Der mit Wasserstoff aufgeladene Wälzkontaktermüdungsprobekörper wurde dem Wälzkontaktermüdungslebensdauertest mit einem Schub-Wälzkontaktermüdungstestgerät unterzogen. Bei dem Test wurde ein maximaler Kontaktgrenzflächendruck von 3,0 GPa und eine Zyklusrate von 1800 cpm (Zyklen pro Minute) festgelegt. Als Schmiermittel wurde Turbinenöl für den Test verwendet, und als Stahlkugel wurde ein thermisch veredelter Werkstoff aus SUJ2 gemäß JIS G 4805(2008) für den Test verwendet.
Ein Ergebnis des Wälzkontaktermüdungslebensdauertest wurde auf Weibull-Wahrscheinlichkeitspapier aufgetragen, und eine L10-Lebensdauer, die eine 10%ige Bruchwahrscheinlichkeit aufweist, wurde als „Wälzkontaktermüdungslebensdauer" definiert. Das Verhältnis der Wälzkontaktermüdungslebensdauer jeder Testnummer zur Wälzkontaktermüdungslebensdauer des Referenzstahls zum Vergleich (Stahltyp Z) wurde als Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis definiert. Mit anderen Worten, das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis wurde durch die folgende Formel festgestellt: $\begin{array}{l} W \ddot{a} lzkontakterm \ddot{u} dungslebensdauer - Verh \ddot{a} ltnis = W \ddot{a} lzkontakterm \ddot{u} dungslebensdauer \\ jeder Testnummer/W \ddot{a} lzkontakterm \ddot{u} dungslebensdauer des Referenzstahls f \ddot{u} r den Vergleich \\ (Stahltyp Z) \end{array}$
Die erhaltenen Quotienten der Wälzkontaktermüdungslebensdauer sind in der Spalte „Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis" in Tabelle 2 aufgeführt. Wenn das erhaltene Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis 2,0 oder mehr beträgt, wurde festgestellt, dass das karbonisierte Lager eine ausgezeichnete Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung aufweist. Im Gegensatz dazu wurde das karbonisierte Lager bei einem Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis von weniger als 2,0 als niedrig in der Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung bestimmt.
[Testergebnisse]
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Tests. Aus Tabelle 2 geht hervor, dass die chemischen Zusammensetzungen der Testnummern 1 bis 8 einen angemessenen Gehalt an Elementen aufwiesen und F1 bis F4 die Formeln (1) bis (4) erfüllten. Darüber hinaus waren auch die Produktionsbedingungen angemessen. Daher betrug der Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit in der Mikrostruktur 5,0% oder mehr, der Rest war Bainit, und außerdem betrug der spezifizierte Oxidanteil RA 30,0% oder mehr, und die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr betrug 15,0 Stück/mm² oder weniger. Daher wiesen die Stähle jeweils ein Lebensdauerverhältnis von 0,8 oder mehr auf, und somit boten die Stähle jeweils eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit. Darüber hinaus betrug das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung bei der Verwendung der aufgekohlten Lager nach dem Aufkohlen 2,0 oder mehr, so dass die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung ausgezeichnet war.
Im Gegensatz dazu lag in Test Nr. 9 der F1-Wert unter dem unteren Limit von Formel (1), obwohl die Elementgehalte in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der entsprechenden Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und die Formeln (2) bis (4) erfüllten. Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 10 lag der F1-Wert über der oberen Grenze von Formel (1), obwohl die Elementgehalte in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und die Formeln (2) bis (4) erfüllten. Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 11 lag der F2-Wert unter dem unteren Grenzwert von Formel (2), obwohl die Elementgehalte in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllten. Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 12 lag der F2-Wert über der oberen Grenze von Formel (2), obwohl die Elementgehalte in der chemischen Zusammensetzung innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und Formel (1), Formel (3) und Formel (4) erfüllten. Infolgedessen betrug der Gesamtflächenanteil von Ferrit und Perlit in seiner Mikrostruktur weniger als 5,0% und das Lebensdauerverhältnis des Stahls weniger als 0,8, so dass der Stahl eine geringe maschinelle Bearbeitbarkeit aufwies.
In den Tests Nr. 13 und 14 lag der F3-Wert unter dem unteren Grenzwert von Formel (3), obwohl die Elementgehalte in den chemischen Zusammensetzungen innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und die Formeln (1), (2) und (4) erfüllten. Infolgedessen war das Verhältnis der Wälzkontaktermüdungslebensdauer kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In den Versuchen Nr. 15 und 16 lag der F4-Wert unter der unteren Grenze von Formel (4), obwohl die Elementgehalte in den chemischen Zusammensetzungen innerhalb der jeweiligen Bereiche gemäß der vorliegenden Ausführungsform lagen und die Formeln (1) bis (3) erfüllten. Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, so dass die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz war.
In den Versuchen Nr. 17 und 18 waren die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung der Stähle angemessen und erfüllten die Formeln (1) bis (4). Darüber hinaus wurden die Bedingungen 2 bis 4 der Produktionsbedingungen erfüllt. Allerdings war die Veredelungszeit in dem LF der Bedingung 1 zu kurz. Daher war der angegebene Oxidanteil RA geringer als 30,0%. Darüber hinaus betrug die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr mehr als 15,0 Stück/mm². Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
Bei den Versuchen Nr. 19 und 20 waren die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung der Stähle angemessen und erfüllten die Formeln (1) bis (4). Darüber hinaus wurden die Bedingungen 1 bis 3 der Produktionsbedingungen erfüllt. Allerdings war die Veredelungszeit in der RH der Bedingung 4 zu kurz. Daher betrug die Dichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr mehr als 15,0 Stück/mm². Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 21 waren die Gehalte der Elemente in der chemischen Zusammensetzung des Stahls angemessen und erfüllten die Formeln (1) bis (4). Darüber hinaus wurden die Bedingungen 1, 3 und 4 der Produktionsbedingungen erfüllt. Bei Bedingung 2 war die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung im LF jedoch kleiner als 5,0. Daher war der angegebene Oxidanteil RA kleiner als 30,0%. Darüber hinaus betrug die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr mehr als 15,0 Stück/mm². Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 22 war der Gehalt an Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls angemessen und erfüllte die Formeln (1) bis (4). Darüber hinaus wurden die Bedingungen 1, 3 und 4 der Produktionsbedingungen erfüllt. Bei Bedingung 2 war die Basizität der Schlacke nach Abschluss der Veredelung im LF jedoch höher als 12,0. Daher lag die Dichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr bei mehr als 15,0 Stück/mm². Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer in einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
In Test Nr. 23 war der Gehalt an Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls angemessen und erfüllte die Formeln (1) bis (4). Darüber hinaus wurden die Bedingungen 1, 2 und 4 der Produktionsbedingungen erfüllt. Bei Bedingung 3 lag der Al-Gehalt in der Stahlschmelze nach der Veredelung im LF jedoch bei mehr als 80,0% des Al-Gehalts im Stahl nach der Herstellung. Daher war der angegebene Oxidanteil RA kleiner als 30,0%. Darüber hinaus betrug die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr mehr als 15,0 Stück/mm². Infolgedessen war das Wälzkontaktermüdungslebensdauer-Verhältnis kleiner als 2,0, und somit war die Wälzkontaktermüdungslebensdauer unter einer wasserstofferzeugenden Umgebung kurz.
Eine Ausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung ist oben beschrieben worden. Die oben beschriebene Ausführungsform ist jedoch lediglich ein Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung. Die vorliegende Erfindung ist daher nicht auf die oben beschriebene Ausführungsform limitiert, und die oben beschriebene Ausführungsform kann in geeigneter Weise modifiziert und praktiziert werden, ohne vom Anwendungsbereich der vorliegenden Erfindung abzuweichen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2008280583 [0006]

Claims

Stahl, bestehend aus, in Masse-%: C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 0,50%, Mn: 0,40 bis 0,70%, P: 0,015% oder weniger, S: 0,005% oder weniger, Cr: 0,80 bis 1,50%, Mo: 0,17 bis 0,30%, V: 0,24 bis 0,40%, Al: 0,005 bis 0,100%, N: 0,0300% oder weniger, O: 0,0015% oder weniger, und wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, wobei unter der Voraussetzung, dass ein Gehalt jedes Elements in dem Stahl in den oben beschriebenen Bereich fällt, die Formeln (1) bis (4) erfüllt sind, und wobei: ein Mikrostruktur des Stahls gebildet ist aus: Ferrit und Perlit mit einem Gesamtflächenanteil von 5,0 bis 100,0%, und einer Hartphase gebildet aus Bainit oder Bainit und Martensit mit einem Gesamtflächenanteil von 0 bis 95,0%; wenn Verbundeinschlüsse, die CaO und/oder CaS, MgO und Al₂O₃ enthalten, als CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide definiert sind, ein Anteil der Gesamtfläche der CaO-CaS-MgO-Al₂O₃-Verbundoxide in Bezug auf die Gesamtfläche der Oxide im Stahl 30,0% oder mehr beträgt; und bei den Oxiden im Stahl die Anzahldichte der Oxide mit einem äquivalenten Kreisdurchmesser von 20,0 µm oder mehr 15,0 Stück/mm² oder weniger beträgt: $1,50 < 0,4 Cr + 0,4 Mo + 4,5 V < 2,45$
$2,20 < 2,7 C + 0,4 Si + Mn + 0,45 Ni + 0,8 Cr + Mo + V < 3,50$
$Mo/V \geq 0,58$
$(Mo + V + Cr) / (Mn + 20 P) \geq 2,00$
wobei jedes Symbol eines Elements in Formel (1) bis Formel (4) durch einen Gehalt eines entsprechenden Elements in Masse-% zu ersetzen ist, und durch „0“ zu ersetzen ist, wenn das entsprechende Element nicht enthalten ist.
Stahl nach Anspruch 1, der ferner anstelle eines Teils von Fe eine oder mehrere Arten von Elementen aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die besteht aus: Cu: 0,20% oder weniger, Ni: 0,20% oder weniger, B: 0,0050% oder weniger, Nb: 0,100% oder weniger, und Ti: 0,100% oder weniger.