JP2002275584A - 被削性に優れた軸受要素部品用鋼材 - Google Patents
被削性に優れた軸受要素部品用鋼材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】被削性と転動疲労寿命に優れた軸受要素部品用
鋼材（鋼線材、棒鋼および鋼管）の提供。 【解決手段】本発明の鋼材は、Ｃ：０．８〜１．２％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ
ｒ：０．６〜２．０％、Ａｌ≦０．０５％、Ｃｕ≦２．
０％、Ｎｉ≦４．０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．２
％、Ｎｂ≦０．１０％、Ｃａ≦０．００３％、Ｍｇ≦
０．００３％を含有し、残部はＦｅと不純物からなり、
不純物としてのＴｉ≦０．００２％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．００９％、Ｏ≦０．００１
５％で、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係が式「５．
０≦１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ
＋５．０×％Ｍｏ≦９．０」を満たし、かつセメンタイ
ト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５．０％以上である。
鋼材（鋼線材、棒鋼および鋼管）の提供。 【解決手段】本発明の鋼材は、Ｃ：０．８〜１．２％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ
ｒ：０．６〜２．０％、Ａｌ≦０．０５％、Ｃｕ≦２．
０％、Ｎｉ≦４．０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．２
％、Ｎｂ≦０．１０％、Ｃａ≦０．００３％、Ｍｇ≦
０．００３％を含有し、残部はＦｅと不純物からなり、
不純物としてのＴｉ≦０．００２％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．００９％、Ｏ≦０．００１
５％で、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係が式「５．
０≦１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ
＋５．０×％Ｍｏ≦９．０」を満たし、かつセメンタイ
ト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５．０％以上である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軸受を構成するボ
ール、コロ、ニードル、シャフト、レースなどの軸受要
素部品の用途に好適な被削性に優れた軸受要素部品用鋼
材に関する。
ール、コロ、ニードル、シャフト、レースなどの軸受要
素部品の用途に好適な被削性に優れた軸受要素部品用鋼
材に関する。
【０００２】
【従来の技術】ボール、コロ、ニードル、シャフト、レ
ースなどの軸受要素部品の素材鋼としては、一般に、Ｊ
ＩＳ Ｇ ４８０５に規定されているＳＵＪ２鋼などの
高炭素クロム軸受鋼が多用されている。
ースなどの軸受要素部品の素材鋼としては、一般に、Ｊ
ＩＳ Ｇ ４８０５に規定されているＳＵＪ２鋼などの
高炭素クロム軸受鋼が多用されている。
【０００３】上記の所謂「軸受用鋼」は、熱間圧延など
の手段で加工された後、軟化を目的とした球状化焼鈍を
受け、次いで冷間鍛造、冷間抽伸や切削などの加工を施
され、さらに、焼入れと低温での焼戻しによる熱処理を
受けて所望の機械的性質を付与される。
の手段で加工された後、軟化を目的とした球状化焼鈍を
受け、次いで冷間鍛造、冷間抽伸や切削などの加工を施
され、さらに、焼入れと低温での焼戻しによる熱処理を
受けて所望の機械的性質を付与される。
【０００４】上記の各工程のうち、切削加工はコストが
嵩むので、切削速度の向上や工具寿命の延長が可能とな
る被削性に優れた軸受用鋼に対する要求が極めて大きく
なっている。
嵩むので、切削速度の向上や工具寿命の延長が可能とな
る被削性に優れた軸受用鋼に対する要求が極めて大きく
なっている。
【０００５】鋼にＰｂやＳなどの快削元素（被削性改善
元素）を単独あるいは複合させて添加すれば、被削性が
向上することはよく知られている。しかし、各種の産業
機械や自動車などに使用される軸受には高い面圧が繰り
返し作用する。このため、軸受用鋼に前記快削元素を添
加すれば、軸受（要素部品）の転動疲労寿命が大幅に低
下してしまう。さらに、前記快削元素は一般に熱間加工
性を低下させる。したがって、熱間圧延などの熱間加工
時に表面割れや疵が発生しやすくなるという問題もあ
る。
元素）を単独あるいは複合させて添加すれば、被削性が
向上することはよく知られている。しかし、各種の産業
機械や自動車などに使用される軸受には高い面圧が繰り
返し作用する。このため、軸受用鋼に前記快削元素を添
加すれば、軸受（要素部品）の転動疲労寿命が大幅に低
下してしまう。さらに、前記快削元素は一般に熱間加工
性を低下させる。したがって、熱間圧延などの熱間加工
時に表面割れや疵が発生しやすくなるという問題もあ
る。
【０００６】このため、特開平１−２５５６５１号公報
には、鋼中にＲＥＭ（希土類元素）を含有させた「被削
性に優れた高Ｓｉ−低Ｃｒ軸受鋼」が開示されている。
しかし、ＲＥＭは極めて酸化されやすいため、鋼中での
歩留まりが不安定である。また、鋼中に生成しやすいＲ
ＥＭ酸化物の粒径や分散状態を制御することは、工業的
には難しい。粗大なＲＥＭ酸化物が生成したり、ＲＥＭ
酸化物が多量に生成すると、転動疲労寿命が大幅に低下
してしまう。
には、鋼中にＲＥＭ（希土類元素）を含有させた「被削
性に優れた高Ｓｉ−低Ｃｒ軸受鋼」が開示されている。
しかし、ＲＥＭは極めて酸化されやすいため、鋼中での
歩留まりが不安定である。また、鋼中に生成しやすいＲ
ＥＭ酸化物の粒径や分散状態を制御することは、工業的
には難しい。粗大なＲＥＭ酸化物が生成したり、ＲＥＭ
酸化物が多量に生成すると、転動疲労寿命が大幅に低下
してしまう。
【０００７】特開平３−５６６４１号公報には、鋼中に
ＢＮ化合物を生成させることで、転動疲労寿命を低下さ
せることなく被削性を向上させる「被削性に優れた軸受
鋼」が開示されている。しかし、Ｂは鋼中への溶解度が
小さいため、鋼中での歩留まりが不安定であるし、偏析
も生じやすい。さらに、Ｂは高炭素鋼の凝固開始温度を
著しく低下させるので、Ｂの偏析と相まって、凝固偏析
が助長されることになる。加えて、凝固開始温度の低下
が熱間加工性の低下につながり、熱間加工時に表面割れ
や疵が生成しやすくなる。したがって、軸受用鋼のＢ含
有量をたとえ前記公報で規定された値、つまり、質量％
で、０．００４〜０．０２０％にしても、必ずしも工業
的規模で安定して軸受要素部品が製造できるというもの
でもなかった。
ＢＮ化合物を生成させることで、転動疲労寿命を低下さ
せることなく被削性を向上させる「被削性に優れた軸受
鋼」が開示されている。しかし、Ｂは鋼中への溶解度が
小さいため、鋼中での歩留まりが不安定であるし、偏析
も生じやすい。さらに、Ｂは高炭素鋼の凝固開始温度を
著しく低下させるので、Ｂの偏析と相まって、凝固偏析
が助長されることになる。加えて、凝固開始温度の低下
が熱間加工性の低下につながり、熱間加工時に表面割れ
や疵が生成しやすくなる。したがって、軸受用鋼のＢ含
有量をたとえ前記公報で規定された値、つまり、質量％
で、０．００４〜０．０２０％にしても、必ずしも工業
的規模で安定して軸受要素部品が製造できるというもの
でもなかった。
【０００８】特開平９−２２７９９１号公報には、特定
の条件で熱処理して組織中の炭化物数と硬さを調整する
「被削性および冷間加工性に優れる軸受鋼およびその製
造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案さ
れた焼鈍条件では、加熱工程の途中で徐熱または等温保
持をおこなう必要がある。このため、焼鈍時間が長くな
り生産性の低下をきたす。さらに、徐熱、急熱、徐冷な
ど熱処理条件の変更が必要であるため、例えば、鋼線材
（以下、「鋼線材」を単に「線材」という）の一般的な
形状である巻取りコイルを対象とする場合、コイル全体
を均一に熱処理（焼鈍処理）することが困難である。た
とえ均一な熱処理ができたとしても、工業的規模で用い
られる連続熱処理炉は、一般に各ゾーンの温度が決まっ
ていて、ゾーンの数も限られているため、前記公報で規
定された条件で焼鈍を実施することは難しいし、規定条
件で焼鈍するためには連続熱処理炉の改造や更新が必要
でコストが嵩んでしまう。
の条件で熱処理して組織中の炭化物数と硬さを調整する
「被削性および冷間加工性に優れる軸受鋼およびその製
造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案さ
れた焼鈍条件では、加熱工程の途中で徐熱または等温保
持をおこなう必要がある。このため、焼鈍時間が長くな
り生産性の低下をきたす。さらに、徐熱、急熱、徐冷な
ど熱処理条件の変更が必要であるため、例えば、鋼線材
（以下、「鋼線材」を単に「線材」という）の一般的な
形状である巻取りコイルを対象とする場合、コイル全体
を均一に熱処理（焼鈍処理）することが困難である。た
とえ均一な熱処理ができたとしても、工業的規模で用い
られる連続熱処理炉は、一般に各ゾーンの温度が決まっ
ていて、ゾーンの数も限られているため、前記公報で規
定された条件で焼鈍を実施することは難しいし、規定条
件で焼鈍するためには連続熱処理炉の改造や更新が必要
でコストが嵩んでしまう。
【０００９】上記の各公報で提案された技術によれば、
一応は被削性に優れた鋼材、具体的には線材、棒鋼およ
び鋼管を得ることができる。しかし、既に述べたよう
に、生産性、品質の点で大きな問題があった。
一応は被削性に優れた鋼材、具体的には線材、棒鋼およ
び鋼管を得ることができる。しかし、既に述べたよう
に、生産性、品質の点で大きな問題があった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、その目的は、快削元素を特別に添
加含有させることなく、かつ、焼鈍時間も従来と同様の
１０〜２０時間程度であるため生産性の低下をきたすこ
ともなく、ボール、コロ、ニードル、シャフト、レース
などの軸受要素部品の用途に好適な被削性に優れた鋼材
（線材、棒鋼または鋼管）を提供することである。
鑑みなされたもので、その目的は、快削元素を特別に添
加含有させることなく、かつ、焼鈍時間も従来と同様の
１０〜２０時間程度であるため生産性の低下をきたすこ
ともなく、ボール、コロ、ニードル、シャフト、レース
などの軸受要素部品の用途に好適な被削性に優れた鋼材
（線材、棒鋼または鋼管）を提供することである。
【００１１】なお、既に述べたように、軸受には高い面
圧が繰り返し作用するので、後述の実施例における転動
疲労試験で、１．０×１０７ 回以上の転動疲労寿命を
有することを目標とする。
圧が繰り返し作用するので、後述の実施例における転動
疲労試験で、１．０×１０７ 回以上の転動疲労寿命を
有することを目標とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
被削性に優れた軸受要素部品用鋼材にある。
被削性に優れた軸受要素部品用鋼材にある。
【００１３】質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：
０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：
０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｕ：２．
０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．
００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下を含有し、残部
はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０
０２％以下、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０１５％以
下、Ｎは０．００９％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５
％以下で、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係が式
「５．０≦１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×
％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ≦９．０」を満たし、セメンタ
イト中のＣｒとＭｎの合計濃度が５．０％以上であるこ
とを特徴とする被削性に優れた軸受要素部品用鋼材。
０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：
０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｕ：２．
０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．
００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下を含有し、残部
はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０
０２％以下、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０１５％以
下、Ｎは０．００９％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５
％以下で、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係が式
「５．０≦１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×
％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ≦９．０」を満たし、セメンタ
イト中のＣｒとＭｎの合計濃度が５．０％以上であるこ
とを特徴とする被削性に優れた軸受要素部品用鋼材。
【００１４】上記の本発明においては、上記各元素のう
ち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、ＣａおよびＭｇの７
元素については、必ずしも添加含有させる必要はなく、
不純物量レベルであってもよい。また、本発明にいう鋼
材とは、線材、棒鋼または鋼管をいう。
ち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、ＣａおよびＭｇの７
元素については、必ずしも添加含有させる必要はなく、
不純物量レベルであってもよい。また、本発明にいう鋼
材とは、線材、棒鋼または鋼管をいう。
【００１５】本発明者らは、線材、棒鋼および鋼管の球
状化焼鈍後の組織、セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎ濃度、
およびセメンタイト粒径が被削性に及ぼす影響について
調査、研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。 （ａ）軸受用鋼の切削加工においては、被切削材中の炭
化物の硬さが工具寿命や上限切削速度に大きく影響す
る。 （ｂ）セメンタイト中にＣｒ、Ｍｎが濃化すると、セメ
ンタイトが硬化することは知られているが、マトリック
スであるフェライト中のＣｒ、Ｍｎが減少すると、フェ
ライトは軟化し、セメンタイトとマトリックスであるフ
ェライトの硬度差が大きくなればなるほど、被削性が向
上する。 （ｃ）セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎ濃度を高めるために
は、球状化焼鈍中にオーステナイトからフェライトに変
態した後も、徐冷または保定すればよい。 （ｄ）転動疲労寿命を確保するためには一定以上の焼入
性の確保が必要で、そのためにはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒおよ
びＭｏの含有量を制御すればよい。
状化焼鈍後の組織、セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎ濃度、
およびセメンタイト粒径が被削性に及ぼす影響について
調査、研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。 （ａ）軸受用鋼の切削加工においては、被切削材中の炭
化物の硬さが工具寿命や上限切削速度に大きく影響す
る。 （ｂ）セメンタイト中にＣｒ、Ｍｎが濃化すると、セメ
ンタイトが硬化することは知られているが、マトリック
スであるフェライト中のＣｒ、Ｍｎが減少すると、フェ
ライトは軟化し、セメンタイトとマトリックスであるフ
ェライトの硬度差が大きくなればなるほど、被削性が向
上する。 （ｃ）セメンタイト中のＣｒ、Ｍｎ濃度を高めるために
は、球状化焼鈍中にオーステナイトからフェライトに変
態した後も、徐冷または保定すればよい。 （ｄ）転動疲労寿命を確保するためには一定以上の焼入
性の確保が必要で、そのためにはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒおよ
びＭｏの含有量を制御すればよい。
【００１６】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。
たものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳しく説明
する。なお、以下において、「％」は「質量％」を意味
する。 （Ａ）化学組成 Ｃ：０．８〜１．２％ Ｃは、焼入れと低温での焼戻しによる熱処理をおこなっ
て軸受用鋼材（軸受要素部品）に所望の機械的性質を付
与させるが、その含有量が０．８％未満では焼入れ焼戻
し後の硬度が低く、所望の転動疲労寿命（後述の実施例
における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以上の転
動疲労寿命）が得られない。一方、Ｃの含有量が１．２
％を超えると、鋼の凝固開始温度が低下して熱間加工
時、なかでも鋼材が鋼管の場合、熱間製管時に割れや疵
が多発する。また、鋼の凝固時に巨大な炭化物が生成し
やすくなるので、長時間の均質化熱処理をおこなわない
場合には目標とする転動疲労寿命が得られない。したが
って、Ｃ含有量は０．８〜１．２％とした。好ましい範
囲は０．８〜１．０％、より好ましい範囲は０．８〜
０．９％である。
する。なお、以下において、「％」は「質量％」を意味
する。 （Ａ）化学組成 Ｃ：０．８〜１．２％ Ｃは、焼入れと低温での焼戻しによる熱処理をおこなっ
て軸受用鋼材（軸受要素部品）に所望の機械的性質を付
与させるが、その含有量が０．８％未満では焼入れ焼戻
し後の硬度が低く、所望の転動疲労寿命（後述の実施例
における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以上の転
動疲労寿命）が得られない。一方、Ｃの含有量が１．２
％を超えると、鋼の凝固開始温度が低下して熱間加工
時、なかでも鋼材が鋼管の場合、熱間製管時に割れや疵
が多発する。また、鋼の凝固時に巨大な炭化物が生成し
やすくなるので、長時間の均質化熱処理をおこなわない
場合には目標とする転動疲労寿命が得られない。したが
って、Ｃ含有量は０．８〜１．２％とした。好ましい範
囲は０．８〜１．０％、より好ましい範囲は０．８〜
０．９％である。
【００１８】Ｓｉ：０．２〜２．０％ Ｓｉは、転動疲労寿命を高めるのに有効な元素であるほ
か、脱酸剤として必要な元素でもある。また、Ｓｉは鋼
の焼入性を向上させる元素でもある。しかし、その含有
量が０．２％未満では前記の効果が得難い。なお、Ｓｉ
の含有量が０．６％以上になると被削性向上効果も大き
くなる。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、熱
間圧延後や球状化焼鈍後に脱スケールするために長時間
を要するので生産性の大幅な低下を招く。したがって、
Ｓｉ含有量は０．２〜２．０％とした。好ましい範囲は
０．５〜１．５％、より好ましい範囲は０．５〜１．０
％である。
か、脱酸剤として必要な元素でもある。また、Ｓｉは鋼
の焼入性を向上させる元素でもある。しかし、その含有
量が０．２％未満では前記の効果が得難い。なお、Ｓｉ
の含有量が０．６％以上になると被削性向上効果も大き
くなる。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、熱
間圧延後や球状化焼鈍後に脱スケールするために長時間
を要するので生産性の大幅な低下を招く。したがって、
Ｓｉ含有量は０．２〜２．０％とした。好ましい範囲は
０．５〜１．５％、より好ましい範囲は０．５〜１．０
％である。
【００１９】Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させると同時に、Ｓによる熱
間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮
させるためにはＭｎを０．２％以上含有させる必要があ
る。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えるとＭｎのみ
ならずＣの中心偏析が生じるようになり、１．５％を超
えるとＭｎ、Ｃの中心偏析が顕著になり、転動疲労寿命
の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．２〜１．
５％とした。好ましい範囲は０．２〜１．０％、より好
ましい範囲は０．２〜０．８％である。
間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮
させるためにはＭｎを０．２％以上含有させる必要があ
る。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えるとＭｎのみ
ならずＣの中心偏析が生じるようになり、１．５％を超
えるとＭｎ、Ｃの中心偏析が顕著になり、転動疲労寿命
の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．２〜１．
５％とした。好ましい範囲は０．２〜１．０％、より好
ましい範囲は０．２〜０．８％である。
【００２０】Ｃｒ：０．６〜２．０％ Ｃｒは、鋼の焼入性を向上させると同時に、セメンタイ
ト中に濃化しやすい元素で、セメンタイトを硬化させて
被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．６％未
満では前記の効果が得難い。一方、１．６％を超えると
ＣｒのみならずＣ元素の中心偏析が生じるようになり、
２．０％を超えるとＣｒ、Ｃの中心偏析が顕著になり、
転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は
０．６〜２．０％とした。好ましい範囲は０．６〜１．
６％、より好ましい範囲は０．６〜１．３％である。
ト中に濃化しやすい元素で、セメンタイトを硬化させて
被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．６％未
満では前記の効果が得難い。一方、１．６％を超えると
ＣｒのみならずＣ元素の中心偏析が生じるようになり、
２．０％を超えるとＣｒ、Ｃの中心偏析が顕著になり、
転動疲労寿命の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は
０．６〜２．０％とした。好ましい範囲は０．６〜１．
６％、より好ましい範囲は０．６〜１．３％である。
【００２１】Ａｌ：０．０５％以下 Ａｌは脱酸剤として添加するが、過剰なＡｌは非金属系
介在物を形成して転動疲労寿命を低下さる。特に、その
含有量が０．０５％を超えると、粗大な非金属系介在物
を形成して転動疲労寿命の著しい低下を招き、所望の転
動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で、
１．０×１０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られなく
なる。したがって、Ａｌの含有量は０．０５％以下とし
た。好ましい上限は０．０４％、より好ましい上限は
０．０３％である。一方、十分な脱酸効果を得るために
は、その含有量を０．０００３％以上とするのがよい。
なお、Ａｌは、上記のＳｉによって脱酸が十分になされ
る場合には必ずしも添加する必要はなく、その含有量は
不純物量レベルであってもよい。
介在物を形成して転動疲労寿命を低下さる。特に、その
含有量が０．０５％を超えると、粗大な非金属系介在物
を形成して転動疲労寿命の著しい低下を招き、所望の転
動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で、
１．０×１０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られなく
なる。したがって、Ａｌの含有量は０．０５％以下とし
た。好ましい上限は０．０４％、より好ましい上限は
０．０３％である。一方、十分な脱酸効果を得るために
は、その含有量を０．０００３％以上とするのがよい。
なお、Ａｌは、上記のＳｉによって脱酸が十分になされ
る場合には必ずしも添加する必要はなく、その含有量は
不純物量レベルであってもよい。
【００２２】Ｃｕ：２．０％以下（添加時の望ましい範
囲は０．０５〜２．０％） Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を高める
作用がある。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０
５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その
含有量が２．０％を超えると結晶粒界に偏析して鋼塊の
分塊圧延や線材の熱間圧延などの熱間加工時における割
れや疵の発生が顕著になる。したがって、Ｃｕの含有量
は２．０％以下とした。好ましい上限は１．５％、より
好ましい上限は１．０％である。
囲は０．０５〜２．０％） Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を高める
作用がある。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０
５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その
含有量が２．０％を超えると結晶粒界に偏析して鋼塊の
分塊圧延や線材の熱間圧延などの熱間加工時における割
れや疵の発生が顕著になる。したがって、Ｃｕの含有量
は２．０％以下とした。好ましい上限は１．５％、より
好ましい上限は１．０％である。
【００２３】Ｎｉ：４．０％以下（添加時の望ましい範
囲は０．２〜４．０％） Ｎｉは添加しなくてもよい。添加すれば、焼入れ後のマ
ルテンサイト中に固溶して靱性を高める作用を有する。
この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．２％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、４．０％を超えて含
有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかり
である。したがって、Ｎｉの含有量を４．０％以下とし
た。好ましい上限は３．０％、より好ましい上限は２．
０％である。
囲は０．２〜４．０％） Ｎｉは添加しなくてもよい。添加すれば、焼入れ後のマ
ルテンサイト中に固溶して靱性を高める作用を有する。
この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．２％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、４．０％を超えて含
有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかり
である。したがって、Ｎｉの含有量を４．０％以下とし
た。好ましい上限は３．０％、より好ましい上限は２．
０％である。
【００２４】Ｍｏ：０．５％以下（添加時の望ましい範
囲は０．０５〜０．５％） Ｍｏも添加しなくてもよい。添加すれば、焼入性を高
め、転動疲労寿命を高める作用がある。この効果を確実
に得るには、Ｍｏは０．０５％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超える
と、焼入性が高くなり過ぎて熱間圧延後にマルテンサイ
トが生成しやすくなり、割れが発生しやすくなる。した
がって、Ｍｏの含有量は０．５％以下とした。好ましい
上限は０．３％、より好ましい上限は０．２％である。
囲は０．０５〜０．５％） Ｍｏも添加しなくてもよい。添加すれば、焼入性を高
め、転動疲労寿命を高める作用がある。この効果を確実
に得るには、Ｍｏは０．０５％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超える
と、焼入性が高くなり過ぎて熱間圧延後にマルテンサイ
トが生成しやすくなり、割れが発生しやすくなる。した
がって、Ｍｏの含有量は０．５％以下とした。好ましい
上限は０．３％、より好ましい上限は０．２％である。
【００２５】Ｖ：０．２％以下（添加時の望ましい範囲
は０．０３〜０．２％） Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、オーステナイト
結晶粒を微細化させ、靱性を高める作用を有する。この
効果を確実に得るには、Ｖは０．０３％以上の含有量と
することが好ましい。しかし、０．２％を超えて含有さ
せても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりであ
る。したがって、Ｖの含有量は０．２％以下とした。好
ましい上限は０．１％である。
は０．０３〜０．２％） Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、オーステナイト
結晶粒を微細化させ、靱性を高める作用を有する。この
効果を確実に得るには、Ｖは０．０３％以上の含有量と
することが好ましい。しかし、０．２％を超えて含有さ
せても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりであ
る。したがって、Ｖの含有量は０．２％以下とした。好
ましい上限は０．１％である。
【００２６】Ｎｂ：０．１０％以下（添加時の望ましい
範囲は０．０１〜０．１０％） Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、オーステナイ
ト結晶粒を微細化させ、靱性を高める作用を有する。こ
の効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、０．１０％を超えて
含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかり
である。したがって、Ｎｂの含有量は０．１０％以下と
した。好ましい上限は０．０８％、より好ましい上限は
０．０５％である。
範囲は０．０１〜０．１０％） Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、オーステナイ
ト結晶粒を微細化させ、靱性を高める作用を有する。こ
の効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、０．１０％を超えて
含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかり
である。したがって、Ｎｂの含有量は０．１０％以下と
した。好ましい上限は０．０８％、より好ましい上限は
０．０５％である。
【００２７】Ｃａ：０．００３％以下 Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、熱間加工性を
高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａ
は０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。
しかし、Ｃａを０．００３％を超えて含有させても前記
の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｃａの含有量は０．００３％以下とした。好ましい
上限は０．００２％である。
高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａ
は０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。
しかし、Ｃａを０．００３％を超えて含有させても前記
の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｃａの含有量は０．００３％以下とした。好ましい
上限は０．００２％である。
【００２８】Ｍｇ：０．００３％以下 Ｍｇも添加しなくてもよい。添加すれば、熱間加工性を
高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇ
は０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。
しかし、Ｍｇを０．００３％を超えて含有させても前記
の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｍｇの含有量は０．００３％以下とした。好ましい
上限は０．００２％である。
高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇ
は０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。
しかし、Ｍｇを０．００３％を超えて含有させても前記
の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがっ
て、Ｍｇの含有量は０．００３％以下とした。好ましい
上限は０．００２％である。
【００２９】本発明においては、不純物としてのＴｉ、
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに
制限することが重要である。その理由は以下の通りであ
る。
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに
制限することが重要である。その理由は以下の通りであ
る。
【００３０】Ｔｉ：０．００２％以下 Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、転動疲労寿命を
低下させてしまう。特にその含有量が０．００２％を超
えると、転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動
疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で、１．
０×１０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られない。し
たがって、Ｔｉの含有量は０．００２％以下とした。な
お、不純物としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくす
ることが望ましい。
低下させてしまう。特にその含有量が０．００２％を超
えると、転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動
疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験で、１．
０×１０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られない。し
たがって、Ｔｉの含有量は０．００２％以下とした。な
お、不純物としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくす
ることが望ましい。
【００３１】Ｐ：０．０２％以下 Ｐは、粒界に偏析して転動疲労寿命を低下させてしま
う。特に、その含有量が０．０２％を超えると転動疲労
寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の
実施例における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以
上の転動疲労寿命）が得られなくなる。したがって、Ｐ
の含有量は０．０２％以下とした。
う。特に、その含有量が０．０２％を超えると転動疲労
寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の
実施例における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以
上の転動疲労寿命）が得られなくなる。したがって、Ｐ
の含有量は０．０２％以下とした。
【００３２】Ｓ：０．０１５％以下 Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、転動疲労寿命を
低下させてしまう。特にその含有量が０．０１５％を超
えると、粗大なＭｎＳを形成しやすくなるので転動疲労
寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の
実施例における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以
上の転動疲労寿命）が得られない。したがって、Ｓの含
有量は０．０１５％以下とした。
低下させてしまう。特にその含有量が０．０１５％を超
えると、粗大なＭｎＳを形成しやすくなるので転動疲労
寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の
実施例における転動疲労試験で、１．０×１０７ 回以
上の転動疲労寿命）が得られない。したがって、Ｓの含
有量は０．０１５％以下とした。
【００３３】Ｎ：０．００９％以下 Ｎは、ＴｉやＡｌと結合してＴｉＮやＡｌＮを形成しや
すく、Ｎ含有量が多くなって粗大なＴｉＮやＡｌＮが形
成されると、転動疲労寿命が低下してしまう。特にその
含有量が０．００９％を超えると、転動疲労寿命の低下
が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の実施例にお
ける転動疲労試験で、１．０×１０７回以上の転動疲労
寿命）が得られない。したがって、Ｎの含有量は０．０
０９％以下とした。
すく、Ｎ含有量が多くなって粗大なＴｉＮやＡｌＮが形
成されると、転動疲労寿命が低下してしまう。特にその
含有量が０．００９％を超えると、転動疲労寿命の低下
が著しくなり、所望の転動疲労寿命（後述の実施例にお
ける転動疲労試験で、１．０×１０７回以上の転動疲労
寿命）が得られない。したがって、Ｎの含有量は０．０
０９％以下とした。
【００３４】Ｏ（酸素）：０．００１５％以下 Ｏは、酸化物系介在物を形成し、転動疲労寿命を低下さ
せてしまう。特にその含有量が０．００１５％を超える
と転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿
命（後述の実施例における転動疲労試験で、１．０×１
０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られない。したがっ
て、Ｏの含有量は０．００１５％以下とした。なお、不
純物としてのＯ含有量はできる限り少なくすることが望
ましい。 （Ｂ）Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係 本発明においては、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの各含有量を
（Ａ）で規定した範囲内において、式「５．０≦１．６
×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×
％Ｍｏ≦９．０」を満たす量に規定する。これは、後の
実施例に示すように、式「１．６×％Ｓｉ＋４．０×％
Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」で求められ値
が５．０未満では、焼入性が不足するために、焼入れ後
の硬度が低く、転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望
の転動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験
で、１．０×１０７ 以上の転動疲労寿命）が得られな
い。一方、式「１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．
０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」で求められる値が９．０
を超えると、焼入性が過剰で、熱間圧延後の冷却中にマ
ルテンサイト組織が生成して、焼割れやハンドリング時
の割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ、Ｍｎお
よびＣｒの各含有量を式「５．０≦１．６×％Ｓｉ＋
４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ≦
９．０」満たす量とした。
せてしまう。特にその含有量が０．００１５％を超える
と転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望の転動疲労寿
命（後述の実施例における転動疲労試験で、１．０×１
０７ 回以上の転動疲労寿命）が得られない。したがっ
て、Ｏの含有量は０．００１５％以下とした。なお、不
純物としてのＯ含有量はできる限り少なくすることが望
ましい。 （Ｂ）Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係 本発明においては、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの各含有量を
（Ａ）で規定した範囲内において、式「５．０≦１．６
×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×
％Ｍｏ≦９．０」を満たす量に規定する。これは、後の
実施例に示すように、式「１．６×％Ｓｉ＋４．０×％
Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」で求められ値
が５．０未満では、焼入性が不足するために、焼入れ後
の硬度が低く、転動疲労寿命の低下が著しくなり、所望
の転動疲労寿命（後述の実施例における転動疲労試験
で、１．０×１０７ 以上の転動疲労寿命）が得られな
い。一方、式「１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．
０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」で求められる値が９．０
を超えると、焼入性が過剰で、熱間圧延後の冷却中にマ
ルテンサイト組織が生成して、焼割れやハンドリング時
の割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ、Ｍｎお
よびＣｒの各含有量を式「５．０≦１．６×％Ｓｉ＋
４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ≦
９．０」満たす量とした。
【００３５】ここで、上記の式「１．６×％Ｓｉ＋４．
０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」は、鋼
の焼入性を表し、下記の実験結果に基づいて各元素の係
数を最小二乗法を用いて求めることにより、本発明者が
初めて定めた式である。
０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋５．０×％Ｍｏ」は、鋼
の焼入性を表し、下記の実験結果に基づいて各元素の係
数を最小二乗法を用いて求めることにより、本発明者が
初めて定めた式である。
【００３６】すなわち、一般に、鋼の焼入性は、例えば
ＡＩＳＩ規格にも規定されているように、鋼の化学組成
と結晶粒度から計算によって求め得る。しかし、本発明
のような高炭素で、かつセメンタイト中にＭｎ、Ｃｒが
濃化している鋼の場合、マトリックス中のＭｎ、Ｃｒ濃
度が低下しているため、その計算結果と実際の焼入性と
が一致しない。このため、以下に述べる実験をおこな
い、高炭素で、かつセメンタイト中にＭｎ、Ｃｒが濃化
している本発明鋼の焼入性を正確に表すパラメータ式と
して上記の式を定めたのである。
ＡＩＳＩ規格にも規定されているように、鋼の化学組成
と結晶粒度から計算によって求め得る。しかし、本発明
のような高炭素で、かつセメンタイト中にＭｎ、Ｃｒが
濃化している鋼の場合、マトリックス中のＭｎ、Ｃｒ濃
度が低下しているため、その計算結果と実際の焼入性と
が一致しない。このため、以下に述べる実験をおこな
い、高炭素で、かつセメンタイト中にＭｎ、Ｃｒが濃化
している本発明鋼の焼入性を正確に表すパラメータ式と
して上記の式を定めたのである。
【００３７】実験内容：後述する表１に示す各鋼を用
い、同じく後述する表２に示す「条件Ｙ」と同じ条件で
球状化焼鈍をおこなった外径４０ｍｍの棒鋼から試験片
を採取し、ＪＩＳＧ ０５６１に規定される方法に準拠
してジョミニー試験をおこなった。その際、試験片の加
熱条件は、軸受用部品の一般的な焼入温度である８２０
℃×２０分間保持とした。次いで、ロックウェルＣ硬度
５０を示す位置までの冷媒供給側の試験片端部からの距
離を各鋼について求めた。そして、この求めた各鋼の距
離と、当該鋼中に含まれる各元素中、鋼の焼入性に大き
な影響を及ぼすといわれているＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒおよび
Ｍｏの４元素の含有量とから、各元素の効果が加算でき
ると仮定し、最小二乗法によって、各元素の係数を求め
た。その結果、各元素の係数は上記の式中に示す通りで
あった。 （Ｃ）セメンタイト中のＣｒとＭｎの合計濃度 本発明においては、セメンタイト中のＣｒとＭｎの合計
濃度（以下、Ｃｒ＋Ｍｎ濃度という）を５．０％以上に
規定する。これは、後述の実施例に示すように、セメン
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５％未満であると、セメン
タイトの硬化が十分ではないために、切削試験での工具
寿命が一般的な方法で製造された鋼材切削時の工具寿命
の１．３倍以上にならないためである。さらに、セメン
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が６．０％以上の場合、その
工具寿命が一般的な方法で製造された鋼材切削時の工具
寿命の１．５倍以上になるので、セメンタイト中のＣｒ
＋Ｍｎ濃度は６．０％以上であることが望ましい。一
方、セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度の上限は特に制限
しないが、セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が１５％を
超えると、セメンタイト以外の炭化物になる可能性があ
るため、上限は１５％以下にすることが望ましい。
い、同じく後述する表２に示す「条件Ｙ」と同じ条件で
球状化焼鈍をおこなった外径４０ｍｍの棒鋼から試験片
を採取し、ＪＩＳＧ ０５６１に規定される方法に準拠
してジョミニー試験をおこなった。その際、試験片の加
熱条件は、軸受用部品の一般的な焼入温度である８２０
℃×２０分間保持とした。次いで、ロックウェルＣ硬度
５０を示す位置までの冷媒供給側の試験片端部からの距
離を各鋼について求めた。そして、この求めた各鋼の距
離と、当該鋼中に含まれる各元素中、鋼の焼入性に大き
な影響を及ぼすといわれているＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒおよび
Ｍｏの４元素の含有量とから、各元素の効果が加算でき
ると仮定し、最小二乗法によって、各元素の係数を求め
た。その結果、各元素の係数は上記の式中に示す通りで
あった。 （Ｃ）セメンタイト中のＣｒとＭｎの合計濃度 本発明においては、セメンタイト中のＣｒとＭｎの合計
濃度（以下、Ｃｒ＋Ｍｎ濃度という）を５．０％以上に
規定する。これは、後述の実施例に示すように、セメン
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５％未満であると、セメン
タイトの硬化が十分ではないために、切削試験での工具
寿命が一般的な方法で製造された鋼材切削時の工具寿命
の１．３倍以上にならないためである。さらに、セメン
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が６．０％以上の場合、その
工具寿命が一般的な方法で製造された鋼材切削時の工具
寿命の１．５倍以上になるので、セメンタイト中のＣｒ
＋Ｍｎ濃度は６．０％以上であることが望ましい。一
方、セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度の上限は特に制限
しないが、セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が１５％を
超えると、セメンタイト以外の炭化物になる可能性があ
るため、上限は１５％以下にすることが望ましい。
【００３８】セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度を５．０
％以上にするためには、鋼中のＣｒとＭｎの含有量を増
加させるとともに、球状化焼鈍中にマトリックスがオー
ステナイトからフェライトに変態した後に、徐冷または
保定することが有効である。
％以上にするためには、鋼中のＣｒとＭｎの含有量を増
加させるとともに、球状化焼鈍中にマトリックスがオー
ステナイトからフェライトに変態した後に、徐冷または
保定することが有効である。
【００３９】例えば、後の実施例に示すように、鋼Ｂ
（０．９０％Ｃ−０．５０％Ｍｎ−０．８２％Ｃｒ）を
７７０℃で２時間保持した後、１０℃／時間で６８０℃
まで冷却し、その後炉外で放冷すると、セメンタイト中
のＣｒ＋Ｍｎ濃度は４．２％となる。また、７７０℃で
２時間保持した後、１０℃／時間で７００℃まで冷却し
た後、６５０℃までを５℃／時間で冷却し、その後炉外
で放冷すると５．８％となる。なお、６５０℃未満で
は、ＣｒおよびＭｎの拡散が極めて遅くなるため、６５
０℃未満の冷却速度はセメンタイト中のＣｒおよびＭｎ
濃度にほとんど影響しない。
（０．９０％Ｃ−０．５０％Ｍｎ−０．８２％Ｃｒ）を
７７０℃で２時間保持した後、１０℃／時間で６８０℃
まで冷却し、その後炉外で放冷すると、セメンタイト中
のＣｒ＋Ｍｎ濃度は４．２％となる。また、７７０℃で
２時間保持した後、１０℃／時間で７００℃まで冷却し
た後、６５０℃までを５℃／時間で冷却し、その後炉外
で放冷すると５．８％となる。なお、６５０℃未満で
は、ＣｒおよびＭｎの拡散が極めて遅くなるため、６５
０℃未満の冷却速度はセメンタイト中のＣｒおよびＭｎ
濃度にほとんど影響しない。
【００４０】セメンタイト中のＣｒとＭｎ濃度の測定
は、次の方法によって決定した。すなわち、抽出レプリ
カ法によって、セメンタイトを取り出し、透過型電子顕
微鏡（ＴＥＭ）に付属したエネルギー分散形Ｘ線分析
（ＥＤＳ）によって、各試料につき５個のセメンタイト
中のＣとＭｎの濃度を測定し、その各平均値をその試料
のセメンタイト中のＣｒとＭｎの濃度とした。
は、次の方法によって決定した。すなわち、抽出レプリ
カ法によって、セメンタイトを取り出し、透過型電子顕
微鏡（ＴＥＭ）に付属したエネルギー分散形Ｘ線分析
（ＥＤＳ）によって、各試料につき５個のセメンタイト
中のＣとＭｎの濃度を測定し、その各平均値をその試料
のセメンタイト中のＣｒとＭｎの濃度とした。
【００４１】また、セメンタイトの粒径については、特
に規定しないが、その平均粒径が０．４μｍ未満になる
と、鋼材の強度が上昇して、切削加工での切削抵抗が増
加して工具寿命が短くなる傾向が大きくなる。このた
め、セメンタイトの平均粒径は０．４μｍ以上であるこ
とが好ましい。また、その上限も特に規定しないが、セ
メンタイトの平均粒径が０．８μｍを上回ると、工具寿
命の改善効果も飽和してくる傾向があり、球状化焼鈍に
要する時間も長くなって生産性が低下するため、セメン
タイトの平均粒径は０．８μｍ以下であることが好まし
い。
に規定しないが、その平均粒径が０．４μｍ未満になる
と、鋼材の強度が上昇して、切削加工での切削抵抗が増
加して工具寿命が短くなる傾向が大きくなる。このた
め、セメンタイトの平均粒径は０．４μｍ以上であるこ
とが好ましい。また、その上限も特に規定しないが、セ
メンタイトの平均粒径が０．８μｍを上回ると、工具寿
命の改善効果も飽和してくる傾向があり、球状化焼鈍に
要する時間も長くなって生産性が低下するため、セメン
タイトの平均粒径は０．８μｍ以下であることが好まし
い。
【００４２】セメンタイトの平均粒径は、次のように定
義されるものである。すなわち、各セメンタイト粒の面
積を求め、その面積と等価な面積の円の直径を求め、そ
れを各セメンタイト粒の見かけの粒径とする。次いで、
面積を測定したすべてのセメンタイト粒の見かけの粒径
の平均値を見かけのセメンタイト平均粒径とし、上記の
見かけのセメンタイトの平均粒径を１．１２倍したもの
をセメンタイト平均粒径と定義する。
義されるものである。すなわち、各セメンタイト粒の面
積を求め、その面積と等価な面積の円の直径を求め、そ
れを各セメンタイト粒の見かけの粒径とする。次いで、
面積を測定したすべてのセメンタイト粒の見かけの粒径
の平均値を見かけのセメンタイト平均粒径とし、上記の
見かけのセメンタイトの平均粒径を１．１２倍したもの
をセメンタイト平均粒径と定義する。
【００４３】前記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）に記載し
た構成要件からなる本発明の鋼材（鋼線材、棒鋼または
鋼管）は、通常の方法で冷間鍛造、冷間抽伸や切削など
の加工を施され、さらに、焼入れと低温での焼戻しによ
る熱処理を受けて所望の機械的性質を有する軸受要素部
品に仕上げられてから、精密機械部品である最終製品と
しての軸受に組み立てられる。
た構成要件からなる本発明の鋼材（鋼線材、棒鋼または
鋼管）は、通常の方法で冷間鍛造、冷間抽伸や切削など
の加工を施され、さらに、焼入れと低温での焼戻しによ
る熱処理を受けて所望の機械的性質を有する軸受要素部
品に仕上げられてから、精密機械部品である最終製品と
しての軸受に組み立てられる。
【００４４】以下、実施例により本発明をさらに詳しく
説明する。
説明する。
【００４５】
【実施例】表１に示す化学組成を有する１８種類の鋼を
容量３００ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。表１
中、代符Ｂ〜ＩおよびＯ〜Ｒの鋼は化学組成が本発明で
規定する範囲内のものであり、代符ＡおよびＪ〜Ｎの鋼
は成分のいずれかが本発明で規定する範囲から外れた比
較例である。
容量３００ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。表１
中、代符Ｂ〜ＩおよびＯ〜Ｒの鋼は化学組成が本発明で
規定する範囲内のものであり、代符ＡおよびＪ〜Ｎの鋼
は成分のいずれかが本発明で規定する範囲から外れた比
較例である。
【００４６】
【表１】 各鋼は、１２００℃に加熱後、仕上げ温度９５０℃の条
件で熱間鍛造して直径４０ｍｍ、長さ約２４５０ｍｍの
鍛造材に成形した後、放冷した。放冷後の鍛造材の外観
を観察したところ、代符ＧおよびＨの鍛造材には微小な
クラックの発生が認められ、その組織を観察した結果マ
ルテンサイト組織が混在していた。このため、代符Ｇお
よびＨの鍛造材については以後の試験には供しなかっ
た。
件で熱間鍛造して直径４０ｍｍ、長さ約２４５０ｍｍの
鍛造材に成形した後、放冷した。放冷後の鍛造材の外観
を観察したところ、代符ＧおよびＨの鍛造材には微小な
クラックの発生が認められ、その組織を観察した結果マ
ルテンサイト組織が混在していた。このため、代符Ｇお
よびＨの鍛造材については以後の試験には供しなかっ
た。
【００４７】クラックの発生が認められなかった代符Ａ
〜ＦおよびＩ〜Ｒの鋼からなる鍛造材は、長さ６００ｍ
ｍに切断した後、電気炉を用いて表２に示す４通りの熱
処理条件（ヒートパターン）のそれぞれによる球状化焼
鈍をおこなった。なお、表２中の条件Ｗは、従来の焼鈍
処理のヒートパターンに相当し、炉外放冷に至るまでの
所要時間は１１時間である。また、他の条件の所要時間
は、条件Ｘが１８時間、条件Ｙが１４時間、条件Ｚが１
０時間である。
〜ＦおよびＩ〜Ｒの鋼からなる鍛造材は、長さ６００ｍ
ｍに切断した後、電気炉を用いて表２に示す４通りの熱
処理条件（ヒートパターン）のそれぞれによる球状化焼
鈍をおこなった。なお、表２中の条件Ｗは、従来の焼鈍
処理のヒートパターンに相当し、炉外放冷に至るまでの
所要時間は１１時間である。また、他の条件の所要時間
は、条件Ｘが１８時間、条件Ｙが１４時間、条件Ｚが１
０時間である。
【００４８】
【表２】 球状化焼鈍後の各鍛造材は、研削加工して直径３８ｍｍ
の丸棒にし、これを対象にセメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ
濃度とセメンタイトの平均粒径を測定した。
の丸棒にし、これを対象にセメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ
濃度とセメンタイトの平均粒径を測定した。
【００４９】すなわち、Ｃｒ＋Ｍｎ濃度は、各丸棒の横
断面を鏡面研磨した後、抽出レプリカ法によってセメン
タイトを取り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属
したエネルギー分散形Ｘ線分析（ＥＤＳ）によって各試
料につき５個のセメンタイト中のＣとＭｎの濃度を測定
し、その平均値をその試料のセメンタイト中のＣｒとＭ
ｎの濃度とし、これを合計して求めた。
断面を鏡面研磨した後、抽出レプリカ法によってセメン
タイトを取り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属
したエネルギー分散形Ｘ線分析（ＥＤＳ）によって各試
料につき５個のセメンタイト中のＣとＭｎの濃度を測定
し、その平均値をその試料のセメンタイト中のＣｒとＭ
ｎの濃度とし、これを合計して求めた。
【００５０】セメンタイトの平均粒径は、上記と同様に
鏡面研磨した各丸棒の横断面をピクラールで腐食処理
し、その腐食処理表面を走査型電子顕微鏡を用いて各試
料の円中心から半径の１／２位置を倍率５０００倍で１
０視野撮影し、この写真を通常の方法による画像解析に
よって各セメンタイト粒の面積を求め、それと等価な面
積の円を計算して求められる直径を各セメンタイト粒の
直径とし、その直径の平均値を１．１２倍した値をセメ
ンタイトの平均粒径とした。
鏡面研磨した各丸棒の横断面をピクラールで腐食処理
し、その腐食処理表面を走査型電子顕微鏡を用いて各試
料の円中心から半径の１／２位置を倍率５０００倍で１
０視野撮影し、この写真を通常の方法による画像解析に
よって各セメンタイト粒の面積を求め、それと等価な面
積の円を計算して求められる直径を各セメンタイト粒の
直径とし、その直径の平均値を１．１２倍した値をセメ
ンタイトの平均粒径とした。
【００５１】また、球状化焼鈍後、研削加工して仕上げ
た直径３８ｍｍの各丸棒を対象に、切削試験もおこなっ
た。すなわち、切削工具としてＪＩＳ Ｇ ４４０３に
規定されるＳＫＨ４からなる三角チップを用い、無潤
滑、周速５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み量０．７ｍｍ、送り
０．２ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で旋削加工して工具寿命を
調査し、被削性の指標とした。
た直径３８ｍｍの各丸棒を対象に、切削試験もおこなっ
た。すなわち、切削工具としてＪＩＳ Ｇ ４４０３に
規定されるＳＫＨ４からなる三角チップを用い、無潤
滑、周速５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み量０．７ｍｍ、送り
０．２ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で旋削加工して工具寿命を
調査し、被削性の指標とした。
【００５２】なお、工具寿命は、前記条件で丸棒を切削
加工した場合に、切削時間１０分までは３０秒ごと、そ
れ以降は１分ごとに工具の主切り刃摩耗量を測定して、
主切り刃摩耗量が０．２０ｍｍになった時点とした。ま
た、被削性の目標は下記（イ）の条件を満足することと
した。 （イ）各鋼について、条件Ｗで球状化焼鈍した丸棒の工
具寿命を基準とし、これよりも３０％以上工具寿命が長
いこと。
加工した場合に、切削時間１０分までは３０秒ごと、そ
れ以降は１分ごとに工具の主切り刃摩耗量を測定して、
主切り刃摩耗量が０．２０ｍｍになった時点とした。ま
た、被削性の目標は下記（イ）の条件を満足することと
した。 （イ）各鋼について、条件Ｗで球状化焼鈍した丸棒の工
具寿命を基準とし、これよりも３０％以上工具寿命が長
いこと。
【００５３】さらに、上記の切削加工に供した各丸棒か
ら、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を切り出し、
この試験片を焼入れ焼戻し処理（８２０℃×３０分間保
持後油焼入れ→１６０℃×１時間保持の焼戻し）して次
の条件による転動疲労試験に供した。
ら、直径１２ｍｍ、長さ２２ｍｍの試験片を切り出し、
この試験片を焼入れ焼戻し処理（８２０℃×３０分間保
持後油焼入れ→１６０℃×１時間保持の焼戻し）して次
の条件による転動疲労試験に供した。
【００５４】すなわち、円筒型の転動疲労試験機を用い
て、潤滑油にＪＩＳ規格に規定される＃６８タービン油
を使用して、ヘルツ最大接触応力が５８８ＭＰａ、試験
片負荷回数が４６０００回／分の条件で転動疲労試験を
おこなった。試験片は各鋼について１０個ずつとし、１
０個の試験片の中で最初に表面剥離をおこしたときの回
転数を「転動疲労寿命」とした。転動疲労寿命が１．０
×１０７ 以上の場合に転動疲労特性に優れていると評
価した。
て、潤滑油にＪＩＳ規格に規定される＃６８タービン油
を使用して、ヘルツ最大接触応力が５８８ＭＰａ、試験
片負荷回数が４６０００回／分の条件で転動疲労試験を
おこなった。試験片は各鋼について１０個ずつとし、１
０個の試験片の中で最初に表面剥離をおこしたときの回
転数を「転動疲労寿命」とした。転動疲労寿命が１．０
×１０７ 以上の場合に転動疲労特性に優れていると評
価した。
【００５５】表３および表４に、球状化焼鈍後のセメン
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度、セメンタイトの平均粒径、
旋盤による切削加工での工具寿命、転動疲労寿命の各調
査結果をまとめて示す。
タイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度、セメンタイトの平均粒径、
旋盤による切削加工での工具寿命、転動疲労寿命の各調
査結果をまとめて示す。
【００５６】
【表３】
【表４】 表３および表４から明らかなように、比較例の代符Ａお
よびＩ〜Ｎの鋼を用いた試験、すなわち、Ｃ含有量が
０．８％未満の代符Ａ鋼を用いた試番１〜４、Ｘ値（Ｘ
＝１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋
５．０×％Ｍｏ）が５．０未満の代符Ｉ鋼を用いた試番
２５〜２８、Ａｌ含有量が０．０５％を超える代符Ｊ鋼
を用いた試番２９〜３２、Ｔｉ含有量が０．００２％を
超える代符Ｋ鋼を用いた試番３３〜３６、Ｐ含有量とＳ
含有量がそれぞれ０．０２％と０．０１５％を超える代
符Ｌ鋼を用いた試番３７〜４０、Ｎ含有量が０．００９
％を超える代符Ｍ鋼を用いた試番４１〜４４、およびＯ
含有量が０．００１５％を超える代符Ｎ鋼を用いた試番
４５〜４８は、転動疲労寿命が１．０×１０７ 回に達
していない。
よびＩ〜Ｎの鋼を用いた試験、すなわち、Ｃ含有量が
０．８％未満の代符Ａ鋼を用いた試番１〜４、Ｘ値（Ｘ
＝１．６×％Ｓｉ＋４．０×％Ｍｎ＋３．０×％Ｃｒ＋
５．０×％Ｍｏ）が５．０未満の代符Ｉ鋼を用いた試番
２５〜２８、Ａｌ含有量が０．０５％を超える代符Ｊ鋼
を用いた試番２９〜３２、Ｔｉ含有量が０．００２％を
超える代符Ｋ鋼を用いた試番３３〜３６、Ｐ含有量とＳ
含有量がそれぞれ０．０２％と０．０１５％を超える代
符Ｌ鋼を用いた試番３７〜４０、Ｎ含有量が０．００９
％を超える代符Ｍ鋼を用いた試番４１〜４４、およびＯ
含有量が０．００１５％を超える代符Ｎ鋼を用いた試番
４５〜４８は、転動疲労寿命が１．０×１０７ 回に達
していない。
【００５７】上記のうち、試番１、４、２５、２８、２
９、３２、３３、３６、４１および４４〜４６は、セメ
ンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５．０％未満であるた
め、工具寿命も目標の値に達していない。
９、３２、３３、３６、４１および４４〜４６は、セメ
ンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が５．０％未満であるた
め、工具寿命も目標の値に達していない。
【００５８】また、試番５、８、９、１２、１３、１
６、１７、２０、２１、２４、４９、５２、５３、５
６、５７、６０、６１および６４は、鋼の化学組成は本
発明で規定する範囲内であるが、セメンタイト中のＣｒ
＋Ｍｎ濃度が５．０％未満であるため、工具寿命が目標
の値に達していない。
６、１７、２０、２１、２４、４９、５２、５３、５
６、５７、６０、６１および６４は、鋼の化学組成は本
発明で規定する範囲内であるが、セメンタイト中のＣｒ
＋Ｍｎ濃度が５．０％未満であるため、工具寿命が目標
の値に達していない。
【００５９】これに対し、本発明で規定する条件を満た
す代符Ｂ〜ＩおよびＯ〜Ｒ鋼を用いた試番６、７、１
０、１１、１４、１５、１８、１９、２２、２３、５
０、５１、５４、５５、５８、５９、６２および６３
は、工具寿命が目標の値に達しており、しかも転動疲労
寿命も目標の１．０×１０７ 回を上回っている。
す代符Ｂ〜ＩおよびＯ〜Ｒ鋼を用いた試番６、７、１
０、１１、１４、１５、１８、１９、２２、２３、５
０、５１、５４、５５、５８、５９、６２および６３
は、工具寿命が目標の値に達しており、しかも転動疲労
寿命も目標の１．０×１０７ 回を上回っている。
【００６０】特に、セメンタイト中のＣｒ＋Ｍｎ濃度が
６．０％以上の試番１１、２２、２３、５０、５１、５
４、５５、５７、６０、６１および６４の工具寿命は、
条件Ｗで球状化焼鈍したものに比べて５０％以上と長
く、一段と優れている。
６．０％以上の試番１１、２２、２３、５０、５１、５
４、５５、５７、６０、６１および６４の工具寿命は、
条件Ｗで球状化焼鈍したものに比べて５０％以上と長
く、一段と優れている。
【００６１】
【発明の効果】本発明の軸受要素部品用鋼材は、被削性
に優れるとともに、転動疲労寿命が長い。このため、ボ
ール、コロ、ニードル、シャフト、レースなどの軸受要
素部品の高寿命化が図れる。
に優れるとともに、転動疲労寿命が長い。このため、ボ
ール、コロ、ニードル、シャフト、レースなどの軸受要
素部品の高寿命化が図れる。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ１６Ｃ 33/62 Ｆ１６Ｃ 33/62
Claims (1)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：
０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：
０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｕ：２．
０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．
００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下を含有し、残部
はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０
０２％以下、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０１５％以
下、Ｎは０．００９％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５
％以下で、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの関係が下記の
(1) 式を満たし、セメンタイト中のＣｒとＭｎの合計濃
度が５．０％以上であることを特徴とする被削性に優れ
た軸受要素部品用鋼材。 5.0≦1.6×％Si＋4.0×％Mn＋3.0×％Cr＋5.0×％Mo≦9.0 ・・・(1)
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001076092A JP3614113B2 (ja) | 2001-03-16 | 2001-03-16 | 被削性に優れた軸受要素部品用鋼材 |
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| JP2001076092A JP3614113B2 (ja) | 2001-03-16 | 2001-03-16 | 被削性に優れた軸受要素部品用鋼材 |
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Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004067790A1 (ja) * | 2003-01-30 | 2004-08-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 軸受要素部品用鋼管、その製造方法および切削方法 |
| JP2004292945A (ja) * | 2003-03-11 | 2004-10-21 | Komatsu Ltd | 転動部材およびその製造方法 |
| JP2005067430A (ja) * | 2003-08-26 | 2005-03-17 | Nsk Ltd | 車輪支持用転がり軸受ユニット |
| WO2005088147A1 (ja) * | 2004-03-10 | 2005-09-22 | Ntn Corporation | 機械要素およびその製造方法 |
| KR100832960B1 (ko) | 2006-12-29 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 고탄소 크롬 베어링강의 제조방법 |
| JP2009242917A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 軸受鋼の熱処理方法 |
| JP2009242919A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 軸受鋼の熱処理方法 |
| JP2011236451A (ja) * | 2010-05-07 | 2011-11-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材 |
| WO2012144630A1 (ja) * | 2011-04-20 | 2012-10-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 高炭素鋼線材および高炭素鋼線材の製造方法 |
| JP2013001940A (ja) * | 2011-06-15 | 2013-01-07 | Jfe Steel Corp | 軸受材料 |
| CN103189535A (zh) * | 2010-11-29 | 2013-07-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 球化退火后的加工性优异且淬火回火后的耐氢疲劳特性优异的轴承钢 |
| JP2014517151A (ja) * | 2011-05-17 | 2014-07-17 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | 改善された軸受鋼 |
| CN103938099A (zh) * | 2014-04-18 | 2014-07-23 | 人本集团有限公司 | 一种轴承用钢 |
| WO2015076384A1 (ja) | 2013-11-22 | 2015-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 高炭素鋼板及びその製造方法 |
| KR101622823B1 (ko) * | 2014-02-27 | 2016-05-19 | 현대제철 주식회사 | 베어링 및 그 제조 방법 |
| KR101622824B1 (ko) * | 2014-02-27 | 2016-05-19 | 현대제철 주식회사 | 베어링 및 그 제조 방법 |
| KR101685490B1 (ko) * | 2015-06-22 | 2016-12-13 | 현대자동차주식회사 | 피로내구성을 향상시킨 베어링강 및 이의 제조방법 |
| EP3919646A1 (en) * | 2020-06-02 | 2021-12-08 | Central Iron & Steel Research Institute | High-carbon bearing steel and preparation method thereof |
-
2001
- 2001-03-16 JP JP2001076092A patent/JP3614113B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7393420B2 (en) | 2003-01-30 | 2008-07-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel tube for bearing element parts and method of manufacturing as well as machining the same |
| WO2004067790A1 (ja) * | 2003-01-30 | 2004-08-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 軸受要素部品用鋼管、その製造方法および切削方法 |
| EP1595966A1 (en) * | 2003-01-30 | 2005-11-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel pipe for bearing elements, and methods for producing and cutting the same |
| EP1595966A4 (en) * | 2003-01-30 | 2006-06-14 | Sumitomo Metal Ind | STEEL TUBE FOR BEARING ELEMENTS AND METHOD FOR THE PRODUCTION AND CUTTING THEREOF |
| CN100344784C (zh) * | 2003-01-30 | 2007-10-24 | 住友金属工业株式会社 | 轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法 |
| JP2004292945A (ja) * | 2003-03-11 | 2004-10-21 | Komatsu Ltd | 転動部材およびその製造方法 |
| JP2005067430A (ja) * | 2003-08-26 | 2005-03-17 | Nsk Ltd | 車輪支持用転がり軸受ユニット |
| WO2005088147A1 (ja) * | 2004-03-10 | 2005-09-22 | Ntn Corporation | 機械要素およびその製造方法 |
| US7776453B2 (en) | 2004-03-10 | 2010-08-17 | Ntn Corporation | Machine element and method for manufacturing thereof |
| KR100832960B1 (ko) | 2006-12-29 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 고탄소 크롬 베어링강의 제조방법 |
| JP2009242917A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 軸受鋼の熱処理方法 |
| JP2009242919A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 軸受鋼の熱処理方法 |
| JP2011236451A (ja) * | 2010-05-07 | 2011-11-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材 |
| CN103189535A (zh) * | 2010-11-29 | 2013-07-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 球化退火后的加工性优异且淬火回火后的耐氢疲劳特性优异的轴承钢 |
| JP2012233254A (ja) * | 2011-04-20 | 2012-11-29 | Kobe Steel Ltd | 高炭素鋼線材および高炭素鋼線材の製造方法 |
| WO2012144630A1 (ja) * | 2011-04-20 | 2012-10-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 高炭素鋼線材および高炭素鋼線材の製造方法 |
| JP2014517151A (ja) * | 2011-05-17 | 2014-07-17 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | 改善された軸受鋼 |
| JP2013001940A (ja) * | 2011-06-15 | 2013-01-07 | Jfe Steel Corp | 軸受材料 |
| US10407748B2 (en) | 2013-11-22 | 2019-09-10 | Nippon Steel Corporation | High-carbon steel sheet and method of manufacturing the same |
| WO2015076384A1 (ja) | 2013-11-22 | 2015-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 高炭素鋼板及びその製造方法 |
| KR20160072233A (ko) | 2013-11-22 | 2016-06-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고탄소 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101622823B1 (ko) * | 2014-02-27 | 2016-05-19 | 현대제철 주식회사 | 베어링 및 그 제조 방법 |
| KR101622824B1 (ko) * | 2014-02-27 | 2016-05-19 | 현대제철 주식회사 | 베어링 및 그 제조 방법 |
| CN103938099A (zh) * | 2014-04-18 | 2014-07-23 | 人本集团有限公司 | 一种轴承用钢 |
| CN103938099B (zh) * | 2014-04-18 | 2016-06-29 | 人本集团有限公司 | 一种轴承用钢 |
| KR101685490B1 (ko) * | 2015-06-22 | 2016-12-13 | 현대자동차주식회사 | 피로내구성을 향상시킨 베어링강 및 이의 제조방법 |
| EP3919646A1 (en) * | 2020-06-02 | 2021-12-08 | Central Iron & Steel Research Institute | High-carbon bearing steel and preparation method thereof |
| JP2021188116A (ja) * | 2020-06-02 | 2021-12-13 | セントラル アイアン アンド スティール リサーチ インスティテュート | 高炭素軸受鋼及びその製造方法 |
| JP7096382B2 (ja) | 2020-06-02 | 2022-07-05 | セントラル アイアン アンド スティール リサーチ インスティテュート | 高炭素軸受鋼及びその製造方法 |
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