JP2011117009A - 転動疲労寿命に優れた鋼材 - Google Patents
転動疲労寿命に優れた鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2011117009A JP2011117009A JP2009272598A JP2009272598A JP2011117009A JP 2011117009 A JP2011117009 A JP 2011117009A JP 2009272598 A JP2009272598 A JP 2009272598A JP 2009272598 A JP2009272598 A JP 2009272598A JP 2011117009 A JP2011117009 A JP 2011117009A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- fatigue life
- rolling fatigue
- based nitrogen
- steel material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
【課題】製造性を悪化させることなく、転動疲労寿命を更に向上させることのできる鋼材を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．６５〜１．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５〜２００ｎｍであると共に、円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃ：０．６５〜１．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５〜２００ｎｍであると共に、円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下である。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車や各種産業機械等に使用される軸受部品や機械構造用部品に適用される鋼材に関するものであり、特に上記各種部材として用いたときに優れた転動疲労寿命を発揮する鋼材に関するものである。
軸受やクランクシャフト等の部品は、機械類の回転部や摺動部を支持する重要な部品であり、接触面圧が相当高く、また外力が変動することもあり、使用される環境が過酷である場合が多く、その素材である鋼材には、優れた耐久性が要求される。
近年、こうした要求は機械類の高性能化や軽量化が進められるに伴い、年々厳しいものとなっている。軸部品の耐久性向上には、潤滑性に関する技術の改善も重要であるが、鋼材が転動疲労特性に優れていることが特に重要な要件となる。
軸受に用いられる鋼材としては、従来からＪＩＳ Ｇ ４８０５（１９９９）に規定されるＳＵＪ２等の高炭素クロム軸受鋼が、自動車や各種産業機械等の種々の分野で用いられている軸受の材料として使用されている。しかし軸受は、接触面圧が非常に高い玉軸受やころ軸受等の内・外輪や転動体等、過酷な環境で用いられるため、非常に微細な欠陥（介在物等）から疲労破壊が生じ易いといった問題がある。この問題に対し、転動疲労寿命そのものを高めて上記保守の回数を低減させるべく、軸受用鋼材の改善が試みられている。
例えば特許文献１には、軸受材料において、ＴｉおよびＡｌの含有量を規定すると共に、球状化焼鈍後に加熱処理を行なうことによって、微細なＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物、Ａｌ窒化物などの量を制御し、旧オーステナイト結晶粒（旧γ結晶粒）を微細化することによって、転動疲労寿命を向上させることが提案されている。
しかしながら、上記の技術では、Ｔｉ含有量が０．２６％以上と非常に高くなっており、高コストとなるばかりか、加工性が低下するという問題がある。また、鋳造時に粗大なＴｉＮが生成しやすく、この析出物の生成によって疲労寿命にバラツキが生じることがある。一方、Ａｌの含有量についても０．１１％以上となっており、鋳造時および圧延時に生成するＡｌ系窒素化合物によって、割れや傷の発生等があり、製造性が悪くなるという問題がある。
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、製造性を悪化させることなく、転動疲労寿命を更に向上させることのできる鋼材を提供することにある。
上記目的を達成することのできた本発明に係る鋼材とは、Ｃ：０．６５〜１．３０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５〜２００ｎｍであると共に、円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下である点に要旨を有するものである。
尚、上記「円相当直径」とは、Ａｌ系窒素化合物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められるＡｌ系窒素化合物のものである。また、本発明で対象とするＡｌ系窒素化合物は、ＡｌＮは勿論のこと、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓ，Ｓｉ等の元素を一部（合計含有量が３０％程度まで）に含有するものも含む趣旨である。
本発明の鋼材においては、旧オーステナイトの平均結晶粒度番号が１１．５以下であることが好ましく、こうした要件を満足することによって、転動疲労寿命が更に優れたものとなる。
また、本発明の鋼材には、必要によって、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｃ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｄ）Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じて鋼材の特性が更に改善される。
本発明によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、適度な大きさのＡｌ系窒素化合物を鋼材内に適切に分散させることによって、転動疲労寿命を更に向上させた鋼材が製造性良く実現できるので、こうした鋼材を軸受等に適用したときには、過酷な環境で用いられても優れた転動疲労寿命を発揮できるものとなる。
本発明者らは、製造性を悪化させることなく、転動疲労特性（転動疲労寿命）に優れた鋼材の実現を目指して、様々な角度から検討した。そして、鋼材の転動疲労寿命を向上させる上では、下記（Ａ）〜（Ｄ）の要件を満足させることが有効であるとの知見が得られた。
（Ａ）Ａｌ含有量が少ない割には、微細なＡｌ系窒素化合物を多量に分散させ、その分散強化によって、亀裂の発生・伝播を抑制し、良好な転動疲労寿命が得ることができること、
（Ｂ）鋳造および圧延時での割れを抑制するためには、Ａｌ系窒素化合物の量（個数密度）と大きさを規定する必要があること、
（Ｃ）微細なＡｌ系窒素化合物における分散度合い（個数密度）を達成するためには、鋼中のＡｌやＮの含有量を厳密に制御することが重要であること、および鋼材の製造工程において、熱間圧延後にＡｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃の温度範囲を除冷した後、冷却速度を速めることが有用であること、
（Ｄ）旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒が微細過ぎると、焼入れ性が低下するため、不完全焼入れ相が生成しやすくなり、転動疲労寿命が低下する傾向にあること。
（Ｂ）鋳造および圧延時での割れを抑制するためには、Ａｌ系窒素化合物の量（個数密度）と大きさを規定する必要があること、
（Ｃ）微細なＡｌ系窒素化合物における分散度合い（個数密度）を達成するためには、鋼中のＡｌやＮの含有量を厳密に制御することが重要であること、および鋼材の製造工程において、熱間圧延後にＡｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃の温度範囲を除冷した後、冷却速度を速めることが有用であること、
（Ｄ）旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒が微細過ぎると、焼入れ性が低下するため、不完全焼入れ相が生成しやすくなり、転動疲労寿命が低下する傾向にあること。
本発明者らは、上記知見に基づき、鋼材の転動疲労寿命を向上させるべく、更に鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材中のＡｌやＮ含有量を厳密に規定すると共に、その製造条件を制御し、焼入れ・焼戻し後に鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５〜２００ｎｍであると共に、円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下となるようにすれば、鋼材の転動疲労寿命を著しく向上できることを見出し、本発明を完成した。
本発明の鋼材では、円相当直径が２５〜２００ｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度を適切に制御することが重要な要件となるが、その分散強化によって、亀裂の発生・伝播を抑制し、良好な転動疲労寿命を達成するものである。そのためには、Ａｌ系窒素化合物の大きさも適切に制御する必要があり、この大きさ（平均円相当直径）が２５ｎｍよりも小さくなったり、２００ｎｍよりも大きくなると、分散強化の効果を発揮することができなくなる。このＡｌ系窒素化合物の大きさは、好ましくは４０ｎｍ以上（より好ましくは５０ｎｍ以上）であり、好ましくは１５０ｎｍ以下（より好ましくは１２５ｎｍ以下）である。
円相当直径が２５〜２００ｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2未満では、分散強化による転動疲労寿命向上効果が有効に発揮されなくなり、６．０個／μｍ2を超えると、結晶粒が粗大化し、不完全焼入れ相（例えば、微細パーライトやベイナイト相）が生成し、転動疲労寿命が低下することになる。Ａｌ系窒素化合物の個数密度は、好ましくは１．５個／μｍ2以上（より好ましくは２．０個／μｍ2以上）であり、好ましくは５．０個／μｍ2以下（より好ましくは４．０個／μｍ2以下）である。
本発明の鋼材においては、旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒も制御することが有効である。旧γの結晶粒度番号が大きいほど（結晶粒が小さいほど）、硬さが向上し、亀裂伝播特性が向上することになるが、結晶粒度番号が大きくなり過ぎると（結晶粒が小さくなり過ぎると）、焼入れ性が低下して不完全焼入れ相が生成しやすくなり、却って転動疲労寿命が低下することになる。こうしたことから、旧γの結晶粒度番号は１１．５以下とすることが好ましく、より好ましくは１１．０以下（更に好ましくは１０．５以下）とするのが良い。
本発明の鋼材は、上記したＡｌやＮの含有量を含め、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）も適切に調整する必要があるが、これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：：０．６５〜１．３０％］
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．６５％以上含有させなければならず、好ましくは０．８％以上（より好ましくは０．９５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼす様になるので、Ｃ含有量は１．３０％以下、好ましくは１．２％以下（より好ましくは１．１％以下）に抑えるべきである。
Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．６５％以上含有させなければならず、好ましくは０．８％以上（より好ましくは０．９５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼす様になるので、Ｃ含有量は１．３０％以下、好ましくは１．２％以下（より好ましくは１．１％以下）に抑えるべきである。
［Ｓｉ：０．０５〜１．００％］
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は１．００％以下、好ましくは０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）に抑えるべきである。
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は１．００％以下、好ましくは０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）に抑えるべきである。
［Ｍｎ：０．１〜２．００％］
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が多くなり過ぎると加工性や被削性が著しく低下するので、Ｍｎ含有量は２．００％以下、好ましくは１．６％以下（より好ましくは１．２％以下）に抑えるべきである。
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が多くなり過ぎると加工性や被削性が著しく低下するので、Ｍｎ含有量は２．００％以下、好ましくは１．６％以下（より好ましくは１．２％以下）に抑えるべきである。
［Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５０％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５０％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
［Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５０％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５０％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
［Ｃｒ：０．１５〜２．００％］
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．１５％以上とする必要がある。好ましくは０．５％以上（より好ましくは０．９％以上）である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ量は２．００％以下とする。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性を付与すると共に、焼入性の向上に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．１５％以上とする必要がある。好ましくは０．５％以上（より好ましくは０．９％以上）である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ量は２．００％以下とする。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
［Ａｌ：０．０１０〜０．１００％］
Ａｌは、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ｎと結合することによって、Ａｌ系窒素化合物として鋼中に微細に分散し、鋼材の転動疲労寿命を向上させる上で重要な元素である。微細なＡｌ系窒素化合物を生成させるためには、少なくとも０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１００％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数が増加し、鋳造や圧延時に割れや傷が生じやすくなる。また、結晶粒が細かくなり過ぎるため、焼入れ性が低下し、大型部品に適用できず、且つ転動疲労寿命が低下することになる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１３％（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％以下）である。
Ａｌは、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ｎと結合することによって、Ａｌ系窒素化合物として鋼中に微細に分散し、鋼材の転動疲労寿命を向上させる上で重要な元素である。微細なＡｌ系窒素化合物を生成させるためには、少なくとも０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１００％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数が増加し、鋳造や圧延時に割れや傷が生じやすくなる。また、結晶粒が細かくなり過ぎるため、焼入れ性が低下し、大型部品に適用できず、且つ転動疲労寿命が低下することになる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１３％（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％以下）である。
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｎは上記Ａｌと同様に、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ａｌ系窒素化合物の微細分散による転動疲労寿命向上効果を発揮させる上で重要な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０２５％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数密度が増加し、鋳造や圧延時に割れ傷が生じやすくなる。また、結晶粒が細かくなり過ぎるため、焼入れ性が低下し、大型部品に適用できず、且つ転動疲労寿命が低下することになる。Ｎ含有量の下限は、Ａｌ系窒素化合物を所定量析出できる限り特に限定されず、圧延後の冷却速度や、Ｎと結合する元素（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔｅ等）の量およびＡｌ含有量に応じて適宜設定すれば良い。例えば、Ｎ含有量が０．００３５％以上になると、所定量のＡｌ系窒素化合物を析出させることができる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００４％（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％（より好ましくは０．０２２％以下）である。
Ｎは上記Ａｌと同様に、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ａｌ系窒素化合物の微細分散による転動疲労寿命向上効果を発揮させる上で重要な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０２５％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数密度が増加し、鋳造や圧延時に割れ傷が生じやすくなる。また、結晶粒が細かくなり過ぎるため、焼入れ性が低下し、大型部品に適用できず、且つ転動疲労寿命が低下することになる。Ｎ含有量の下限は、Ａｌ系窒素化合物を所定量析出できる限り特に限定されず、圧延後の冷却速度や、Ｎと結合する元素（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔｅ等）の量およびＡｌ含有量に応じて適宜設定すれば良い。例えば、Ｎ含有量が０．００３５％以上になると、所定量のＡｌ系窒素化合物を析出させることができる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００４％（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％（より好ましくは０．０２２％以下）である。
［Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼすばかりでなく、冷間加工性や熱間加工性も害する有害元素であり、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１％（より好ましくは０．００５％以下）である。
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼすばかりでなく、冷間加工性や熱間加工性も害する有害元素であり、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１％（より好ましくは０．００５％以下）である。
［Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％（より好ましくは０．００１５％以下）である。
Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％（より好ましくは０．００１５％以下）である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。尚、転動疲労寿命を高めるため、下記元素を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。
［Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも母相の焼入性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。これらの効果は、いずれも０．０３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、いずれの含有量も０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも母相の焼入性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。これらの効果は、いずれも０．０３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、いずれの含有量も０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。
［Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒の整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、ＮｂまたはＶで０．５％を超えると、Ｂで０．００５％を超えると、結晶粒が微細化し、不完全焼入れ相が生成しやすくなる。尚、より好ましい上限はＮｂおよびＶで０．３％（更に好ましくは０．１％以下）、Ｂで０．００３％（更に好ましくは０．００１％以下）である。
Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒の整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、ＮｂまたはＶで０．５％を超えると、Ｂで０．００５％を超えると、結晶粒が微細化し、不完全焼入れ相が生成しやすくなる。尚、より好ましい上限はＮｂおよびＶで０．３％（更に好ましくは０．１％以下）、Ｂで０．００３％（更に好ましくは０．００１％以下）である。
［Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒは、いずれも酸化物系介在物を球状化させ、転動疲労寿命向上に寄与する元素である。これらの効果は、ＣａまたはＲＥＭで０．０００５％以上、Ｍｇ、ＬｉまたはＺｒで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、過剰に含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず不経済となるので、夫々上記範囲内とするべきである。尚、より好ましい上限は、ＣａまたはＲＥＭで０．０３％（更に好ましくは０．０１％以下）、ＭｇまたはＬｉで０．０１％（更に好ましくは０．００５％以下）、Ｚｒで０．１５％（更に好ましくは０．１０％以下）である。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒは、いずれも酸化物系介在物を球状化させ、転動疲労寿命向上に寄与する元素である。これらの効果は、ＣａまたはＲＥＭで０．０００５％以上、Ｍｇ、ＬｉまたはＺｒで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、過剰に含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず不経済となるので、夫々上記範囲内とするべきである。尚、より好ましい上限は、ＣａまたはＲＥＭで０．０３％（更に好ましくは０．０１％以下）、ＭｇまたはＬｉで０．０１％（更に好ましくは０．００５％以下）、Ｚｒで０．１５％（更に好ましくは０．１０％以下）である。
［Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。これらの効果は、Ｐｂ、Ｂｉで０．０１％以上、Ｔｅで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、Ｐｂ、Ｂｉの含有量が０．５％を超えるか、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、圧延傷の発生等、製造上の問題が生じることになる。尚、より好ましい上限はＰｂおよびＢｉで０．３％（更に好ましくは０．２％以下）、Ｔｅで０．０７５％（更に好ましくは０．０５％以下）である。
Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。これらの効果は、Ｐｂ、Ｂｉで０．０１％以上、Ｔｅで０．０００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、Ｐｂ、Ｂｉの含有量が０．５％を超えるか、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、圧延傷の発生等、製造上の問題が生じることになる。尚、より好ましい上限はＰｂおよびＢｉで０．３％（更に好ましくは０．２％以下）、Ｔｅで０．０７５％（更に好ましくは０．０５％以下）である。
本発明の鋼材において、焼入れ・焼戻し後に鋼中に微細なＡｌ系窒素化合物を分散させるためには、鋼材の製造工程において、上記成分組成を満たす鋳片を用い、圧延後の冷却速度を制御することが重要である。圧延後の冷却過程で析出するＡｌ系窒素化合物は、その後の球状化焼鈍、部品加工、焼入れ・焼戻し過程を経ても同様の状態で残存したままである。そのため、Ａｌ系窒素化合物の析出温度範囲である８５０〜６５０℃までの温度範囲を、一次冷却速度（平均冷却速度）で０．１０〜０．９０℃／秒の範囲とし、６５０℃未満から室温（２５℃）までの二次冷却速度（平均冷却速度）を１℃／秒以上で冷却することで、焼入れ・焼戻し後の鋼中でもＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径を２５〜２００ｎｍにすると共に、円相当直径で２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物を１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下分散させることができる。
上記一次冷却速度が０．１０℃／秒未満の冷却では、Ａｌ系窒素化合物が粗大化し、０．９０℃／秒を超えると、Ａｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５ｎｍ未満となったり、所定の大きさの個数密度が１．１個／μｍ2未満となり、所望の大きさと個数が得られなくなる。また６５０℃未満での二次冷却速度を１℃／以上とすることによって、Ａｌ系窒素化合物の粗大化を抑制し、その大きさを制御することができる。
本発明の鋼材は、所定の部品形状にされた後焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるものであるが、鋼材段階の形状についてはこうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含むものであり、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決めることができる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１、２に示す各種化学成分組成の鋼材（試験Ｎｏ．１〜５１）を加熱炉またはソーキング炉で１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、９００〜１１００℃に加熱した後、圧延（圧延を模した鍛造も含む）して、直径：７０ｍｍの丸棒材を作製した。圧延終了後、８５０〜６５０℃までを様々な平均冷却速度で冷却すると共に（下記表３、４）、６５０℃未満から室温（２５℃）までを１℃／秒の平均冷却速度で冷却して圧延材または鍛造材を得た。
上記圧延材または鍛造材を、７９５℃（保持時間：６時間）で球状化焼鈍を施した後、切削によって皮削りを行なった。その後、直径：６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍの円盤を切り出し、８４０℃で３０分間加熱後の油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを実施した。最終的に仕上げ研磨を施して、表面粗さがＲａ（算術平均粗さ）で０．０４μｍ以下となる試験片を作製した。
上記で得られた試験片を用い、下記の条件にてＡｌ系窒素化合物の個数、大きさ、旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒（結晶粒度番号）を測定すると共に、疲労寿命、割れの有無を評価した。
［Ａｌ系窒素化合物の個数、大きさの測定］
Ａｌ系窒素化合物の分散状況の確認方法としては、熱処理後の試験片を切断し、この断面を研磨した後、その面にカーボン蒸着を行い、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によりＡｌ、Ｎを含むＡｌ系窒素化合物の成分を特定し、３００００倍の倍率にてその視野の観察を行なった。このとき、１視野を１６．８μｍ2とし、任意の３視野について観察し（合計５０．４μｍ2）、粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ」（商品名）］を用い、その大きさ（平均円相当直径）、および円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数（個数はμｍ2当りに換算：個数密度）を求めた。
Ａｌ系窒素化合物の分散状況の確認方法としては、熱処理後の試験片を切断し、この断面を研磨した後、その面にカーボン蒸着を行い、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によりＡｌ、Ｎを含むＡｌ系窒素化合物の成分を特定し、３００００倍の倍率にてその視野の観察を行なった。このとき、１視野を１６．８μｍ2とし、任意の３視野について観察し（合計５０．４μｍ2）、粒子解析ソフト［「粒子解析III ｆｏｒ Ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ」（商品名）］を用い、その大きさ（平均円相当直径）、および円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数（個数はμｍ2当りに換算：個数密度）を求めた。
［旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒（結晶粒度番号）の測定］
熱処理後の試験片を切断し、その断面を研磨した後、旧オーステナイト粒界現出腐食を行ない、表層から１５０μｍ深さ位置を４箇所撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて（標準図に基づく方法）旧オーステナイト粒度測定を実施した。
熱処理後の試験片を切断し、その断面を研磨した後、旧オーステナイト粒界現出腐食を行ない、表層から１５０μｍ深さ位置を４箇所撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて（標準図に基づく方法）旧オーステナイト粒度測定を実施した。
［疲労寿命の測定］
スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各鋼材（試験片）につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、疲労寿命Ｌ10（ワイプル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数）を評価した。このとき、疲労寿命Ｌ10（Ｌ10寿命）で１．０×１０7回以上を合格基準とした。
スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各鋼材（試験片）につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、疲労寿命Ｌ10（ワイプル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数）を評価した。このとき、疲労寿命Ｌ10（Ｌ10寿命）で１．０×１０7回以上を合格基準とした。
［割れの有無の評価］
圧延および鍛造後のサンプル表面を切削し、その表面を目視観察し、３ｍｍ以上の傷が認められた場合を割れ有りと判定した。
圧延および鍛造後のサンプル表面を切削し、その表面を目視観察し、３ｍｍ以上の傷が認められた場合を割れ有りと判定した。
これらの結果を、製造条件（８５０〜６５０℃までの平均冷却速度、二次冷却の有無）と共に、下記表３、４に併記する。
これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、試験Ｎｏ．３〜５、８、１０、１１、１４、１６〜２２、２７〜３２のものは、本発明で規定する要件（化学成分組成、Ａｌ系窒素化合物の大きさ、個数）または好ましい要件（旧γ結晶粒度番号）を満足するものであり、いずれも割れが生じることなく、優れた転動疲労寿命が達成されていることが分かる。
これに対し、試験Ｎｏ．１、２、６、７、９、１２、１３、１５、２３〜２６、３３〜５１のものは、本発明で規定する要件のいずれかが外れているため、いずれも転動疲労寿命が低くなっている。
試験Ｎｏ．１、６、１５、２３、２６、３３、３５、３７、３８のものは、圧延後の冷却条件が適切でないので、Ａｌ系窒素化合物の大きさが大きくなり過ぎているものであり（このうち、試験Ｎｏ．２３、２６、３３、３７、３８のものは、旧γ結晶粒度番号も外れる）、いずれも転動疲労寿命が低くなっている。
試験Ｎｏ．２、７、９、２４、２５のものは、冷却速度が速いので、試験Ｎｏ．４０のものは、Ｔｉ含有量が多くなってＴｉＮを形成するので、いずれもＡｌ系窒素化合物の個数が不足するものであり、試験Ｎｏ．３４のものは、Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっているので、Ａｌ系窒素化合物の個数密度および大きさが過剰となっているものであり、いずれも転動疲労寿命が低くなっている。
試験Ｎｏ．１２、１３のものは、Ａｌ系窒素化合物の個数の個数密度が過剰になっており、また好ましい要件である旧γ結晶粒度番号が本発明で規定する範囲を外れるものでありが、いずれも転動疲労寿命が低くなっている。
試験Ｎｏ．３６〜３９、４１〜５１のものは、本発明で規定する化学成分組成を外れるものであり（試験Ｎｏ．３７、３８は上記した要件も外れる）、いずれも転動疲労寿命が低くなっている。
これらのデータに基づいて、Ａｌ系窒素化合物（円相当直径が２５〜２００のＡｌ系窒素化合物）の個数密度と疲労寿命Ｌ10の関係を図１に、Ａｌ系窒素化合物の個数密度と大きさ（平均円相当直径）の関係を図２に（以上、化学成分的に本発明で規定する範囲を満足するものをプロット）夫々示すが、Ａｌ系窒素化合物の個数密度や大きさを適切に制御することによって、優れた疲労寿命Ｌ10（転動疲労寿命）が達成されることが分かる。
旧γ結晶粒度番号と疲労寿命Ｌ10の関係を図３に示すが、旧γ結晶粒度番号を適切な範囲とすることは、優れた疲労寿命Ｌ10（転動疲労寿命）を達成する上で有効な手段であることが分かる。また、一次冷却速度（平均冷却速度）とＡｌ系窒素化合物の大きさ（Ａｌ系窒素化合物の平均円相当直径）の関係を図４に示すが、一次冷却速度を適正な範囲に調整することは、Ａｌ系窒素化合物の大きさを制御する上で有効であることが分かる。
Claims (6)
- Ｃ：０．６５〜１．３０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の平均円相当直径が２５〜２００ｎｍであると共に、円相当直径が２５〜２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が１．１個／μｍ2以上、６．０個／μｍ2以下であることを特徴とする転動疲労寿命に優れた鋼材。
- 旧オーステナイトの平均結晶粒度番号が１１．５以下である請求項１に記載の転動疲労寿命に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１または２に記載の転動疲労寿命に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜３のいずれかに記載の転動疲労寿命に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜４のいずれかに記載の転動疲労寿命に優れた鋼材。
- 更に他の元素として、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１〜５のいずれかに記載の転動疲労寿命に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009272598A JP5406687B2 (ja) | 2009-11-30 | 2009-11-30 | 転動疲労寿命に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009272598A JP5406687B2 (ja) | 2009-11-30 | 2009-11-30 | 転動疲労寿命に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011117009A true JP2011117009A (ja) | 2011-06-16 |
| JP5406687B2 JP5406687B2 (ja) | 2014-02-05 |
Family
ID=44282667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009272598A Expired - Fee Related JP5406687B2 (ja) | 2009-11-30 | 2009-11-30 | 転動疲労寿命に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5406687B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012160675A1 (ja) * | 2011-05-25 | 2012-11-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた鋼材 |
| JP2013108171A (ja) * | 2011-10-25 | 2013-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 |
| JP2014019911A (ja) * | 2012-07-18 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2014040626A (ja) * | 2012-08-21 | 2014-03-06 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 |
| US10350676B2 (en) | 2013-04-23 | 2019-07-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Spring steel with excellent fatigue resistance and method of manufacturing the same |
| CN112111696A (zh) * | 2020-09-29 | 2020-12-22 | 钢铁研究总院 | 高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180897A (ja) * | 1997-09-04 | 1999-03-26 | Nippon Seiko Kk | 転がり軸受 |
| JP2002220638A (ja) * | 2001-01-26 | 2002-08-09 | Kawasaki Steel Corp | 軸受材料 |
| JP2007100126A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Ntn Corp | 転動部材および転がり軸受 |
| JP2007321190A (ja) * | 2006-05-31 | 2007-12-13 | Jfe Steel Kk | 疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2008088484A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Jfe Steel Kk | 疲労特性に優れた軸受用鋼部品およびその製造方法 |
-
2009
- 2009-11-30 JP JP2009272598A patent/JP5406687B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180897A (ja) * | 1997-09-04 | 1999-03-26 | Nippon Seiko Kk | 転がり軸受 |
| JP2002220638A (ja) * | 2001-01-26 | 2002-08-09 | Kawasaki Steel Corp | 軸受材料 |
| JP2007100126A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Ntn Corp | 転動部材および転がり軸受 |
| JP2007321190A (ja) * | 2006-05-31 | 2007-12-13 | Jfe Steel Kk | 疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2008088484A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Jfe Steel Kk | 疲労特性に優れた軸受用鋼部品およびその製造方法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012160675A1 (ja) * | 2011-05-25 | 2012-11-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた鋼材 |
| US9303302B2 (en) | 2011-05-25 | 2016-04-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel with excellent rolling-contact fatigue properties |
| JP2013108171A (ja) * | 2011-10-25 | 2013-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 |
| JP2014019911A (ja) * | 2012-07-18 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
| JP2014040626A (ja) * | 2012-08-21 | 2014-03-06 | Kobe Steel Ltd | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 |
| US10350676B2 (en) | 2013-04-23 | 2019-07-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Spring steel with excellent fatigue resistance and method of manufacturing the same |
| CN112111696A (zh) * | 2020-09-29 | 2020-12-22 | 钢铁研究总院 | 高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5406687B2 (ja) | 2014-02-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5425736B2 (ja) | 冷間加工性、耐摩耗性、及び転動疲労特性に優れた軸受用鋼 | |
| WO2012160675A1 (ja) | 転動疲労特性に優れた鋼材 | |
| JP5927868B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP5094126B2 (ja) | 転がり、摺動部品およびその製造方法 | |
| JP5400590B2 (ja) | 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材 | |
| JP5556151B2 (ja) | 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法 | |
| JP5406687B2 (ja) | 転動疲労寿命に優れた鋼材 | |
| JP6241136B2 (ja) | 肌焼鋼鋼材 | |
| JP5400591B2 (ja) | 冷間加工性に優れた軸受用鋼 | |
| JP5886119B2 (ja) | 肌焼鋼鋼材 | |
| JP4923776B2 (ja) | 転がり、摺動部品およびその製造方法 | |
| JP2010053429A (ja) | 耐高面圧性に優れた歯車 | |
| JP2012237052A (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JP4569961B2 (ja) | ボールネジまたはワンウェイクラッチ用部品の製造方法 | |
| JP5990428B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 | |
| WO2018212196A1 (ja) | 鋼及び部品 | |
| JP2006176863A (ja) | 転がり軸受用鋼 | |
| JP2009242918A (ja) | 転動疲労特性に優れた機械構造用部品およびその製造方法 | |
| JP5976581B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 | |
| JP2022170056A (ja) | 鋼材 | |
| JP6172378B2 (ja) | 肌焼鋼鋼線 | |
| JP2004124190A (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP6705344B2 (ja) | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP7368697B2 (ja) | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 | |
| TWI448565B (zh) | 轉動疲勞特性優異的鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110901 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130806 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131003 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20131029 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131101 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5406687 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |