JP2012062515A - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
JP2012062515A
JP2012062515A JP2010207163A JP2010207163A JP2012062515A JP 2012062515 A JP2012062515 A JP 2012062515A JP 2010207163 A JP2010207163 A JP 2010207163A JP 2010207163 A JP2010207163 A JP 2010207163A JP 2012062515 A JP2012062515 A JP 2012062515A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
cementite
rolling fatigue
fatigue characteristics
cold workability
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
Application number
JP2010207163A
Other languages
English (en)
Other versions
JP5425736B2 (ja
Inventor
Masaki Kaizuka
正樹 貝塚
Mutsuhisa Nagahama
睦久 永濱
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to JP2010207163A priority Critical patent/JP5425736B2/ja
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to BR112013005533A priority patent/BR112013005533A2/pt
Priority to EP11824893.9A priority patent/EP2617848A4/en
Priority to CN201180044233.6A priority patent/CN103097565B/zh
Priority to US13/820,865 priority patent/US9598752B2/en
Priority to KR1020137006289A priority patent/KR101408548B1/ko
Priority to PCT/JP2011/066847 priority patent/WO2012035884A1/ja
Priority to TW100128527A priority patent/TWI448567B/zh
Publication of JP2012062515A publication Critical patent/JP2012062515A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5425736B2 publication Critical patent/JP5425736B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
    • F16C33/58—Raceways; Race rings
    • F16C33/62—Selection of substances
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

【課題】球状化焼鈍後において実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮することができ、また軸受部材等として良好な耐摩耗性や転動疲労特性をも確保できる軸受用鋼を提供すること。
【解決手段】Ｃ：０．９〜１．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４９％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５〜０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上であることに特徴を有する軸受用鋼。
【選択図】なし

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軸受用鋼に関するものであり、特に冷間加工によって軸受部品や機械構造用部品を製造する際に良好な冷間加工性を発揮するとともに、加工後の部品において優れた耐摩耗性と転動疲労特性を発揮する軸受用鋼に関するものである。
軸受部品や機械構造用部品は、線材や棒鋼を切断、鍛造、切削等の加工を行なうことによって最終形状に加工されることになる。特に冷間加工（冷間圧延または冷間鍛造）に関しては、圧延材のままでは硬過ぎて冷間加工が困難であるので、冷間加工性の向上を目的として冷間加工に先立って球状化焼鈍が施されるのが一般的である。
良好な冷間加工性を確保することは、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ2排出量削減という観点からも重要である。良好な冷間加工性を確保するためには、変形抵抗が低いことや加工による割れが生じないこと等が必要な特性である。
また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、鋼材が耐摩耗性や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使用されている。しかしこの鋼材は炭素（０．９５〜１．１質量％）とＣｒ（１．３〜１．６質量％）の含有量が高く、転動疲労特性等に悪影響を及ぼす粗大な共晶炭化物（例えば１０μｍ以上の析出物）が生成し易い。この粗大な共晶炭化物の生成を防ぐには、分塊圧延後に高温（１２５０℃程度）でしかも長時間（１７時間程度）の拡散焼鈍を施してから圧延しなければならず、製造コストが高かった。またこの鋼材で製造した軸受部品は、転動疲労特性が不十分である問題が知られていた。
こうした状況の下、軸受用鋼としてこれまでにも様々な技術が提案されている。
例えば特許文献１には、Ｃ（０．６〜０．９５質量％未満）とＣｒ（１．３質量％未満）の含有量を低減させ、Ｂ（０．０００２〜０．０１質量％）を所定量含有させることによって、均質化熱処理の省略と球状化焼鈍時間の短縮によって製造コストを抑えると共に、優れた転動疲労特性と耐摩耗性を確保する技術が提案されている。しかしながら、この技術では、冷間鍛造性への配慮がなされておらず、冷間鍛造時に割れが発生するなどの問題が生じることがある。
一方、特許文献２には、Ｃ（０．７０〜０．９５質量％）の含有量を低減させて、拡散焼鈍時間の短縮を図りつつ、Ｓｂ（０．００１０質量％未満）を所定量含有させることによって、転動疲労特性の向上を図る技術が提案されている。しかしながら、この技術でも、冷間鍛造性への配慮がなされておらず、冷間鍛造時に割れが発生するなどの問題が生じることがある。
また特許文献３には、球状化焼鈍処理後、冷間伸線した後のフェライト平均粒径、セメンタイト平均粒径を規定し、冷間加工性を向上させた特許が開示されている。しかしながら、ＣとＣｒの含有量が多く、共晶炭化物が生成する場合があるため、拡散焼鈍しが必須となり、またさらに球状化焼鈍した後、２０〜４０％で冷間伸線を実施するため、鋼材の歩留まりが悪化し、製造コストが高くなる。
特開２０００−９６１８５号公報 特開平１０−１５８７９０号公報 特開２００１−２９４９７２号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、球状化焼鈍後において実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮することができ、また軸受部材等として良好な耐摩耗性や転動疲労特性をも確保できる軸受用鋼を確立することにある。更に本発明の他の目的はこのような優れた特性を兼備する軸受用鋼を拡散焼鈍を省略しても生産することが可能となる鋼材を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の軸受用鋼は、Ｃ：０．９〜１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４９％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５〜０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上である点に要旨を有するものである。
本発明では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種以上を含むことも好ましく、また更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含むことも好ましい実施態様である。
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（アスペクト比、円相当径）のセメンタイトを鋼材内に適切に分散（個数密度）させることによって、良好な冷間加工性と共に、優れた耐摩耗性や転動疲労特性（以下、転動疲労特性と耐摩耗性を併せて「耐久性」ということがある）をも確保できる軸受用鋼が実現できる。したがって、本発明の軸受用鋼を軸受部品に適用したときには、過酷な環境で用いられても優れた耐久性を発揮できるものとなる。またＣｒを低減した本発明の軸受用鋼は、従来のＳＵＪ２で必須とされていた長時間の拡散焼鈍を必要とせず、更に球状化焼鈍処理も短時間で行うことができるため、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ2排出量を削減するという観点からも有用である。
図１は、実施例Ｎｏ．２の鋼片において確認された粗大な炭化物の写真である。 図２は、セメンタイトの平均円相当直径と、変形抵抗低減率とＬ１０寿命比の関係をプロットしたグラフである。 図３は、セメンタイトの個数密度と摩耗比の関係をプロットしたグラフである。
本発明者らは、優れた冷間加工性と耐久性を発揮する軸受用鋼の実現を目指して、様々な角度から検討した。そして、鋼材の冷間加工性を良好にし、且つ耐久性を向上させるためには、鋼材の化学成分組成を適切に制御すると共に、セメンタイトを制御すること、特に下記（Ａ）、（Ｂ）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）冷間加工性と転動疲労特性の向上には、セメンタイトの大きさ（平均円相当直径と平均アスペクト比）を所定の範囲に制御すること
（Ｂ）耐摩耗性の向上には、セメンタイトの個数密度を所定の範囲に制御すること
本発明者らは、上記知見に基づき、鋼材の冷間加工性、耐摩耗性及び転動疲労特性を向上させるべく、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材中の化学成分組成を制御すると共に、その製造条件を制御し、球状化焼鈍後にセメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５〜０．６μｍであり、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上であるようにすれば、鋼材の上記特性を良好にできることを見出し、本発明を完成した。
また本発明ではＣｒ含有量を低減させることによって、粗大な共析炭化物の生成を抑制しているが、Ｃｒ含有量を低減させると上記規定のセメンタイトを満足する鋼を得ることが難しくなる。そこで製造条件について研究を重ねた結果、Ｃｒ含有量を低減させても、製造条件を厳密に制御することによって、上記規定のセメンタイトを満足できると共に、従来鋼（ＳＵＪ２）で必須とされていた長時間の拡散焼鈍を省略し、更に球状化焼鈍処理時間を短縮しても、上記優れた特性を有する本発明の軸受用鋼を製造可能であることを見出した。
まず、本発明で特定するセメンタイトについて説明する。
本発明では、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下である必要がある。この平均アスペクト比が２．００よりも大きくなると、冷間加工時にセメンタイトに応力が集中し易くなり、界面で亀裂が発生して割れが発生し易くなると共に、転動疲労特性も悪くなる。平均アスペクト比は好ましくは１．９０以下、より好ましくは１．７０以下である。上記アスペクト比はセメンタイトの長径と短径の比であって、後記実施例に記載の測定方法に基づくものである。また本発明の平均アスペクト比は、１２視野の平均値である。
また本発明では、セメンタイトの平均的な大きさも冷間加工性や転動疲労特性に影響を与えることから、平均円相当直径を０．３５〜０．６μｍとする必要がある。セメンタイトの平均円相当直径が０．３５μｍ未満の場合、分散強化によって変形抵抗が増大し、冷間加工性が悪化する。また０．３５μｍ未満の場合、焼入れ・焼戻し処理によってセメンタイトが消失してしまい、所望の耐久性が得られなくなる。好ましい平均円相当直径は０．４０μｍ以上、より好ましく０．４５μｍ以上である。一方、セメンタイトの平均円相当直径が０．６μｍを超えると、焼入れ・焼戻し後のセメンタイト周囲の脆弱部が大きくなるため、亀裂が発生・進展し易くなって、転動疲労特性が悪くなる。好ましい平均円相当直径は０．５５μｍ以下、より好ましく０．５μｍ以下である。
上記円相当直径とは、セメンタイト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、後記実施例で説明するが、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の観察面上で認められるセメンタイトのものであって、本発明の平均円相当直径とは、１２視野の平均値である。
更に本発明では、上記セメンタイトを観察した際に確認される円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ2未満では、硬質であるセメンタイトの分散による耐摩耗性向上効果が有効に発揮されなくなる。したがって円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度は、好ましくは０．４８個／μｍ2以上、より好ましくは０．５１個／μｍ2以上である。個数密度の上限については、特に限定しないがあまり多くなり過ぎると、分散強化によって変形抵抗が増大し、冷間加工性が悪化することがある。セメンタイトの個数密度は、好ましくは１．０個／μｍ２以下、より好ましくは０．７５個／μｍ２以下である。本発明の個数密度は、後記実施例で説明するが、１２視野を観察して得られた値である。
なお、上記セメンタイトの観察においては観察からは粗大な析出物は除外している。粗大な析出物とは例えば長径が１０μｍ以上のものをいう。
上記セメンタイトの各値は、実施例に記載した方法に基づいて測定したものである。実施例において記載しているが、本発明では鋼材のＤ／４位置（Ｄは直径）を観察した値を採用している。これはＤ／４位置の測定結果が上記本発明の規定を満たせば、冷間加工性だけでなく、加工後の部品の耐摩耗性と転動疲労特性に優れた特性を発揮するからである。
本発明の鋼材は、Ｃｒの含有量の低減を含め、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ等）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：０．９〜１．１０％］
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、セメンタイトを分散させて耐摩耗性、転動疲労特性を付与すると共に、冷間加工性を向上させ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０．９％以上含有させなければならず、好ましくは０．９５％以上、より好ましくは０．９７％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芯部に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１．１０％以下、好ましくは１．０７％以下、より好ましくは１．０３％以下に抑えるべきである。
［Ｓｉ：０．０５〜０．４９％］
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０．２％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冷間加工性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は０．４９％以下、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下に抑えるべきである。
［Ｍｎ：０．１〜１．０％］
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性向上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冷間加工性が著しく低下するので、Ｍｎ含有量は１．０％以下、好ましくは０．８５％以下、より好ましくは０．８％以下に抑えるべきである。
［Ｐ：０．０５％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、冷間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、０．０５％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：０．０５％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、ＦｅＳとして粒界に析出し、冷間加工性を低下させる元素である。また、ＭｎＳとして析出し、転動疲労特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、Ｓ含有量は、０．０５％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：０．０３〜０．４０％］
Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性および冷間加工性を向上させる元素である。このような効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０３％以上とする必要がある。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒは偏析し易い元素であるため、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労特性がかえって低下する。従ってＣｒ量は０．４０％以下とする。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３％以下である。
［Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸元素として有効であり、鋼中の酸素量を低減して、転動疲労特性を高める作用を有すると共に、Ｎと結合してＡｌＮを形成して転動疲労特性を向上させる元素である。こうした効果を得るためにはＡｌを０．０１５％以上含有させることが望ましいが、このＡｌ量が過剰になると、アルミナ系の介在物が粗大化して転動疲労特性を低下させる。したがってＡｌ量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
［Ｎ：０．００２〜０．０２５％］
Ｎは上記Ａｌと結合し、Ａｌ系窒素化合物の微細分散による転動疲労特性向上効果を発揮させる元素である。このような効果を発揮させるには、Ｎ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮを形成し、転動疲労特性が低下する。従ってＮ量は、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｔｉ：０．００３０％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０．００３０％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％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％以下、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、転動疲労特性を高めるため、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種以上を含む］
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って任意の１種以上を含有させることができる。これらの効果は、いずれも好ましくは０．０３％以上、より好ましく０．０５％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も０．２５％を超えると加工性が劣化することになる。好ましくは０．２３％以下、より好ましく０．２０％以下である。
［Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｎｂ、およびＶは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒を整粒化し、転動疲労特性を向上させる上で有効な元素であって、単独、或いは併用できる。これらの効果は、いずれも好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％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０．５％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。好ましい含有量は夫々０．３％以下、より好ましくは０．１％以下である。
本発明ではＣｒ含有量を上記範囲で規定しているが、Ｃｒ含有量を０．４０％以下に低減させると上記所定の大きさのセメンタイトを安定的に分散させることが難しくなる。そのため本発明の鋼材において、球状化焼鈍し後に所定の大きさのセメンタイトを確保するためには、その製造条件（特に圧延後に行う球状化焼鈍条件）も適切に制御する必要がある。本発明では、熱間圧延して得られた鋼材を平均昇温速度４０〜１００℃／ｈｒで均熱温度（Ａ１点＋１０℃〜Ａ１点＋４０℃）まで加熱し、該均熱温度で４〜８時間保持した後、該均熱温度から（Ａ１点−６０℃）までを、一次冷却速度（平均冷却速度）で、５〜１５℃／ｈｒの範囲とし、更に室温（２５℃）までの二次冷却を放冷とすることで、上記所定の大きさのセメンタイトを安定的に分散させることができる。
上記平均昇温速度が４０℃／ｈｒ未満では、セメンタイトが粗大化してしまい、上記所望の平均円相当直径のセメンタイトが得られなくなると共に、セメンタイトの分散状態（即ち、所定の個数密度）が得られなくなる。１００℃／ｈｒを超えると、パーライトを分断できず、セメンタイトのアスペクト比が上記所定値を超えてしまう。また１００℃／ｈｒを超えるとセメンタイトが小さくなり、上記所定の平均円相当直径を有するセメンタイトが得られなくなる。好ましい平均昇温速度は５０℃／ｈｒ以上、より好ましくは６０℃／ｈｒ以上、好ましくは９０℃／ｈｒ以下、より好ましく８０℃／ｈｒ以下である。
上記均熱温度がＡ１点＋１０℃未満では、パーライトを分断できず、セメンタイトのアスペクト比が上記所定値を超えてしまう。また均熱温度がＡ１点＋４０℃を超えるとパーライト中のセメンタイトが過剰に固溶して再生パーライトが析出するため、アスペクト比が上記所定値を超えてしまう。
上記均熱温度（Ａ１点＋１０℃〜Ａ１点＋４０℃）での保持時間が４時間未満では、セメンタイト径が小さくなり、上記所定の大きさが得られなくなる。また保持時間が８時間を超えるとセメンタイトの粗大化が進み、セメンタイト径が大きくなり、上記所定の大きさが得られなくなると共に、セメンタイトの分散状態が得られなくなる。
上記一次冷却速度が５℃／ｈｒ未満の冷却では、セメンタイトが粗大化し、所望の大きさが得られなくなる。また１５℃／ｈｒを超えるとセメンタイト径が小さくなり、上記所定の大きさが得られなくなる。
なお、一次冷却は均熱温度から（Ａ１点−６０℃）までの範囲としたのは、上記規定のセメンタイトを確実に得るために設定した温度である。したがって、上記規定のセメンタイトが得られるのであれば、一時冷却終了温度が高くてもよい（例えばＡ１点−５０℃など）。またＡ１点−６０℃を超えて上記一次冷却速度で冷却をすると、生産性が悪化する。
また上記二次冷却速度は特に限定されないが、生産性向上の観点から放冷（大気放冷）とすることが望ましい。
本発明の鋼材は、上記のような球状化焼鈍を行なった後、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・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。
なお、上記本発明の軸受用鋼は、球状化焼鈍を行った後の組織を規定しているが、球状化焼鈍後に上記規定の組織を満足する軸受用鋼は、所定の部品形状に加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて製造された軸受部品として使用した場合に、優れた耐摩耗性と転動疲労特性を発揮することを実験により確認している（後記実施例参照）。
以下、実施例を挙げ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適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、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に示す各種化学成分組成の鋼材を加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８００〜１１００℃の温度範囲で熱間圧延（圧延を模した鍛造も含む）して、直径：６５ｍｍの丸棒材を作製した。
得られた丸棒材を、表２記載の球状化熱処理条件（昇温速度、均熱温度、均熱時間、Ａｌ点−６０℃までの一次冷却速度）にて球状化焼鈍を施して試験材を得た。この際、Ａ１点−６０℃から室温（２５℃）までは大気放冷した（二次冷却）。
なお、Ｎｏ．１のみ分解圧延を実施した後、ソーキング炉で１２３０℃、１７時間のソーキング（拡散焼鈍）を実施してから熱間圧延を行った（Ｎｏ．１を比較対象となる基準鋼とした）。
［巨大炭化物の有無］
各試験材のＤ／２位置（Ｄは直径）について、断面マクロ組織を光学顕微鏡（倍率：１００倍）で観察して（観察数１視野）、巨大炭化物の有無を確認した。図１の写真に示すような１０μｍ以上の巨大炭化物が確認できた場合、巨大炭化物「有り」と判断した。
［セメンタイトの個数密度・平均円相当直径・平均アスペクト比］
試験材を長手方向（圧延方向）に対して垂直に切断し、この縦断面（圧延方向対して垂直方向）のＤ／４位置（Ｄは直径）で更に試験材を長手方向に水平に切断し、この水平切断面を鏡面研磨し、５％ピクラルで腐食して金属組織を顕出させた後、この水平切断面における前記Ｄ／４位置ライン上の任意の１２箇所（１視野当たり２６８８μｍ2）を走査電子顕微境（倍率：２０００倍）で観察・撮影し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングした。粒子解析ソフト（［粒子解析ＩＩＩ ｆｏｒ ｗｉｎｄｏｗｓ． Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ ＳＵＭＩＴＯＭＯ ＭＥＴＡＬ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製］）を用いて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径（μｍ）を算出し、１２視野の平均値を求めた（「平均円相当直径」）。
また単位面積あたりに存在する円相当直径が０．１３μｍ以上のセメンタイト粒子の個数（個／μｍ2）を求めた（「個数密度」）。
更にセメンタイトのアスペクト比を求め、１２視野の平均値を求めた（「平均アスペクト比」）。
なお、上記セメンタイトの測定においては０．１３μｍ未満のものは測定対象外とした。
［冷間加工性（割れ・変形抵抗）］
上記試験材を用いて、試験材の中心部から直径：１４ｍｍ、高さ：２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、冷間加工性を評価するための試験片とした。
試験片はプレス試験機を用いて、加工率（圧縮率）６０％で冷間加工した後、試験片の側面を光学顕微鏡で観察し（倍率：２０倍）、割れ発生の有無を確認した。また試験片を加工率（圧縮率）４０％で冷間加工した際の変形抵抗（ＭＰａ）を測定し、鋼種Ｎｏ．１の試験片の変形抵抗との対比によって変形抵抗低減率を算出し、評価を行った。なお、上記加工率は［｛（１−Ｌ／Ｌ0）｝×１００（％）］（Ｌは加工前の試験片の長さ、Ｌ0は加工後の試験片の長さ）で示されるものである。
評価基準：試験片に割れがなく、かつ変形抵抗低減率がＮｏ．１の試験片に対して５％以上のものを冷間加工性に優れる（○）と判断した。一方、変形抵抗はＮｏ．１よりも高いものや、変形抵抗が低減しても変形抵抗低減率が５％未満のものは冷間加工性に劣る（×）と判断した。
［転動疲労特性］
試験材からスラスト試験片（形状：円盤 サイズ：Φ６０ｍｍ×２ｍｍ厚さ）を作製し、スラスト型転動疲労試験機（「ＦＪ−５Ｔ」 株式会社富士試験機製作所製）にて、繰り返し速度：１８００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各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。
Ｎｏ．１の試験片の疲労寿命Ｌ10（Ｌ１０寿命）を１．０とし、１．０以上のＬ１０寿命を有する試験片を転動疲労特性に優れると判断した。
［耐摩耗性］
上記スラスト試験片に対し、スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１８００ｒｐｍ、面圧：５．３Ｇｐａ、中止回数：１×１０8回の条件にて、回転させた際の摩耗深さを摩耗量とした。このとき各鋼材における試験回数は、夫々３回ずつ（ｎ＝３）とした。Ｎｏ．１の試験片の摩耗量を１とし、１．００以下の摩耗量を有する試験片を耐摩耗性に優れると判断した。
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、Ｎｏ．３〜６、８、９、１２、１３、１６、１７、２０、２１、２３、２４、２７〜２９は、本発明で規定する要件（化学成分組成、セメンタイトの円相当直径、アスペクト比、個数密度）を満足するものであり、いずれも割れが生じることなく従来鋼（Ｎｏ．１：ＳＵＪ２）と比べて変形抵抗も低く冷間加工性に優れており、また加工後の試験片の転動疲労特性や耐摩耗性にも優れていた。
Ｎｏ．２は、Ｃｒ含有量が多いため、鋼片に巨大炭化物が生じており、冷間加工性、転動疲労特性、及び耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
Ｎｏ．７、１０、１１、１４、１５、１８、１９、及び２２は、本発明で規定する球状化熱処理条件の範囲を外れる例である。
Ｎｏ．７は、昇温速度が遅いため、セメンタイトの平均円相当直径と個数密度が本発明で規定する範囲を外れており、転動疲労特性と耐摩耗性が劣っている。
Ｎｏ．１０は、昇温速度が速いため、セメンタイトの平均円相当直径と平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を外れており、冷間加工性、転動疲労特性、及び耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
Ｎｏ．１１は、均熱温度が低いため、セメンタイトの平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を上回っており、冷間加工性、転動疲労特性、及び耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
Ｎｏ．１４は、均熱温度が高いため、セメンタイトの平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を上回っており、転動疲労特性、及び耐摩耗性が劣っていると共に、試験片に割れが生じていた。
Ｎｏ．１５は、均熱時間が短いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を下回っており、冷間加工性が劣っている。
Ｎｏ．１８は、均熱時間が長いため、セメンタイトの平均円相当直径と個数密度が本発明で規定する範囲を外れており、転動疲労特性と耐摩耗性が劣っている。
Ｎｏ．１９は、一次冷却速度（Ａ１点−６０℃までの冷却速度）が遅いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を上回っており、転動疲労特性が劣っている。
Ｎｏ．２２は、一次冷却速度が速いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明で規定する範囲を下回っており、冷間加工性が劣っている。
Ｎｏ．２５、２６、３０〜３１は、本発明で規定する化学成分の範囲を外れる例である。
Ｎｏ．２５は、Ｃ含有量が少ないため、セメンタイトの個数密度が不十分となり、耐摩耗性が劣っている。
Ｎｏ．２６は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏが本発明で規定する範囲を外れているため、セメンタイトの個数密度が不十分となり、冷間加工性と転動疲労特性が劣っている。
Ｎｏ．３０は、Ｃｒ、Ｏ含有量が多いため、セメンタイトの平均円相当直径が本発明の規定を下回ると共に、鋼片に巨大炭化物が生じており、転動疲労特性が劣っている。
Ｎｏ．３１は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ、Ｐ、Ｓ含有量が本発明で規定する範囲を外れているため、転動疲労特性が劣っている。
Ｎｏ．３２は、ＣｒとＮが本発明で規定する範囲を外れているため、冷間加工性と転動疲労特性が劣っている。
これらのデータに基づいて、セメンタイトの平均円相当直径と、変形抵抗低減率（冷間加工性）とＬ１０寿命比（転動疲労特性）の関係を図２（本発明で規定する化学成分組成を満たし、且つ平均アスペクト比が２．００以下の例のみをプロット）に示すが、セメンタイトの大きさを適切に制御することが、冷間加工性と転動疲労特性の向上に有効であることが分かる。
同様にしてセメンタイトの個数密度と摩耗比（耐摩耗性）の関係を図３（本発明で規定する化学成分組成を満たし、且つアスペクト比が２．００以下の例のみをプロット）に示すが、セメンタイトの個数密度を適切に制御することが、耐摩耗性の向上に有効であることが分かる。

Claims (3)

  1. Ｃ：０．９〜１．１０％（質量％の意味、以下同じ）、
    Ｓｉ：０．０５〜０．４９％、
    Ｍｎ：０．１〜１．０％、
    Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、
    Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｎ：０．００２〜０．０２５％、
    Ｔｉ：０．００３０％以下（０％を含まない）、および
    Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、セメンタイトの平均アスペクト比が２．００以下、セメンタイトの平均円相当直径が０．３５〜０．６μｍであると共に、円相当直径０．１３μｍ以上のセメンタイトの個数密度が０．４５個／μｍ２以上であることを特徴とする冷間加工性、耐摩耗性及び転動疲労特性に優れた軸受用鋼。
  2. 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に記載の軸受用鋼。
  3. 更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の軸受用鋼。
JP2010207163A 2010-09-15 2010-09-15 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 Expired - Fee Related JP5425736B2 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010207163A JP5425736B2 (ja) 2010-09-15 2010-09-15 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
EP11824893.9A EP2617848A4 (en) 2010-09-15 2011-07-25 STEEL WITH BEARINGS
CN201180044233.6A CN103097565B (zh) 2010-09-15 2011-07-25 轴承用钢
US13/820,865 US9598752B2 (en) 2010-09-15 2011-07-25 Bearing steel
BR112013005533A BR112013005533A2 (pt) 2010-09-15 2011-07-25 aço de mancal
KR1020137006289A KR101408548B1 (ko) 2010-09-15 2011-07-25 베어링용 강
PCT/JP2011/066847 WO2012035884A1 (ja) 2010-09-15 2011-07-25 軸受用鋼
TW100128527A TWI448567B (zh) 2010-09-15 2011-08-10 軸承用鋼

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010207163A JP5425736B2 (ja) 2010-09-15 2010-09-15 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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2012062515A true JP2012062515A (ja) 2012-03-29
JP5425736B2 JP5425736B2 (ja) 2014-02-26

Family

ID=45831359

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2010207163A Expired - Fee Related JP5425736B2 (ja) 2010-09-15 2010-09-15 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

Country Status (8)

Country Link
US (1) US9598752B2 (ja)
EP (1) EP2617848A4 (ja)
JP (1) JP5425736B2 (ja)
KR (1) KR101408548B1 (ja)
CN (1) CN103097565B (ja)
BR (1) BR112013005533A2 (ja)
TW (1) TWI448567B (ja)
WO (1) WO2012035884A1 (ja)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103160742A (zh) * 2013-03-28 2013-06-19 宝山钢铁股份有限公司 一种耐磨钢板及其制造方法
WO2013146124A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
WO2013146123A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
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
JP2014177693A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れた鋼材の製造方法
JP2014177690A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用鋼の製造方法
JP2015143377A (ja) * 2014-01-31 2015-08-06 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造用高炭素低Ｃｒ鋼材の球状化熱処理方法
JP2015183265A (ja) * 2014-03-25 2015-10-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法
WO2022065200A1 (ja) * 2020-09-24 2022-03-31 Ntn株式会社 軸受部品および転がり軸受

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI494179B (zh) * 2012-09-28 2015-08-01 Twdt Prec Co Ltd Mandrel manufacturing method
WO2015141840A1 (ja) * 2014-03-20 2015-09-24 新日鐵住金株式会社 良加工性鋼線材およびその製造方法
JP6177753B2 (ja) * 2014-11-17 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板およびその製造方法
DE102015220299A1 (de) 2014-11-21 2016-05-25 Hyundai Motor Company Lagerstahl mit verbesserter Dauerhaltbarkeit und Verfahren zur Herstellung desselbigen
CN106756629A (zh) * 2015-11-24 2017-05-31 徐文萍 一种布氏硬度增强的轴承的制造方法
CN106756630A (zh) * 2015-11-24 2017-05-31 徐文萍 一种布氏硬度增强的轴承
CN106756633A (zh) * 2015-11-25 2017-05-31 徐文萍 一种洛氏硬度增强的轴承
CN106756631A (zh) * 2015-11-25 2017-05-31 徐文萍 一种洛氏硬度增强的轴承的制造方法
CN106756632A (zh) * 2015-11-25 2017-05-31 徐文萍 一种洛氏硬度增强的轴承钢
CN106801191A (zh) * 2015-11-25 2017-06-06 徐文萍 一种洛氏硬度增强的轴承钢的制备方法
CN106801205A (zh) * 2015-11-26 2017-06-06 徐文萍 一种抗拉强度增强的轴承钢
CN106801203A (zh) * 2015-11-26 2017-06-06 徐文萍 一种布氏硬度增强的轴承钢的制备方法
CN106801204A (zh) * 2015-11-26 2017-06-06 徐文萍 一种抗拉强度增强的轴承
CN106801192A (zh) * 2015-11-26 2017-06-06 徐文萍 一种布氏硬度增强的轴承钢
CN106086678B (zh) * 2016-08-02 2018-03-20 建龙北满特殊钢有限责任公司 高寿命轴承钢材料及其加工方法
CN106636883B (zh) * 2016-09-23 2018-03-06 龙南日升昌新材料研发有限公司 高寿命轴承钢及其制造方法
KR102421642B1 (ko) * 2019-12-20 2022-07-18 주식회사 포스코 베어링용 선재 및 이의 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63135615A (ja) * 1986-11-27 1988-06-08 Daido Steel Co Ltd 転動寿命のすぐれた軸受鋼
JPH09125202A (ja) * 1995-11-01 1997-05-13 Sanyo Special Steel Co Ltd 軸受用鋼
JPH09302444A (ja) * 1996-05-14 1997-11-25 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼
JPH10122243A (ja) * 1996-10-22 1998-05-12 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
JP2001049388A (ja) * 1999-08-03 2001-02-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性に優れた軸受要素部品用の鋼線材、棒鋼及び鋼管
JP2001294972A (ja) * 2000-04-18 2001-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受用鋼材
JP2007224410A (ja) * 2006-01-24 2007-09-06 Kobe Steel Ltd 伸線性に優れた軸受鋼線材およびその製造方法
JP2008088478A (ja) * 2006-09-29 2008-04-17 Jfe Steel Kk 疲労特性に優れた軸受用鋼部品

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3308836B2 (ja) 1996-12-06 2002-07-29 川崎製鉄株式会社 軸受用鋼
JP3713975B2 (ja) * 1998-09-17 2005-11-09 住友金属工業株式会社 軸受用鋼
JP4343357B2 (ja) 1998-11-11 2009-10-14 Ｎｔｎ株式会社 高温用転がり軸受部品
JP3572993B2 (ja) * 1999-04-22 2004-10-06 住友金属工業株式会社 鋼線材、鋼線及びその製造方法
JP2000319748A (ja) * 1999-05-06 2000-11-21 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命高周波焼入用鋼及びその製造方法
JP3528676B2 (ja) * 1999-05-07 2004-05-17 住友金属工業株式会社 鋼線材、鋼線及びその製造方法
JP3971569B2 (ja) * 2000-12-20 2007-09-05 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用熱間圧延線材
JP4003450B2 (ja) * 2001-12-13 2007-11-07 住友金属工業株式会社 鋼線材、鋼線及びその製造方法
JP3922026B2 (ja) * 2002-01-07 2007-05-30 住友金属工業株式会社 鋼線材および鋼線
JP3997867B2 (ja) 2002-09-04 2007-10-24 住友金属工業株式会社 鋼線材とその製造法及び当該鋼線材を用いる鋼線の製造法
EP1595966B1 (en) * 2003-01-30 2012-02-22 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel pipe for bearing elements, and methods for producing and cutting the same
JP4016894B2 (ja) * 2003-06-12 2007-12-05 住友金属工業株式会社 鋼線材及び鋼線の製造方法
JP4319001B2 (ja) 2003-10-10 2009-08-26 Ｎｔｎ株式会社 転がり軸受
CN100480411C (zh) 2004-11-30 2009-04-22 新日本制铁株式会社 高强度弹簧用钢及钢线
JP4559959B2 (ja) 2004-11-30 2010-10-13 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼
JP4555768B2 (ja) 2004-11-30 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼線
US10131973B2 (en) * 2004-11-30 2018-11-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength spring steel and steel wire
CN101565801A (zh) * 2008-04-22 2009-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高碳铬轴承钢及其制造方法
JP5400590B2 (ja) * 2009-11-30 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63135615A (ja) * 1986-11-27 1988-06-08 Daido Steel Co Ltd 転動寿命のすぐれた軸受鋼
JPH09125202A (ja) * 1995-11-01 1997-05-13 Sanyo Special Steel Co Ltd 軸受用鋼
JPH09302444A (ja) * 1996-05-14 1997-11-25 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼
JPH10122243A (ja) * 1996-10-22 1998-05-12 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
JP2001049388A (ja) * 1999-08-03 2001-02-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性に優れた軸受要素部品用の鋼線材、棒鋼及び鋼管
JP2001294972A (ja) * 2000-04-18 2001-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受用鋼材
JP2007224410A (ja) * 2006-01-24 2007-09-06 Kobe Steel Ltd 伸線性に優れた軸受鋼線材およびその製造方法
JP2008088478A (ja) * 2006-09-29 2008-04-17 Jfe Steel Kk 疲労特性に優れた軸受用鋼部品

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104204265B (zh) * 2012-03-30 2015-10-14 株式会社神户制钢所 冷加工性优异的轴承用钢材及其制造方法
WO2013146124A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
WO2013146123A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
CN104204265A (zh) * 2012-03-30 2014-12-10 株式会社神户制钢所 冷加工性优异的轴承用钢材及其制造方法
US9090959B2 (en) 2012-03-30 2015-07-28 Kobe Steel, Ltd. Bearing steel excellent in cold workability and manufacturing method thereof
US9624559B2 (en) 2012-03-30 2017-04-18 Kobe Steel, Ltd. Bearing steel excellent in rolling-contact fatigue properties and method for producing same
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
JP2014177693A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れた鋼材の製造方法
JP2014177690A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用鋼の製造方法
CN103160742A (zh) * 2013-03-28 2013-06-19 宝山钢铁股份有限公司 一种耐磨钢板及其制造方法
JP2015143377A (ja) * 2014-01-31 2015-08-06 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造用高炭素低Ｃｒ鋼材の球状化熱処理方法
JP2015183265A (ja) * 2014-03-25 2015-10-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法
WO2022065200A1 (ja) * 2020-09-24 2022-03-31 Ntn株式会社 軸受部品および転がり軸受

Also Published As

Publication number Publication date
KR101408548B1 (ko) 2014-06-17
KR20130037227A (ko) 2013-04-15
TW201211279A (en) 2012-03-16
TWI448567B (zh) 2014-08-11
EP2617848A1 (en) 2013-07-24
US20130183191A1 (en) 2013-07-18
CN103097565A (zh) 2013-05-08
JP5425736B2 (ja) 2014-02-26
BR112013005533A2 (pt) 2016-05-03
CN103097565B (zh) 2016-11-23
WO2012035884A1 (ja) 2012-03-22
US9598752B2 (en) 2017-03-21
EP2617848A4 (en) 2015-07-01

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
KR101520208B1 (ko) 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
JP5332646B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
WO2012073485A1 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
TWI485267B (zh) 轉動疲勞特性優異之軸承用鋼材及其製造方法
WO2012160675A1 (ja) 転動疲労特性に優れた鋼材
JP6109729B2 (ja) 浸炭処理時の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼
JP5400591B2 (ja) 冷間加工性に優れた軸受用鋼
JP6631640B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法
JP5400590B2 (ja) 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材
JP2012140674A (ja) 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法
JP2009263763A (ja) 浸炭用鋼の製造方法
JP5406687B2 (ja) 転動疲労寿命に優れた鋼材
JP4959471B2 (ja) 靭性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管及びその製造方法
JP5463662B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受鋼およびその製造方法
JP2017133052A (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法
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
JP5679440B2 (ja) 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、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
KR101527337B1 (ko) 냉간 가공성이 우수한 베어링용 강재 및 그의 제조 방법
WO2012160677A1 (ja) 冷間加工性に優れた軸受用鋼
JP2018035421A (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
CN117062933A (zh) 机械结构零件用钢丝及其制造方法
WO2017154652A1 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、その製造方法及び軸受部品

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20120828

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: 20131112

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20131127

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Ref document number: 5425736

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees