JP3426496B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法Info
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- JP3426496B2 JP3426496B2 JP11594098A JP11594098A JP3426496B2 JP 3426496 B2 JP3426496 B2 JP 3426496B2 JP 11594098 A JP11594098 A JP 11594098A JP 11594098 A JP11594098 A JP 11594098A JP 3426496 B2 JP3426496 B2 JP 3426496B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、浸炭あるいは浸炭
窒化により表面硬化して使用される歯車やシャフト、軸
受等の用途に、元々の鋼材が持っている水素や熱処理雰
囲気、使用中の環境等から侵入する水素に起因して発生
する遅れ破壊に優れた抵抗性を有する高強度かつ長寿命
の浸炭鋼及びその製造方法に関するものである。
窒化により表面硬化して使用される歯車やシャフト、軸
受等の用途に、元々の鋼材が持っている水素や熱処理雰
囲気、使用中の環境等から侵入する水素に起因して発生
する遅れ破壊に優れた抵抗性を有する高強度かつ長寿命
の浸炭鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】遅れ破壊はボルトや橋梁等の構造物のよ
うに、引張応力下の状態で使用環境等の外部から侵入す
る水素や鋼材に内在する水素から発生することは広く知
られている。これらの分野では、素材の硬さや合金元素
の調整等の材料面からの対策がとられることも多い。従
来、浸炭あるいは浸炭窒化により表面硬化して使用され
る歯車やシャフト等では、遅れ破壊はあまり問題にされ
なかったが、一部、ボルト部分を有する浸炭部品では遅
れ破壊が問題になることがあり、例えば特開平４−２９
７５５０ではＭｏ−Ｖの複合添加により遅れ破壊強度の
向上が図られることを紹介している。しかし、この鋼は
多量のＭｏやＶの添加を必要とし経済的とは言い難く、
また歯車等で重要な転動寿命等の特性についても触れら
れていない。
うに、引張応力下の状態で使用環境等の外部から侵入す
る水素や鋼材に内在する水素から発生することは広く知
られている。これらの分野では、素材の硬さや合金元素
の調整等の材料面からの対策がとられることも多い。従
来、浸炭あるいは浸炭窒化により表面硬化して使用され
る歯車やシャフト等では、遅れ破壊はあまり問題にされ
なかったが、一部、ボルト部分を有する浸炭部品では遅
れ破壊が問題になることがあり、例えば特開平４−２９
７５５０ではＭｏ−Ｖの複合添加により遅れ破壊強度の
向上が図られることを紹介している。しかし、この鋼は
多量のＭｏやＶの添加を必要とし経済的とは言い難く、
また歯車等で重要な転動寿命等の特性についても触れら
れていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】発明者らは肌焼鋼の遅
れ破壊挙動を鋭意研究する中で、水素が侵入することに
より強度だけでなく、寿命特性についても低下すること
を見出しており、本発明が目指すものは、このような浸
炭あるいは浸炭窒化して使用される歯車やシャフト、軸
受等に適した長寿命でかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強
度浸炭用鋼を、化学成分の最適化とそれを可能にする製
造方法を開発することにより、安価に提供しようとする
ものである。
れ破壊挙動を鋭意研究する中で、水素が侵入することに
より強度だけでなく、寿命特性についても低下すること
を見出しており、本発明が目指すものは、このような浸
炭あるいは浸炭窒化して使用される歯車やシャフト、軸
受等に適した長寿命でかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強
度浸炭用鋼を、化学成分の最適化とそれを可能にする製
造方法を開発することにより、安価に提供しようとする
ものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】発明者らは、先の課題に
つき研究する中で、遅れ破壊の原因となる鋼中の水素を
微細なＴｉ系析出物によりトラップさせることにより、
無効化させ遅れ破壊の抵抗性を上げ、長寿命化が図られ
ることを見出した。また、その場合に、析出物の粒子径
は小さいほど水素をトラップする力が強く、出来るだけ
均一微細に分散を図ることが特性向上の上で有効である
ことを見出した。しかし、添加量を増量するだけでは析
出物が粗大化するだけで、トラップサイトとして有効な
微細析出物の量は増加せず、全体として水素のトラップ
力が弱まりことを見出した。また、粗大化した析出物は
応力集中源となり疲労強度や寿命特性を逆に低下させる
ようになり、添加量の最適化を図ることが重要であるこ
とと、析出物の微細化を確保するために鋼材の製造条件
の最適化が必要であることを見出した。
つき研究する中で、遅れ破壊の原因となる鋼中の水素を
微細なＴｉ系析出物によりトラップさせることにより、
無効化させ遅れ破壊の抵抗性を上げ、長寿命化が図られ
ることを見出した。また、その場合に、析出物の粒子径
は小さいほど水素をトラップする力が強く、出来るだけ
均一微細に分散を図ることが特性向上の上で有効である
ことを見出した。しかし、添加量を増量するだけでは析
出物が粗大化するだけで、トラップサイトとして有効な
微細析出物の量は増加せず、全体として水素のトラップ
力が弱まりことを見出した。また、粗大化した析出物は
応力集中源となり疲労強度や寿命特性を逆に低下させる
ようになり、添加量の最適化を図ることが重要であるこ
とと、析出物の微細化を確保するために鋼材の製造条件
の最適化が必要であることを見出した。
【０００５】すなわち、上記の目的を達成するための手
段は、請求項１の発明では、質量割合で、Ｃ：０．１０
〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以
下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物とからなり、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させることに
より優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用
鋼である。
段は、請求項１の発明では、質量割合で、Ｃ：０．１０
〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以
下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物とからなり、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させることに
より優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用
鋼である。
【０００６】請求項２の発明では、質量割合で、Ｃ：
Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２
０％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２
０％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、さらに、Ｎ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．０％の中から選択した１種ないし２
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからな
り、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭
窒化物を鋼中に微細分散させることにより、優れた遅れ
破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼である。
Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２
０％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２
０％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、さらに、Ｎ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．０％の中から選択した１種ないし２
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからな
り、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭
窒化物を鋼中に微細分散させることにより、優れた遅れ
破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼である。
【０００７】請求項３の発明では、請求項１又は請求項
２の手段の高強度長寿命浸炭用鋼において、さらに合金
成分として、質量割合でＢ：０．０００５〜０．００５
０％含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大
きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物
を鋼中に微細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破
壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼である。
２の手段の高強度長寿命浸炭用鋼において、さらに合金
成分として、質量割合でＢ：０．０００５〜０．００５
０％含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大
きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物
を鋼中に微細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破
壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼である。
【０００８】請求項４の発明では、質量割合で、Ｃ：
０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０
％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０℃の
温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８００
〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延ない
し鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさが平均
で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微
細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を
有する高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法である。
０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０
％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０℃の
温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８００
〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延ない
し鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさが平均
で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微
細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を
有する高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法である。
【０００９】請求項５の発明では、質量割合で、Ｃ：
０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０
％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：
０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％の中から選択した１種ないし２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる鋼
材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、
さらに、同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で所
定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することにより、
後の熱処理工程で大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭
化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴
とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭
用鋼の製造方法である。
０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０
％以下、Ｏ：１２ｐｐｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：
０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％の中から選択した１種ないし２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる鋼
材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、
さらに、同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で所
定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することにより、
後の熱処理工程で大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭
化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴
とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭
用鋼の製造方法である。
【００１０】請求項６の発明では、請求項４又は請求項
５の手段の高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法における鋼
材の合金成分に、さらに質量割合でＢ：０．００５〜
０．０５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とか
らなる鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・
圧延し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温
度で所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することに
より、後の熱処理工程で大きさが平均で７０ｎｍ以下の
Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたこと
を特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿
命浸炭用鋼の製造方法である。
５の手段の高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法における鋼
材の合金成分に、さらに質量割合でＢ：０．００５〜
０．０５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とか
らなる鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・
圧延し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温
度で所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することに
より、後の熱処理工程で大きさが平均で７０ｎｍ以下の
Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたこと
を特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿
命浸炭用鋼の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】この発明を実施するに当っての限
定理由について以下に述べる。まず、化学成分（以下、
「質量割合」とする。）の限定理由について述べる。
定理由について以下に述べる。まず、化学成分（以下、
「質量割合」とする。）の限定理由について述べる。
【００１２】Ｃ：０．１０〜０．４０％について、Ｃは
焼入性を確保し部品の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．１０％未満では焼入性が不足して十分な部
品強度を確保することが難しくなつため、下限を０．１
０％とする。また、０．４０％を超えると芯部強度が上
がりすぎて靱性が低下し、不安定破壊を起こしやすくな
るため、上限を０．４０％とする。
焼入性を確保し部品の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．１０％未満では焼入性が不足して十分な部
品強度を確保することが難しくなつため、下限を０．１
０％とする。また、０．４０％を超えると芯部強度が上
がりすぎて靱性が低下し、不安定破壊を起こしやすくな
るため、上限を０．４０％とする。
【００１３】Ｓｉ：０．０５〜０．５０％について、Ｓ
ｉは脱酸剤や焼入性向上のために添加されるが、０．０
５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超え
ると加工性が低下するため、下限を０．０５％、上限を
０．５０％とする。
ｉは脱酸剤や焼入性向上のために添加されるが、０．０
５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超え
ると加工性が低下するため、下限を０．０５％、上限を
０．５０％とする。
【００１４】Ｍｎ：０．２〜２．０％について、Ｍｎも
Ｓｉと同様、脱酸材や焼入性向上のために添加される
が、０．２０％未満では焼入性が不足し、２．０％を超
えると、著しく加工性が低下するため、下限を０．２０
％、上限を２．０％とする。
Ｓｉと同様、脱酸材や焼入性向上のために添加される
が、０．２０％未満では焼入性が不足し、２．０％を超
えると、著しく加工性が低下するため、下限を０．２０
％、上限を２．０％とする。
【００１５】Ｔｉ：０．０５〜０．２０％について、Ｔ
ｉはＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物として鋼中に微細分散す
ることによって、疲労特性、寿命特性、結晶粒度の微細
化を図るとともに水素のトラップサイトとして作用する
ために添加される。０．０５％未満ではその効果が十分
でなく、また、０．２０％を超えるとＴｉ炭化物やＴｉ
炭窒化物が粗大化して十分な効果を示さなくなるため、
下限を０．０５％、上限を０．２０％とする。
ｉはＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物として鋼中に微細分散す
ることによって、疲労特性、寿命特性、結晶粒度の微細
化を図るとともに水素のトラップサイトとして作用する
ために添加される。０．０５％未満ではその効果が十分
でなく、また、０．２０％を超えるとＴｉ炭化物やＴｉ
炭窒化物が粗大化して十分な効果を示さなくなるため、
下限を０．０５％、上限を０．２０％とする。
【００１６】Ａｌ：０．００５〜０．５０％について、
Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．００５％未満では
その効果が無く、また、０．０５０％を超えるとアルミ
ナ系酸化物が増加して疲労強度や加工性を低下させるた
め、下限を０．００５％、上限を０．０５０％とする。
Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．００５％未満では
その効果が無く、また、０．０５０％を超えるとアルミ
ナ系酸化物が増加して疲労強度や加工性を低下させるた
め、下限を０．００５％、上限を０．０５０％とする。
【００１７】Ｎ：０．０１２０％以下について、Ｎは通
常の肌焼鋼の場合、積極的に添加してＡｌＮによる結晶
粒度微細化作用を得るが、本発明鋼においては逆にＮ量
が多くなるにつれて、粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物
として析出するようになるため出来るだけ少ないほうが
望ましい。製造条件との関係から上限を０．０１２０％
以下とする。
常の肌焼鋼の場合、積極的に添加してＡｌＮによる結晶
粒度微細化作用を得るが、本発明鋼においては逆にＮ量
が多くなるにつれて、粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物
として析出するようになるため出来るだけ少ないほうが
望ましい。製造条件との関係から上限を０．０１２０％
以下とする。
【００１８】Ｏ：１２ｐｐｍ以下について、Ｏは酸化物
系介在物として鋼中に存在し水素のトラップサイトとし
ての役割も考えられるが、むしろ粗大な析出物として、
疲労強度低下の役割が大きく、出来るだけ少ないほうが
望ましい。このため上限を１２ｐｐｍとする。
系介在物として鋼中に存在し水素のトラップサイトとし
ての役割も考えられるが、むしろ粗大な析出物として、
疲労強度低下の役割が大きく、出来るだけ少ないほうが
望ましい。このため上限を１２ｐｐｍとする。
【００１９】上記の成分の他に本発明鋼では、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏを単独あるいは複合して含有させることが出来
る。これらの作用は以下の通りである。
ｒ、Ｍｏを単独あるいは複合して含有させることが出来
る。これらの作用は以下の通りである。
【００２０】Ｎｉ：０．１〜２．０％について、Ｎｉは
焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．１％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を
超えると素材の軟化が困難になり、加工性が著しく低下
するため上限を２．０％とする。
焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．１％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を
超えると素材の軟化が困難になり、加工性が著しく低下
するため上限を２．０％とする。
【００２１】Ｃｒ：０．２０〜２．０％について、Ｃｒ
は焼入性や炭化物の球状化性を向上させ、疲労強度、靱
性等を向上させる。０．２％未満ではその効果が十分で
はなく、２．０％を超えると素材の軟化が困難になり加
工性が著しく低下するため上限を２．０％とする。
は焼入性や炭化物の球状化性を向上させ、疲労強度、靱
性等を向上させる。０．２％未満ではその効果が十分で
はなく、２．０％を超えると素材の軟化が困難になり加
工性が著しく低下するため上限を２．０％とする。
【００２２】Ｍｏ：０．０５〜１．０％について、Ｍｏ
は焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．０５％未満ではその効果が十分ではなく、１．０％
を超えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下
し、また上記の効果も飽和しコスト的にも不利になるた
め上限を１．０％とする。
は焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．０５％未満ではその効果が十分ではなく、１．０％
を超えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下
し、また上記の効果も飽和しコスト的にも不利になるた
め上限を１．０％とする。
【００２３】さらに上記の成分の他に本発明鋼では、Ｂ
を含有させることが出来る。この作用は以下の通りであ
る。
を含有させることが出来る。この作用は以下の通りであ
る。
【００２４】Ｂ：０．０００５〜０．００５０％につい
て、Ｂは高周波焼入れ性を改善する元素として添加す
る。０．０００５％未満ではその効果が十分ではなく、
０．００５０％を超えると熱間加工性を低下させるよう
になるため上限を０．００５０％とする。
て、Ｂは高周波焼入れ性を改善する元素として添加す
る。０．０００５％未満ではその効果が十分ではなく、
０．００５０％を超えると熱間加工性を低下させるよう
になるため上限を０．００５０％とする。
【００２５】上記の化学成分の鋼材を下記の条件で製造
した場合に、最も効果的な微細Ti系析出物が得られ、優
れた遅れ破壊特性を示すようになる。
した場合に、最も効果的な微細Ti系析出物が得られ、優
れた遅れ破壊特性を示すようになる。
【００２６】すなわち、上記の成分範囲に溶製した鋼を
鋼片ないし鋼材に圧延する場合に、１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度範囲ない
し更に低い８００〜１０５０℃の温度範囲で所定の寸法
の鋼材に圧延ないし部品に鍛造することにより、最終浸
炭焼入焼戻し後に、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ
炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させることが出
来、優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命軸受用
鋼を得ることが出来る。
鋼片ないし鋼材に圧延する場合に、１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度範囲ない
し更に低い８００〜１０５０℃の温度範囲で所定の寸法
の鋼材に圧延ないし部品に鍛造することにより、最終浸
炭焼入焼戻し後に、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ
炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させることが出
来、優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命軸受用
鋼を得ることが出来る。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【実施例】表１に示す化学成分の供試材を１０００ｋｇ
真空溶解炉で溶製し、１２００〜１３５０℃の温度範囲
で、また、一部は同じ温度範囲及び８００〜１０５０℃
の温度範囲でさらに鍛伸し６５ｍｍφおよび３０ｍｍφ
に仕上げた。さらに焼ならし後試験片に加工し、９３０
℃に５．５時間保持して油焼入れし、次いで、１８０℃
に２時間保持して空冷する浸炭焼入焼戻しを施して最終
使用状態にした。
真空溶解炉で溶製し、１２００〜１３５０℃の温度範囲
で、また、一部は同じ温度範囲及び８００〜１０５０℃
の温度範囲でさらに鍛伸し６５ｍｍφおよび３０ｍｍφ
に仕上げた。さらに焼ならし後試験片に加工し、９３０
℃に５．５時間保持して油焼入れし、次いで、１８０℃
に２時間保持して空冷する浸炭焼入焼戻しを施して最終
使用状態にした。
【００２９】得られた鋼材につき、通常の清浄潤滑下と
水を含んだ潤滑下（水素侵入環境下）におけるスラスト
寿命特性ならびに遅れ破壊特性の調査を行なった。
水を含んだ潤滑下（水素侵入環境下）におけるスラスト
寿命特性ならびに遅れ破壊特性の調査を行なった。
【００３０】
【表２】
【００３１】スラスト寿命試験は６０ｍｍ×４０ｍｍ×
８ｍｍの試験片を用いて通常のスピンドル＃６０の清浄
潤滑油下と水素侵入雰囲気として０．５％純水を添加し
た潤滑油下で、ＨＥＲＺ面圧：５２９２ＭＰａ、応力負
荷速度：１８００ｃｐｍで試験を行ない１０％確率寿命
（Ｂ１０寿命）を求めた。図１にスラスト寿命試験機の
構造を模式的に示す。図１において、１は試験片保持
枠、２はスラスト試験片（６０φ×５〜１０ｍｍ）、３
は保持器、４は３／８インチ（９．５２５ｍｍφ）の鋼
球、５は上部レース（＃５１３０スラスト軸受けレー
ス）、６は回転軸（１２００ｒ．ｐ．ｍ．）、７は潤滑
油（＃６０スピンドル油）である。
８ｍｍの試験片を用いて通常のスピンドル＃６０の清浄
潤滑油下と水素侵入雰囲気として０．５％純水を添加し
た潤滑油下で、ＨＥＲＺ面圧：５２９２ＭＰａ、応力負
荷速度：１８００ｃｐｍで試験を行ない１０％確率寿命
（Ｂ１０寿命）を求めた。図１にスラスト寿命試験機の
構造を模式的に示す。図１において、１は試験片保持
枠、２はスラスト試験片（６０φ×５〜１０ｍｍ）、３
は保持器、４は３／８インチ（９．５２５ｍｍφ）の鋼
球、５は上部レース（＃５１３０スラスト軸受けレー
ス）、６は回転軸（１２００ｒ．ｐ．ｍ．）、７は潤滑
油（＃６０スピンドル油）である。
【００３２】遅れ破壊特性は、図２に示す切欠き試験片
を用いて、５％塩酸に浸漬後に引張試験により破断荷重
を求めた。また、φ８ｍｍ平滑試験片を用いて回転曲げ
疲労試験により大気中ならびに純水滴下中での疲労限を
求めた。
を用いて、５％塩酸に浸漬後に引張試験により破断荷重
を求めた。また、φ８ｍｍ平滑試験片を用いて回転曲げ
疲労試験により大気中ならびに純水滴下中での疲労限を
求めた。
【００３３】表２に各供試材ごとの製造条件および析出
物粒子サイズの測定結果と各種試験の結果を示す。な
お、ここで圧延条件で温度を２条件記入しているもの
は、２回に分けて鍛伸を行なったものである。
物粒子サイズの測定結果と各種試験の結果を示す。な
お、ここで圧延条件で温度を２条件記入しているもの
は、２回に分けて鍛伸を行なったものである。
【００３４】表２より、本発明鋼は水素侵入環境下での
寿命特性の低下が少なく、また、遅れ破壊強度、回転曲
げ疲労強度の低下が少ないことが判る。
寿命特性の低下が少なく、また、遅れ破壊強度、回転曲
げ疲労強度の低下が少ないことが判る。
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼は、Ｔｉ
の効果的添加と製造条件の最適化により、優れた遅れ破
壊抵抗性を有する高強度かつ長寿命の浸炭用鋼を提供す
ることができる優れた効果を有する。
の効果的添加と製造条件の最適化により、優れた遅れ破
壊抵抗性を有する高強度かつ長寿命の浸炭用鋼を提供す
ることができる優れた効果を有する。
【図１】スラスト寿命試験機の構造を模式的に示す図で
ある。
ある。
【図２】水素割れ感受性試験の試験片形状を示す図であ
る。
る。
１ 試験片保持枠
２ スラスト試験片
３ 保持器
４ ３／８インチ鋼球
５ 上部レース
６ 回転軸
７ 潤滑油
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２３Ｃ 8/22 Ｃ２３Ｃ 8/22
(56)参考文献 特開 平10−17985（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−263183（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−201168（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 6/00
C21D 8/00
C23C 8/22
Claims (6)
- 【請求項１】 質量割合で、Ｃ：０．１０〜０．４０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０
〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１２ｐｐ
ｍ以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからな
り、大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭
窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴とする優れた
遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼。 - 【請求項２】 質量割合で、Ｃ：Ｃ：０．１０〜０．４
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０
１０〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１２
ｐｐｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｃｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
０％の中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大きさが平均で７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有す
る高強度長寿命浸炭用鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２記載の高強度長寿
命浸炭用鋼において、さらに合金成分として、質量割合
でＢ：０．０００５〜０．００５０％含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなり、大きさが平均で７０ｎｍ
以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ
たことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強
度長寿命浸炭用鋼。 - 【請求項４】 質量割合で、Ｃ：０．１０〜０．４０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０
〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１２ｐｐ
ｍ以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる
鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延
し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で
所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することによ
り、後の熱処理工程で大きさが平均で７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを
特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する高強度長寿命
浸炭用鋼の製造方法。 - 【請求項５】 質量割合で、Ｃ：０．１０〜０．４０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０
〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１２ｐｐ
ｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８
００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延
ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさが
平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中
に微細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗
性を有する高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４又は請求項５記載の長寿命軸受
用鋼の製造方法における鋼材の合金成分に、さらに質量
割合でＢ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１
３５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度な
いし８００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品
に圧延ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大
きさが平均で７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物
を鋼中に微細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破
壊抵抗性を有する高強度長寿命浸炭用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11594098A JP3426496B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11594098A JP3426496B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293392A JPH11293392A (ja) | 1999-10-26 |
| JP3426496B2 true JP3426496B2 (ja) | 2003-07-14 |
Family
ID=14674953
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11594098A Expired - Fee Related JP3426496B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3426496B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004143550A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Ｔｉ添加高強度鋼 |
| TWI494445B (zh) * | 2009-03-30 | 2015-08-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 滲碳鋼零件（一） |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263183A (ja) * | 1992-03-19 | 1993-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた浸炭肌焼鋼 |
| JP4031068B2 (ja) * | 1996-06-27 | 2008-01-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
| JPH11201168A (ja) * | 1998-01-12 | 1999-07-27 | Nippon Seiko Kk | 転がり軸受 |
-
1998
- 1998-04-09 JP JP11594098A patent/JP3426496B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11293392A (ja) | 1999-10-26 |
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