JP4050829B2 - 転動疲労特性に優れた浸炭材 - Google Patents
転動疲労特性に優れた浸炭材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4050829B2 JP4050829B2 JP22854798A JP22854798A JP4050829B2 JP 4050829 B2 JP4050829 B2 JP 4050829B2 JP 22854798 A JP22854798 A JP 22854798A JP 22854798 A JP22854798 A JP 22854798A JP 4050829 B2 JP4050829 B2 JP 4050829B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling fatigue
- carburizing
- content
- carburized
- less
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、転動疲労特性に優れた浸炭材に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
軸受部品、転動部品のなかで特に高面圧が負荷される部品は、通常、例えばJIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4103などに規定されている機械構造用合金鋼を使用し、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。近年、自動車部品等として使用される軸受部品、転動部品は、一層面圧の増加が指向され、転動疲労寿命の向上が強く求められている。
【0003】
これに対して、これまで、鋼の清浄度を向上させることにより、軸受部品の高寿命化が図られてきた。これは、軸受部品の転動疲労破壊は非金属介在物が起点となると考えられているためである。例えば、日本金属学会報第32巻第6号441頁から443頁には偏心炉底出鋼、RH真空脱ガス等の組み合わせにより、酸化物介在物が低減し転動疲労寿命が向上することが示されている。しかしながら、特に高面圧が負荷される場合においては、上記の材料の高寿命化では、必ずしも十分ではないのが現実である。
【0004】
なお、これらの高面圧が負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われる場合がある。高深度浸炭は、通常、十数時間から数十時間の長時間を要するために、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題である。浸炭時間短縮のためには、浸炭温度の高温化が有効である。通常の浸炭温度は930℃程度であるが、これに対して、990〜1090℃の温度域でいわゆる高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、転動疲労特性等の必要な材質特性が得られないという問題が発生している。そのため、上記の転動疲労寿命の向上と同時に、高温浸炭でも粗大粒が発生しない、つまり高温浸炭に適した材料が求められている。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された方法では、高面圧が負荷される浸炭材において十分な転動疲労特性を得ることができない。さらに、高面圧が負荷される浸炭材について、高温浸炭により高深度浸炭を行って、十分な転動疲労特性を実現した先例はない。本発明はこのような問題を解決して、高面圧が負荷される場合においても、優れた転動疲労特性を得ることができる浸炭材を提供するものである。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高面圧が負荷される場合においても優れた転動疲労特性を得ることができる浸炭材を実現するために、鋭意検討を行い、次の点を明らかにした。
【0007】
(1) 高面圧が負荷される条件では、転動疲労過程において、転動部の下部で組織変化が起きる。組織変化の種類は、白色組織と炭化物組織の2種類である。白色組織の実態は、フェライトである。これらの組織が生成すると硬さが低下する。
【0008】
(2) 転動疲労過程で、これらの白色組織、炭化物組織の生成を抑制し、硬さの低下を防止するためには、Siの増加が特に有効である。その他、Cr、Moの添加、増量も有効である。
【0009】
(3) Siを高めた材料で、さらに、浸炭後の組織中の残留オーステナイト量を25〜40%の範囲に制御すると、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。これは、転動疲労過程で残留オーステナイトがマルテンサイト化することによる。
【0010】
(4) 特定量のNbを必須元素として添加し、特定の条件で浸炭すると、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。通常の浸炭における炭素ポテンシャルは0.8%であるが、上記のようにNb(CN)を多量析出させるためには、浸炭時の炭素ポテンシャルを0.9〜1.5%の範囲で高めに設定する。これにより、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Nbが反応して、浸炭層に微細なNb(CN)が多量に析出する。これらのNb(CN)が転動疲労過程での硬さの低下を抑制し、これにより転動疲労寿命は向上する。
【0011】
(5) さらにまた、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、表面の窒素濃度が0.1〜0.6%の範囲になるようにすると、浸炭層に微細なNb(CN)が多量析出し、転動寿命は一層向上する。
【0012】
(6) オーステナイト結晶粒度は転動疲労特性に影響し、転動疲労寿命を向上させるためには、組織を微細する必要がある。
【0013】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
【0014】
非浸炭部の化学組成が、質量%として(以下、同じ)、C:0.1〜0.45%、Si:0.35〜1.3%、Mn:0.3〜1.8%、S:0.001〜0.02%、Al:0.015〜0.04%、Nb:0.005〜0.04%、N:0.006〜0.02%、を含有し、さらに、Cr:0.4〜1.8%、Mo:0.02〜1.0%、Ni:0.1〜3.5%、V:0.03〜0.5%の内の1種または2種以上を含有し、P:0.025%以下、Ti:0.005%以下、O:0.002%以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、浸炭層に直径が0.1μm以下のNb(CN)またはNb(CN)とAlNとの複合析出物を合計で281個/100μm 2 以上有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が7番以上であり、表面の炭素含有量が0.9〜1.5%であり、表面の残留オーステナイト量が25〜40%であり、またはさらに、表面の窒素含有量が0.1〜0.6%であることを特徴とする転動疲労特性に優れた浸炭材である。
ここで、Nb(CN)とは、NbC、NbN、または両者が複合化したNb(CN)の3種類の析出物の総称である。
【0015】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
【0016】
まず、非浸炭部の化学組成の限定理由について説明する。
【0017】
Cは浸炭材の芯部、つまり非浸炭部の強度を増加させるのに有効な元素であるが、0.1%未満では強度が不足し、また、0.45%を越えると硬くなって加工性が劣化するとともに、浸炭材の芯部靭性が劣化し、また浸炭材の転動疲労強度に有用な圧縮残留応力が生じにくくなるため、含有量を0.1〜0.45%の範囲内にする必要がある。加工性、および芯部靭性を重視する場合は、0.1〜0.35%の範囲が好適である。また、短時間浸炭または高深度浸炭を指向する場合は、0.2〜0.45%の範囲が好適である。
【0018】
Siは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、転動疲労過程での組織変化を抑制し、硬さの低下を抑制して、高寿命化に有効な元素である。0.35%未満ではその効果は不十分である。一方、1.3%を越えると、硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を0.35〜1.3%の範囲内にする必要がある。加工性を重視する場合には0.35〜0.7%の範囲が好適である。
【0019】
Mnは、焼入れ性の向上、および浸炭後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素であるが、0.3%未満ではその効果は不十分であり、1.8%を越えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、0.3%〜1.8%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.3〜1.0%である。
【0020】
Sは鋼中でMnSを形成し、これによる被削性の向上および組織の微細化を目的として添加するが、0.001%未満ではその効果は不十分である。一方、MnSの量が増大すると転動疲労寿命が劣化する。MnSによる悪影響は、S量が0.02%を超えると特に顕著になる。以上の理由から、Sの含有量を0.001〜0.02%の範囲内にする必要がある。転動疲労特性に対するMnSの悪影響を極力低減する必要がある場合には、0.001〜0.01%の範囲にするのが望ましい。
【0021】
Alは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する。特に、鋼中のNと結び付いてAlNを形成し、浸炭加熱の際に、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。0.015%未満ではその効果は不十分である。一方、0.04%を越えると、AlNの析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を0.015〜0.04%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.02〜0.04%である。
【0022】
Nbは、鋼中のC、Nと結び付いてNb(C、N)を形成し、浸炭加熱の際に、結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。また、炭素ポテンシャルを適正に制御すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Nbが反応して、浸炭層に微細なNb(CN)が多量に析出し、これらのNb(CN)が転動疲労過程での硬さの低下を抑制し、転動疲労寿命の向上に寄与する。これらの効果は、0.005%未満では不十分である。一方、0.04%を越えると、素材の硬さが硬くなって加工性が劣化するとともに、Nb(C、N)の析出物が粗大になり、その個数が減少し、結晶粒の粗大化抑制には寄与しなくなる。以上の理由から、その含有量を0.005〜0.04%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.01〜0.03%である。なお、より高いレベルの転動疲労特性を得るためには、浸炭硬化層に、直径0.1μm以下のNb(CN)またはNb(CN)とAlNの複合析出物をその合計で281個/100μm2以上を有することが必要である。ここで、本発明で言うNb(CN)はNbC、NbNまたは両者が複合化したNb(CN)の3種類の析出物の総称として用いている。Nb(CN)の分散状態は、鋼材のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電子顕微鏡で、30000倍で20視野程度観察し、直径0.1μm以下のNb(CN)の数を数え、100μm2あたりの数に換算することにより求めることができる。また、浸炭層に微細なNb(CN)を析出させるためには、浸炭の前に行われる熱間圧延あるいは熱間鍛造の工程において、熱間圧延加熱時あるいは熱間鍛造加熱時に、一旦Nb(CN)を完全に溶体化させることが有効である。
【0023】
NはAlN、Nb(C、N)の析出による浸炭時の結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加するが、0.006%未満ではその効果は不十分である。一方、0.02%を超えると、その効果は飽和する。過剰なNの添加は、素材の段階でAlN、Nb(C、N)を粗大化させるため、素材の硬さを増大させ、素材の加工性および浸炭材の転動疲労特性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を0.006〜0.02%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.009〜0.02%である。
【0024】
次に、本発明では、Cr、Mo、Ni、Vの内の1種又は2種以上を含有する。
【0025】
Crは焼入れ性の向上、および浸炭処理後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素である。さらに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。また、Nbと同様に浸炭層にCrの炭窒化物を生成することによっても、転動疲労特性の向上に寄与する。これらの効果は、0.4%未満では不十分であり、1.8%を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を0.4〜1.8%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.7〜1.6%である。
【0026】
Moも焼入れ性の向上、および浸炭処理後の残留オーステナイト量の増加に有効な元素である。また、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。また、Nbと同様に浸炭層にMoの炭窒化物を生成することによっても、転動疲労特性の向上に寄与する。0.02%未満ではその効果は不十分であり、1.0%を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を0.02〜1.0%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.02〜0.5%である。
【0027】
Niも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、0.1%未満ではその効果は不十分であり、3.5%を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を0.1〜3.5%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.4〜2.0%である。
【0028】
Vも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、0.03%未満ではその効果は不十分であり、0.5%を越えて添加すると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量を0.03〜0.5%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.07〜0.2%である。
【0029】
Pは加工性を劣化させる元素である。また、浸炭材の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度および転動疲労特性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましい。Pの悪影響はP量が0.025%を超えると特に顕著になるため、その含有量を0.025%以下に制限する必要がある。好適範囲は0.015%以下である。
【0030】
Tiは硬質析出物TiNを生成し、これが転動疲労過程での組織変化の原因となる。あるいは、TiNが、直接転動疲労破壊の起点となる場合もある。さらに、TiNが存在すると、AlNやNb(CN)の析出サイトとなり、AlNやNb(CN)が粗大に析出する。そのため、浸炭時に結晶粒が粗大化を起こし、また、Nb(CN)の微細分散による転動寿命の向上が期待できなくなる。特にTiが0.005%を超えるとその悪影響が顕著となるため、0.005%を上限とした。TiNによる悪影響を極力低減する必要がある場合には、Tiの含有量を0.0025%以下に制限するのが望ましい。
【0031】
Oは鋼中でAl2O3のような酸化物系介在物を形成する。浸炭材においては、このような酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、O含有量が高いほど転動寿命は劣化する。その悪影響は0.002%超で顕著になる。そのため、O含有量を0.002%以下に制限する必要がある。好適範囲は0.0015%以下である。
【0032】
次に、本発明では、浸炭層のオーステナイト結晶粒度を7番以上とするが、このように限定した理由を以下に述べる。オーステナイト結晶粒度が粗大になると浸炭層の靭性が劣化し、転動疲労過程でき裂の発生と伝播が容易になる。特にこの傾向は、オーステナイト結晶粒度が7番未満で顕著になるので、7番以上に限定した。
【0033】
次に、本発明では、表面の炭素含有量を0.9〜1.5%とするが、このように限定した理由を以下に述べる。本発明の範囲でNbを含有している材料を特定の条件で浸炭すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Nbが反応して、浸炭層に微細なNb(CN)が多量に析出し、これらのNb(CN)が転動疲労過程での硬さの低下を抑制する。これにより、転動疲労寿命は向上する。浸炭層に微細なNb(CN)を多量に析出させるためには、表面の炭素量が0.9%未満では不十分であるとともに、逆に、マトリックスのC量が低下し、硬化層の硬さがかえって低下するという現象を招く。一方、表面の炭素量が1.5%を超えると、オーステナイト粒界に沿って生成するネットワーク状のセメンタイトが顕著になる。以上の理由から、表面の炭素量を0.9〜1.5%とした。好適範囲は0.9〜1.3%である。なお、表面の炭素量を0.9〜1.5%とするには、浸炭時の炭素ポテンシャルを0.9〜1.5%の範囲で制御することにより可能である。なお、表面の炭素量の測定は、表面の部分から分析用試料を採取し、化学分析による方法か、またはEPMAを用いることにより可能である。
【0034】
次に、本発明では、表面の残留オーステナイト量を25〜40%とするが、このように限定した理由を以下に述べる。浸炭材では、転動疲労過程で組織変化を起こし、硬さが低下する。これに対して、転動疲労試験前の状態で残留オーステナイトを含有すると、転動疲労過程で残留オーステナイトがマルテンサイト化し、転動疲労過程での硬さの低下が抑制され、転動疲労寿命は向上する。この傾向は本発明の高Si鋼、Nb(CN)微細分散鋼において特に顕著である。以上の効果は表面の残留オーステナイト量が25%未満では小さい。一方表面の残留オーステナイト量が40%を超えると、その効果は飽和し、転動疲労試験前の状態での硬さが小さくなりすぎて、耐磨耗性の劣化が懸念される。以上の理由から、表面の残留オーステナイト量を25〜40%とした。表面の残留オーステナイト量を本発明の範囲に制御するには、Cr、Mo等の鋼材組成、および浸炭条件を制御することにより可能である。
【0035】
次に、本発明の請求項2では、表面の窒素含有量を0.1〜0.6%とするが、このように限定した理由を以下に述べる。上記の通り、本発明の範囲でNbを含有している材料を特定の条件で浸炭すると、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Nbが反応して、浸炭層に微細なNb(CN)が多量に析出し、これらのNb(CN)が転動疲労過程での硬さの低下を抑制する。これにより、転動疲労寿命は向上する。浸炭層に微細なNb(CN)を多量に析出させるためには、上記の通り、表面の炭素量を特定の範囲内に制御することが有効であるが、これに加えて、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。浸炭層に微細なNb(CN)を多量に析出させるためには、表面の窒素濃度が0.1未満では、効果が小さい。一方、表面の窒素濃度が0.6%を超えると、オーステナイト粒界に沿って生成するネットワーク状のCr系の窒化物が顕著になる。以上の理由から、表面の窒素量を0.1〜0.6%とした。好適範囲は0.2〜0.5%である。なお、表面の窒素量の測定は、表面の部分から分析用試料を採取し、化学分析による方法か、またはEPMAを用いることにより可能である。
【0036】
本発明の特徴のひとつである浸炭層に微細なNb(CN)を多量に析出させて転動疲労特性を向上させる方法として、浸炭焼入れ後、再加熱焼入れを行う方法が有効である。
【0037】
また、本発明の浸炭材は、高温浸炭による浸炭処理が適している。つまり、本発明の浸炭材は、990℃〜1090℃の温度域での高温浸炭のような厳しい条件での浸炭焼入れ熱処理においても、粗大粒の発生の抑制が可能となり、優れた転動疲労特性が得られる。但し、本発明では、本発明の要件以外の浸炭条件を特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
【0038】
【実施例】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【0039】
(実施例−1)
表1に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て162mm角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径75mmの棒鋼を製造した。この棒鋼を素材として、熱間鍛造を行い直径64mmの鍛造丸棒に仕上げた。熱間鍛造の加熱温度は1150℃〜1300℃である。
【0040】
【表1】
上記の工程で製造した鍛造丸棒について、900℃×1時間加熱空冷の条件で焼準処理を行った。その後、直径12.2mmの円柱状の転動疲労試験片を作成し、浸炭焼入れを行った。浸炭焼入れの条件を制御することにより、表面の炭素量、表面の残留オーステナイト量を制御した。浸炭処理は次の4条件のいずれかである。
【0041】
I. 1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.0%
II. 1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.25%
III.1000℃×8時間、炭素ポテンシャル0.8%
IV. 1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.7%。
【0042】
焼入れ油の温度は、100℃〜180℃である。焼戻しは180℃×2時間の条件である。
【0043】
また、一部の熱間鍛造丸棒から採取した試験片については、上記の条件で浸炭焼入れ後、900℃×1時間加熱焼入れの条件で再加熱焼入れを実施した。
【0044】
これらの浸炭焼入れ材について、オーステナイト結晶粒度(γ粒度)、残留オーステナイト量(残留γ量)等を調査した。表面の炭素量は、表面と表面から深さ0.1mmまで間の部分から分析用試料を採取し、化学分析により求めた。さらに、点接触型転動疲労試験機(ヘルツ最大接触応力5884MPa)を用いて転動疲労特性を評価した。疲労寿命の尺度として、「試験結果をワイブ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」として定義されるL10寿命を用いた。
【0045】
これらの調査結果をまとめて、表2に示す。転動疲労寿命は比較例26(鋼水準T;JIS SCM420相当鋼)のL10寿命を1とした時の各材料のL10寿命の相対値を示した。
【0046】
【表2】
【0047】
特に再加熱焼入れを行った材料は、γ粒はさらに細粒になり、転動疲労寿命が顕著に向上している。これは、本発明例では、再加熱焼入れにより、Nb(CN)が一層多量微細分散するためである。
【0048】
一方、比較例25はCの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、比較例26はSiの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例27はSの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも、本発明例に比較して転動疲労特性は劣る。比較例28はAlの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例29はAlの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、また、比較例30はNbの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例31はNbの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、さらに、比較例32はNの含有量が本発明規定の範囲を下回った場合であり、比較例33はNの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれもオーステナイト結晶粒が粗大であり、本発明例に比較して転動疲労特性は劣る。
【0049】
比較例34、35は、Tiの含有量、Oの含有量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【0050】
比較例36、38は、表面の炭素量、最表層の残留オーステナイト量の一方又は両者が本発明規定の範囲を下回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【0051】
比較例37、39は、表面の炭素量、最表層の残留オーステナイト量の一方又は両者が本発明規定の範囲を上回った場合であり、やはり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。
【0052】
(実施例−2)
実施例−1でと同じ手順で、直径12.2mmの円柱状の転動疲労試験片を作成し、浸炭焼入れを行った。浸炭焼入れの条件を制御することにより、表面の炭素量、表面の窒素量、表面の残留オーステナイト量を制御した。浸炭処理はいずれもいわゆる浸炭浸窒処理であり、次の4条件のいずれかである。
【0053】
V. 1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.0%、
引き続いて870℃で浸窒処理。窒素濃度約0.25%狙い
VI. 1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.15%、
引き続いて870℃で浸窒処理。窒素濃度約0.45%狙い
VII.1000℃×8時間、炭素ポテンシャル1.15%、
引き続いて870℃で浸窒処理。窒素濃度約0.70%狙い。
【0054】
焼入れ油の温度は、100℃〜180℃である。焼戻しは180℃×2時間の条件である。
【0055】
また、一部の熱間鍛造丸棒から採取した試験片については、上記の条件で浸炭焼入れ後、900℃×1時間加熱焼入れの条件で再加熱焼入れを実施した。
【0056】
これらの浸炭焼入れ材について、実施例−1と同様の調査を行った。表面の窒素量は、表面と表面から深さ0.1mmまで間の部分から分析用試料を採取し、化学分析により求めた。
【0057】
これらの調査結果をまとめて、表3に示す。転動疲労寿命は、実施例−1と同様に、表2の比較例26(鋼水準T;JIS SCM420相当鋼)のL10寿命を1とした時の各材料のL10寿命の相対値を示した。
【0058】
【表3】
表3に示した通り、本発明例では、γ粒は8番以上の細粒であり、転動疲労寿命も比較例に比べて5倍以上と極めて良好である。
【0059】
一方、比較例61、62は、表面の窒素量が本発明規定の範囲を上回った場合であり、いずれも本発明例に比較して、転動疲労特性は劣る。これは、表面の粒界に沿ってネットワーク状の窒化物が生成したことが主原因である。
【0060】
【発明の効果】
本発明の転動疲労特性に優れた浸炭材を用いれば、高面圧が負荷される場合においても、優れた転動疲労特性を得ることができる。さらに、高面圧が負荷される浸炭材について、高温浸炭を行っても、十分な転動疲労特性を実現することができる。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
Claims (2)
- 非浸炭部の化学組成が、質量%として(以下、同じ)、
C:0.1〜0.45%、
Si:0.35〜1.3%、
Mn:0.3〜1.8%、
S:0.001〜0.02%、
Al:0.015〜0.04%、
Nb:0.005〜0.04%、
N:0.006〜0.02%を含有し、
さらに、
Cr:0.4〜1.8%、
Mo:0.02〜1.0%、
Ni:0.1〜3.5%、
V:0.03〜0.5%の内の1種または2種以上を含有し、
P:0.025%以下、
Ti:0.005%以下、
O:0.002%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、浸炭層に直径が0.1μm以下のNb(CN)またはNb(CN)とAlNとの複合析出物を合計で281個/100μm 2 以上有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が7番以上であり、表面の炭素含有量が0.9〜1.5%であり、表面の残留オーステナイト量が25〜40%であることを特徴とする転動疲労特性に優れた浸炭材。
ここで、Nb(CN)とは、NbC、NbN、または両者が複合化したNb(CN)の3種類の析出物の総称である。 - さらに、表面の窒素含有量が0.1〜0.6%であることを特徴とする請求項1記載の転動疲労特性に優れた浸炭材。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22854798A JP4050829B2 (ja) | 1998-07-30 | 1998-07-30 | 転動疲労特性に優れた浸炭材 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22854798A JP4050829B2 (ja) | 1998-07-30 | 1998-07-30 | 転動疲労特性に優れた浸炭材 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000054069A JP2000054069A (ja) | 2000-02-22 |
JP4050829B2 true JP4050829B2 (ja) | 2008-02-20 |
Family
ID=16878100
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22854798A Expired - Fee Related JP4050829B2 (ja) | 1998-07-30 | 1998-07-30 | 転動疲労特性に優れた浸炭材 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP4050829B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013046678A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | Jfeスチール株式会社 | 軸受用造塊材および製造方法 |
US9139887B2 (en) | 2010-08-31 | 2015-09-22 | Jfe Steel Corporation | Bearing steel and ingot material for bearing having excellent rolling contact fatigue life characteristics and method for manufacturing the same |
CN106636923A (zh) * | 2016-12-30 | 2017-05-10 | 天津威尔朗科技有限公司 | 一种钎杆及其制备方法 |
EP3770291A4 (en) * | 2018-03-23 | 2021-12-22 | Nippon Steel Corporation | STEEL MATERIAL |
WO2024003593A1 (en) * | 2022-06-28 | 2024-01-04 | Arcelormittal | Forged part of steel and a method of manufacturing thereof |
Families Citing this family (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1167561A3 (en) * | 2000-06-28 | 2009-03-04 | Mitsubishi Steel Muroran Inc. | Carburizing and carbonitriding steel |
KR100446649B1 (ko) * | 2000-12-26 | 2004-09-04 | 주식회사 포스코 | 침탄 질화용 베어링강 제조방법 |
JP4313983B2 (ja) * | 2002-04-18 | 2009-08-12 | Jfeスチール株式会社 | 靭性および準高温域での転動疲労寿命に優れる肌焼き軸受け用鋼 |
US20040094238A1 (en) | 2002-11-12 | 2004-05-20 | Koyo Seiko Co., Ltd. | Bearing steel excellent in corrosion resistance |
KR20040043324A (ko) * | 2002-11-18 | 2004-05-24 | 에프에이지베어링코리아유한회사 | 베어링용 강재 및 그 열처리 방법 |
KR100946045B1 (ko) * | 2002-12-28 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 고온 이물 피로수명이 우수한 베어링강의 제조방법 |
JP2005068453A (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-17 | Nissan Motor Co Ltd | 耐高面圧部品及びその製造方法 |
FR2868083B1 (fr) * | 2004-03-24 | 2006-07-21 | Ascometal Sa | Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees |
EP1905857B1 (de) | 2006-09-29 | 2013-08-14 | EZM Edelstahlzieherei Mark GmbH | Hochfester Stahl und Verwendungen eines solchen Stahls |
KR20080056945A (ko) * | 2006-12-19 | 2008-06-24 | 주식회사 세아베스틸 | 접촉피로강도가 우수한 침탄용 초고강도강 |
KR101481168B1 (ko) | 2008-07-03 | 2015-01-13 | 현대자동차주식회사 | 자동차용 샤프트 제조방법 |
KR101144516B1 (ko) | 2009-12-01 | 2012-05-11 | 기아자동차주식회사 | 저온 진공침탄 전용 합금강 |
KR101464712B1 (ko) | 2010-04-19 | 2014-11-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 템퍼링 연화 저항성이 우수한 강 부품 |
JP6085210B2 (ja) * | 2013-03-28 | 2017-02-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 |
JP6082302B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2017-02-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 面疲労強度に優れた浸炭部品およびその製造方法 |
CN104451444B (zh) * | 2014-11-27 | 2017-02-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法 |
JP6506978B2 (ja) | 2015-01-28 | 2019-04-24 | 株式会社日本製鋼所 | NiCrMo鋼およびNiCrMo鋼材の製造方法 |
CN104789892B (zh) * | 2015-03-20 | 2017-03-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法 |
-
1998
- 1998-07-30 JP JP22854798A patent/JP4050829B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9139887B2 (en) | 2010-08-31 | 2015-09-22 | Jfe Steel Corporation | Bearing steel and ingot material for bearing having excellent rolling contact fatigue life characteristics and method for manufacturing the same |
WO2013046678A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | Jfeスチール株式会社 | 軸受用造塊材および製造方法 |
KR20140073506A (ko) | 2011-09-30 | 2014-06-16 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링용 조괴재 및 제조 방법 |
KR20190049908A (ko) | 2011-09-30 | 2019-05-09 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링용 조괴재 및 제조 방법 |
CN106636923A (zh) * | 2016-12-30 | 2017-05-10 | 天津威尔朗科技有限公司 | 一种钎杆及其制备方法 |
EP3770291A4 (en) * | 2018-03-23 | 2021-12-22 | Nippon Steel Corporation | STEEL MATERIAL |
WO2024003593A1 (en) * | 2022-06-28 | 2024-01-04 | Arcelormittal | Forged part of steel and a method of manufacturing thereof |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2000054069A (ja) | 2000-02-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4050829B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた浸炭材 | |
JP4448456B2 (ja) | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
JP4709944B2 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 | |
JP5760453B2 (ja) | 浸炭材 | |
EP0933440B1 (en) | Case hardened steel excellent in the prevention of coarsening of particles during carburizing thereof, method of manufacturing the same, and raw shaped material for carburized parts | |
JP4965001B2 (ja) | 焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品 | |
JP6432932B2 (ja) | 耐ピッチング性および耐摩耗性に優れる高強度高靱性機械構造用鋼製部品およびその製造方法 | |
JPH11335777A (ja) | 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
JP5076535B2 (ja) | 浸炭部品およびその製造方法 | |
JP4291941B2 (ja) | 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼 | |
JP5146063B2 (ja) | 耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼及びその製造方法 | |
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 | |
JP3804041B2 (ja) | 高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材 | |
JP5707938B2 (ja) | 冷間加工性に優れる肌焼鋼および高疲労強度浸炭材 | |
JP2991064B2 (ja) | 窒化非調質鍛造用鋼および窒化非調質鍛造品 | |
JP3466328B2 (ja) | 高寿命高周波焼入れ軸受用鋼材 | |
JP3533034B2 (ja) | 冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼 | |
JP2011208262A (ja) | 高疲労強度肌焼鋼の製造方法 | |
JP3883782B2 (ja) | 耐ピッチング性に優れた肌焼鋼 | |
JP3458970B2 (ja) | 軸受鋼および軸受部材 | |
JP2004300550A (ja) | 高強度肌焼鋼 | |
JP2952318B2 (ja) | 高周波焼入用高強度鋼 | |
JP2018028149A (ja) | 肌焼鋼 | |
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 | |
JP3063399B2 (ja) | 浸炭用鋼 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041220 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20051013 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20051122 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051227 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070828 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070911 |
|
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: 20071127 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20071130 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101207 Year of fee payment: 3 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |