JP4775505B1 - 転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 - Google Patents
転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4775505B1 JP4775505B1 JP2010267746A JP2010267746A JP4775505B1 JP 4775505 B1 JP4775505 B1 JP 4775505B1 JP 2010267746 A JP2010267746 A JP 2010267746A JP 2010267746 A JP2010267746 A JP 2010267746A JP 4775505 B1 JP4775505 B1 JP 4775505B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- steel
- ingot
- rolling fatigue
- 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.)
- Active
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 69
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 138
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 138
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 title description 67
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 claims abstract description 47
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 35
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 23
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims abstract description 17
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 40
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 abstract description 19
- 238000005204 segregation Methods 0.000 abstract description 19
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 18
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 14
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 9
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 9
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 6
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 6
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 4
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005256 carbonitriding Methods 0.000 description 3
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- FXNGWBDIVIGISM-UHFFFAOYSA-N methylidynechromium Chemical compound [Cr]#[C] FXNGWBDIVIGISM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 3
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000012549 training Methods 0.000 description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000000314 lubricant Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 1
- 239000012925 reference material Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 231100000331 toxic Toxicity 0.000 description 1
- 230000002588 toxic effect Effects 0.000 description 1
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
-
- 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
- F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
- F16C2204/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- F16C2204/64—Medium carbon steel, i.e. carbon content from 0.4 to 0,8 wt%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Rolling Contact Bearings (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】造塊法によって得られる軸受用造塊材に対して、偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供する。
【解決手段】Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.025質量％以下、Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、Ｏ：0.0015質量％以下およびＮ：0.0030質量％以上0.015質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦0.25を満足する、成分組成とする。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.025質量％以下、Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、Ｏ：0.0015質量％以下およびＮ：0.0030質量％以上0.015質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに共晶炭化物生成指数Ｅｃが０＜Ｅｃ≦0.25を満足する、成分組成とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車、風力発電、輸送機械、電気機械および精密機械や、その他一般産業機械などに用いられる軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命特性を有する軸受用造塊材およびこれを用いた軸受用鋼の製造方法に関するものである。
この種の軸受鋼としては、高炭素クロム鋼（JIS Ｇ4805規格 ＳＵＪ２）が多く利用
されている。一般に、軸受鋼は、転動疲労寿命特性に優れることが重要な性質の一つであるが、この転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物あるいは共晶炭化物によって低下するものと考えられている。
されている。一般に、軸受鋼は、転動疲労寿命特性に優れることが重要な性質の一つであるが、この転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物あるいは共晶炭化物によって低下するものと考えられている。
最近の研究では、転動疲労寿命の低下に及ぼす影響として、鋼中の非金属介在物の影響が最も大きいと考えられており、鋼中酸素量の低減を通じて非金属介在物の量および大きさを制御することによって、軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。
例えば、特許文献１および２などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成、形状あるいは分布状態をコントロールする技術であるが、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいという問題がある。
例えば、特許文献１および２などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成、形状あるいは分布状態をコントロールする技術であるが、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいという問題がある。
さらに、特許文献３では、炭素の中心偏析率並びに鋼中の酸素量および硫黄含有量を制御することによって、転動疲労寿命特性を向上させようとする技術であるが、前述したように、酸素含有量を更に減少させ、更なる非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するためには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことが問題になる。
そこで、鋼中の非金属介在物の低減のみならず、鋼中の共晶炭化物を低減することについても注目されてきている。例えば、高炭素クロム鋼は、0.95質量％以上のＣを含有し非常に硬質であり、鋼の耐摩耗性は良好ではあるものの、鋳片中心部に発生する偏析（以下、中心偏析と略す）の程度が高くなり、さらには鋳片中に巨大な共晶炭化物が生成するため、転動疲労寿命を低下させる問題があった。そのため、鋳片中央部を打ち抜いて廃材とするか、長時間の拡散処理（以下、ソーキングと略す）を実施し、これらを十分に消散させてから用いられている。
このような偏析の問題に関して、特許文献４では、Ｃ：0.6〜1.2質量％など特定の成分組成を有し、線状または棒状圧延材における軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸心を含み該軸心線から片側に夫々１/８・Ｄ（Ｄ：該縦断面の幅）以内の中心領域に現れる、厚さ２μｍ以上の炭化物の総断面積を、前記縦断面積に対して0.3％以下とする方法が開示されている。さらに、同文献には、転動疲労寿命特性に及ぼす巨大炭化物量の影響が定量的に明らかにされ、転動疲労寿命を低下させる巨大共晶炭化物が鋼中に残存することを示している。
特許文献５では、Ｃ：0.50〜1.50質量％およびSb：0.0010〜0.0150質量％などの特定の成分組成を有し、脱炭層の形成が少なく、熱処理生産性に優れた軸受鋼が開示されている。同文献では、Sbを添加することで、鋼の脱炭層の形成が少なく、熱処理後の切削あるいは研削工程の省略による熱処理生産性の向上を目的としているが、Sｂは人体に対して強い毒性の疑いがあるため適用には慎重さが求められる。また、Sbを添加すると中心偏析部にSbが濃化し、中心偏析を悪化させる。Sbが濃化した部分では、局所的な硬化を生じるため、母材との硬度差が生じ、転動疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命の低下をもたらす可能性がある。
ここで、高炭素クロム軸受鋼の鋳造時に生じる中心偏析および該中心偏析部に生じる巨大共晶炭化物を消散するため、例えば、特許文献６には、鋳造材をいったん圧延してビレットにし、このビレットをソーキングする方法が開示されている。
しかしながら、ソーキング中の鋼中温度は不均一であるため、部分的にソーキング温度が固相線を超える温度になった場合、再び部分的に溶解が始まり、共晶反応を起こして更なる巨大共晶炭化物が生成するという問題点もあった。
そのため、軸受の用途によっては、上述した高炭素クロム鋼ではなく、低炭素合金鋼を使用する場合がある。例えば、肌焼き鋼は、高炭素クロム鋼に次いで多く利用されている。しかし、肌焼き鋼は、Ｃ量を0.23質量％以下とし、必要な焼入れ性と機械的強度を得るために適量のMn、Cr、MoおよびNiなどが添加され、疲労強度向上の観点から、浸炭または浸炭窒化処理により表面を硬化させている。
例えば、特許文献７には、Ｃ：0.10〜0.35％などの、特定の化学組成を有し、Ｑ＝34140−605［％Si］＋183［％Mn］＋136［％Cr］＋122［％Mo］で定義される、鋼中の炭素拡散の活性化エネルギーを34000kcal以下とすることにより、短時間で浸炭可能な肌焼鋼が開示されている。
同様に、特許文献８には、Ｃ：0.1〜0.45％などの、特定の化学組成を有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上、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％である転動疲労特性に優れた浸炭材に関する技術が開示されている。
しかしながら、上述した浸炭あるいは浸炭窒化を行うことによって、転動疲労寿命特性が向上するものの、製造コストの上昇を招いたり、歪や寸法変化が大きくて歩留まりが低下するため、製品コストの上昇を招くことが問題であった。
また、軸受鋼の用途によっては大断面化が必要になるため、浸炭あるいは浸炭窒化を行う設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことも問題となる。
また、軸受鋼の用途によっては大断面化が必要になるため、浸炭あるいは浸炭窒化を行う設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことも問題となる。
さて、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械は年々大型化しており、これらに用いる軸受鋼の更なる大断面化が急務となっていた。この軸受鋼の大断面化には、従来、連続鋳造で製造されていた素材を造塊法にて製造することによって、小断面から大断面まで対応することが可能となるが、この造塊法で製造された鋼(以下、造塊材と言う）では、Ｖ偏析部や逆Ｖ偏析部のような偏析部に巨大な共晶炭化物が生成することが、特に問題となる。なぜなら、造塊材は、連続鋳造材の場合と比較して偏析度合いが高く、従って、巨大な共晶炭化物の生成頻度も高くなるため、共晶炭化物の生成を抑制することが重要になる。
そこで、本発明は、造塊法によって得られる軸受用造塊材に対して、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。
そこで、本発明は、造塊法によって得られる軸受用造塊材に対して、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。
発明者らは、前記課題を解決する手段について鋭意究明したところ、従来の軸受鋼に対して、Ｃ、Si、Mn、CrおよびAlの添加量を特定の範囲に限定するとともに、新たに共晶炭化物生成指数を導入し、その値をも特定の範囲に限定することを発見した。すなわち、これらの限定によって、造塊材で問題となっていたＶ偏析部や逆Ｖ偏析部での巨大な共晶炭化物の生成を回避することができ、転動寿命特性に優れた軸受用造塊材を提供可能であることを知見した。
すなわち、発明者らは、Ｃ、Si、Mn、CrおよびAl量を変化させ、かつ後述の（１）式で表される共晶炭化物生成指数Ｅｃを変化させた軸受用造塊材を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびＥｃ値が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、発明者らは、Ｃ、Si、Mn、CrおよびAl量を変化させ、かつ後述の（１）式で表される共晶炭化物生成指数Ｅｃを変化させた軸受用造塊材を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびＥｃ値が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足することを特徴とする軸受用造塊材。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
１．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足することを特徴とする軸受用造塊材。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
２．上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の軸受用造塊材。
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の軸受用造塊材。
３．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２のいずれかに記載の軸受用造塊材。
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２のいずれかに記載の軸受用造塊材。
４．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１から３のいずれかに記載の軸受用造塊材。
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１から３のいずれかに記載の軸受用造塊材。
５． Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を1000〜1350℃に加熱した後、鍛錬成形比が2.0以上の熱間鍛造を行い、短辺寸法が400mm以上の角断面あるいは直径が400mm以上の丸断面の鋼材とすることを特徴とする軸受用鋼の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を1000〜1350℃に加熱した後、鍛錬成形比が2.0以上の熱間鍛造を行い、短辺寸法が400mm以上の角断面あるいは直径が400mm以上の丸断面の鋼材とすることを特徴とする軸受用鋼の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
６． 上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５に記載の軸受用鋼の製造方法。
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５に記載の軸受用鋼の製造方法。
７．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５または６のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記５または６のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
８． 上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記５から７のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記５から７のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
本発明によれば、従来の軸受鋼に比べて遥かに優れた耐転動疲労寿命特性を有する軸受用造塊材を、安定して製造することが可能となり、小断面から大断面の軸受鋼の製造を実現することができ、風力発電機や輸送機械、その他一般産業機械の大型化にも寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
次に、本発明の軸受用造塊材について詳細に説明する。
まず、本発明の軸受用造塊材における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。
Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下
Ｃは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では0.56質量％以上含有させる。一方、0.70質量％を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.56質量％以上0.70質量％以下とする。
まず、本発明の軸受用造塊材における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。
Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下
Ｃは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では0.56質量％以上含有させる。一方、0.70質量％を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.56質量％以上0.70質量％以下とする。
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Siは、脱酸剤として、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.15質量％以上添加する。しかし、0.50質量％以上の添加は、鋼の被削性や鍛造性を劣化させる。また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Siの上限は0.50質量％未満とする。
Siは、脱酸剤として、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.15質量％以上添加する。しかし、0.50質量％以上の添加は、鋼の被削性や鍛造性を劣化させる。また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Siの上限は0.50質量％未満とする。
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下
Mnは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.60質量％以上添加する。しかし、1.50質量％を超える添加は、被削性を低下させる。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Mnの上限は1.50質量％とする。
Mnは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.60質量％以上添加する。しかし、1.50質量％を超える添加は、被削性を低下させる。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Mnの上限は1.50質量％とする。
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下
Crは、Mnと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.50質量％以上添加する。しかし、1.10質量％を超える添加は、被削性を低下させるため、Crの上限は1.10質量％とする。
Crは、Mnと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.50質量％以上添加する。しかし、1.10質量％を超える添加は、被削性を低下させるため、Crの上限は1.10質量％とする。
Ｐ：0.025質量％以下
Ｐは、鋼の母材靭性、転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。特に、Ｐの含有量が0.025質量％を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。よって、Ｐは0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＰ含有量を０％とすることは困難であり、0.002質量％以上含有されることが多い。
Ｐは、鋼の母材靭性、転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。特に、Ｐの含有量が0.025質量％を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。よって、Ｐは0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＰ含有量を０％とすることは困難であり、0.002質量％以上含有されることが多い。
Ｓ：0.025質量％以下
Ｓは、非金属介在物であるMnSとして鋼中に存在する。軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、MnSが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＳ含有量を０％とすることは困難であり、0.0001質量％以上含有されることが多い。
Ｓは、非金属介在物であるMnSとして鋼中に存在する。軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、MnSが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＳ含有量を０％とすることは困難であり、0.0001質量％以上含有されることが多い。
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下
Alは、脱酸剤として、また、窒化物を生成してオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるために添加される元素であり、0.005質量％以上添加する必要がある。しかし、0.500質量％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Al含有量の上限は0.500質量％とする。好ましくは、0.450質量％以下である。
Alは、脱酸剤として、また、窒化物を生成してオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるために添加される元素であり、0.005質量％以上添加する必要がある。しかし、0.500質量％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Al含有量の上限は0.500質量％とする。好ましくは、0.450質量％以下である。
Ｏ：0.0015質量％以下
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。従って、Ｏは可能な限り低い方が良く、0.0015質量％以下とする。なお、工業的にはＯ含有量を０％とすることは困難であり、0.0003質量％以上含有されることが多い。
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。従って、Ｏは可能な限り低い方が良く、0.0015質量％以下とする。なお、工業的にはＯ含有量を０％とすることは困難であり、0.0003質量％以上含有されることが多い。
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
Ｎは、Alと結合して窒化物系非金属介在物を形成し、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、0.003質量％以上添加する。しかし、0.015質量％を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。また、鋼中で窒化物として生成しないＮ（フリーＮ）が多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、Ｎ含有量の上限は0.015質量％とする。好ましくは、0.010質量％以下とする。
Ｎは、Alと結合して窒化物系非金属介在物を形成し、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、0.003質量％以上添加する。しかし、0.015質量％を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。また、鋼中で窒化物として生成しないＮ（フリーＮ）が多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、Ｎ含有量の上限は0.015質量％とする。好ましくは、0.010質量％以下とする。
共晶炭化物生成指数Ｅｃ：０＜Ｅｃ≦0.25
発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査し、その結果に関してパラメータ（主影響元素）の選択を種々に変更して回帰計算を行ったところ、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の（１）式により定義される共晶炭化物指数Ｅｃ値が０＜Ｅｃ≦0.25を満足することが必要であるという知見を得た。
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］ …（１）
但し、[ ]は括弧内の各成分の含有量（質量％）
発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査し、その結果に関してパラメータ（主影響元素）の選択を種々に変更して回帰計算を行ったところ、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の（１）式により定義される共晶炭化物指数Ｅｃ値が０＜Ｅｃ≦0.25を満足することが必要であるという知見を得た。
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］ …（１）
但し、[ ]は括弧内の各成分の含有量（質量％）
さらに、発明者らは、表１に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。
なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにＥｃ値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を550mm角断面に鍛造した。鍛錬成形比は、トップ側で5.6および、ボトム側で3.5である。鍛造後の鋼片から、図２に示すように共晶炭化物生成有無観察用試験片、ならびに図３に示すように転動疲労試験片を採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性をそれぞれ調査した。さらに、鍛造後の鋼片から、図６に示すように、被削性評価用サンプルを採取し、後述する試験法で被削性の調査を行った。ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにＥｃ値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を550mm角断面に鍛造した。鍛錬成形比は、トップ側で5.6および、ボトム側で3.5である。鍛造後の鋼片から、図２に示すように共晶炭化物生成有無観察用試験片、ならびに図３に示すように転動疲労試験片を採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性をそれぞれ調査した。さらに、鍛造後の鋼片から、図６に示すように、被削性評価用サンプルを採取し、後述する試験法で被削性の調査を行った。ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
転動疲労寿命の評価結果を表２に、この評価結果（縦軸：Ｂ10寿命比）とＥｃ値（横軸：質量％）との関係として整理したものを図１に、それぞれ示す。同図に示すように、Ｅｃ値が０以下の領域では、鋼中に巨大な共晶炭化物が生成しており、Ｅｃ値をこの領域で増加させても転動疲労寿命は基準材の水準からほとんど改善されていない。しかし、Ｅｃ値が０を超えると共晶炭化物が生成されなくなり、転動疲労寿命の急激な改善が見られる。ただし、Ｅｃ値が0.25超になると、却って添加するＣ量が少なくなるため、焼入れ後の鋼の強度が確保できなくなり、転動疲労寿命が低下した。以上のことから、Ｅｃ値を０＜Ｅｃ≦0.25とすることによって、鋼中に共晶炭化物が生成することが無くなり、従って、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。また、Ｅｃ値が本発明の範囲内であっても、Ｃ量が本発明の範囲外であるＡ−８および、Mn量が本発明の範囲外であるＡ−10は、鋼の強度が低下したため、転動疲労寿命が低下した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比（各鋼No.の工具寿命／鋼No.Ａ−1の工具寿命）を求めることで行ったが、Ｅｃ値および各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。
ここで、上記のようにＥｃ値を規制して共晶炭化物のない鋼に調整したのは、上述したように、共晶炭化物が鋼中に生成すると、共晶炭化物を起点として転動疲労が発生するため、耐転動疲労寿命特性の低下を招くためである。
なお、本発明では、造塊法によって製造した造塊材である場合においても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能となり、特に転動疲労寿命向上の効果が大きいことから、造塊材に限定する。また、素材を造塊法で製造すると、小断面から大断面までの軸受け製品に対応することが可能となる。
さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Cu：0.005〜0.5質量％、Ni：0.005〜1.00質量％およびMo：0.01〜0.5質量％のうちから選ばれる１種または２種以上
Cu、NiおよびMoは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上、Moは0.01質量％以上添加することが好ましい。しかし、Cu、Moは0.5質量％、Niは1.00質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、Cu、Ni、Moは上記値を上限として添加することが好ましい。
Cu：0.005〜0.5質量％、Ni：0.005〜1.00質量％およびMo：0.01〜0.5質量％のうちから選ばれる１種または２種以上
Cu、NiおよびMoは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上、Moは0.01質量％以上添加することが好ましい。しかし、Cu、Moは0.5質量％、Niは1.00質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、Cu、Ni、Moは上記値を上限として添加することが好ましい。
同様に、本発明の軸受鋼では、強度を高めたり、鋼の転動疲労寿命特性を向上させたりするため、上記成分に加えてさらに、以下の成分を添加することができる。
Ｗ：0.001〜0.5質量％、Nb：0.001〜0.1質量％、Ti：0.001〜0.1質量％、Zr：0.001〜0.1質量％およびＶ：0.002〜0.5質量％のうちの１種または２種以上
Ｗ、Nb、Ti、ZrおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、Nb、TiおよびZrは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、ＷおよびＶは0.5質量％、Nb、Ti、Zrは0.1質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。
Ｗ：0.001〜0.5質量％、Nb：0.001〜0.1質量％、Ti：0.001〜0.1質量％、Zr：0.001〜0.1質量％およびＶ：0.002〜0.5質量％のうちの１種または２種以上
Ｗ、Nb、Ti、ZrおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、Nb、TiおよびZrは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、ＷおよびＶは0.5質量％、Nb、Ti、Zrは0.1質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。
Ｂ：0.0002〜0.005質量％
Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、加工
性が劣化するため、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、加工
性が劣化するため、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
本発明の軸受用造塊材においては、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
上記の成分組成を有する軸受用造塊材は、真空溶解炉または転炉、さらには脱ガス工程等の公知の精錬法にて溶製し、次いで、造塊法によって鋳片とされる。本発明では、特に共晶炭化物の析出し易い造塊法によって鋳片とする場合において、共晶炭化物の生成を防止した造塊材を得ることができるため、特に連続鋳造では製造が困難な大型の素材の製造も可能となる。
次に、本発明の軸受用鋼の製造方法について説明する。
上述した軸受用造塊材を、熱間鍛造により実体鍛錬して角断面の鋼材（以下、角鋼材という）あるいは丸断面の鋼材（以下、丸鋼材という）とし、この鋼材を軸受の外輪あるいは内輪といった部品の形状へとすえ込み鍛錬する鍛造などが施されて軸受部品とされる。ここで、軸受用造塊材を、一旦、角断面あるいは丸断面の鋼材へと実体鍛錬するのは、造塊法により製造された鋳片の内部には、粗大なポロシティの集まりであるザクなどの内部欠陥が発生し易いため、熱間鍛造により低減させるためである。
ここで、丸鋼材あるいは角鋼材への鍛造は、造塊材を加熱温度：1000〜1350℃で加熱して熱間で行う。加熱温度が1000℃未満では、造塊法で製造された鋳片を熱間鍛造する際に、鍛造中の荷重が高くなり、鍛造しにくくなる。そのため、再加熱−再熱間鍛造が必要となるため、製造能率が低下し、製造コストの増加を招く。また、加熱温度が1350℃超では、鋳片内で部分的に溶融が起こり、丸鋼材あるいは角鋼材に割れが発生する。以上のことから、加熱温度は1000℃以上1350℃以下とする。
上述した軸受用造塊材を、熱間鍛造により実体鍛錬して角断面の鋼材（以下、角鋼材という）あるいは丸断面の鋼材（以下、丸鋼材という）とし、この鋼材を軸受の外輪あるいは内輪といった部品の形状へとすえ込み鍛錬する鍛造などが施されて軸受部品とされる。ここで、軸受用造塊材を、一旦、角断面あるいは丸断面の鋼材へと実体鍛錬するのは、造塊法により製造された鋳片の内部には、粗大なポロシティの集まりであるザクなどの内部欠陥が発生し易いため、熱間鍛造により低減させるためである。
ここで、丸鋼材あるいは角鋼材への鍛造は、造塊材を加熱温度：1000〜1350℃で加熱して熱間で行う。加熱温度が1000℃未満では、造塊法で製造された鋳片を熱間鍛造する際に、鍛造中の荷重が高くなり、鍛造しにくくなる。そのため、再加熱−再熱間鍛造が必要となるため、製造能率が低下し、製造コストの増加を招く。また、加熱温度が1350℃超では、鋳片内で部分的に溶融が起こり、丸鋼材あるいは角鋼材に割れが発生する。以上のことから、加熱温度は1000℃以上1350℃以下とする。
さらに、鍛造時には鍛錬成形比が2.0以上となる延伸を行う必要がある。上述したように、造塊法により製造された鋳片の内部には、粗大なポロシティの集まりであるザクなどの内部欠陥が発生し易いため、熱間鍛造により低減させる。この効果を得るためには、鍛錬成形比を2.0以上とすることが好ましい。鍛錬成形比が2.0未満の場合、粗大なザクなどの欠陥が存在するようになり、軸受鋼に加工中に、内部割れが発生するようになる。以上のことから、鍛錬成形比は2.0以上とする実体鍛錬を行うことが好ましい。さらに、好ましい鍛錬成形比は2.5以上である。
なお、鍛錬成形比とは、ＪＩＳ Ｇ ０７０１に記載の実体鍛錬における鍛錬成形比のことを指す。すなわち、鍛造前の断面積Ａと鍛造後の断面積ａとの比Ａ／ａを意味する。
なお、鍛錬成形比とは、ＪＩＳ Ｇ ０７０１に記載の実体鍛錬における鍛錬成形比のことを指す。すなわち、鍛造前の断面積Ａと鍛造後の断面積ａとの比Ａ／ａを意味する。
ここで、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械の大型化に対応するためには、鋼材段階での寸法も大型化する必要がある。例えば、風力発電機の軸受外輪では外径が３ｍを超えるようなものもある。このような大型の軸受へ加工するためには、当然、加工するための素材となる鋼材の寸法も大型化する必要がある。したがって、本発明において、丸断面或いは角断面の鋼材とした際の寸法は、角鋼材の場合は短辺寸法が400mm以上、丸鋼材の場合は直径が400mm以上であることが好ましい。
また、造塊材の延伸方向に直角な断面における短辺寸法が、角鋼材に実体鍛錬する場合は該角鋼材の延伸方向に直角な断面における長辺寸法より小さかったり、丸鋼材に延伸する場合は該丸鋼材の直径より小さかったりすると、鍛造時に鋳片が座屈して、鍛造能率の低下を招き、製造コストの上昇を招くこととなる。したがって、造塊材の延伸方向に直角な断面おける短辺寸法は、延伸後の鋼材の短辺寸法（角鋼材の場合）あるいは直径（丸鋼材の場合）よりも大きいことが好ましい。
表３に示す成分組成を有する鋼を転炉精錬および脱ガス工程により溶製し、次いで造塊法により表４に示すサイズのインゴットとし、このインゴットを加熱炉に装入して1000〜1350℃に加熱後、表４に示す断面サイズに鍛造を行った。この鍛造品について共晶炭化物の有無および転動疲労寿命特性を、以下のように調査した。
［共晶炭化物の有無］
共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/２）部（中心部）および（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図２）、あるいはＤ/４部およびＤ/２部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図４）から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、３％ナイタルで腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率500倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は10mm×10mmとした。
共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/２）部（中心部）および（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図２）、あるいはＤ/４部およびＤ/２部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図４）から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、３％ナイタルで腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率500倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は10mm×10mmとした。
［耐転動疲労寿命特性］
転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機により評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図３）、あるいはＤ/４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図５）より、60mmφ×5.3mmの円盤を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行い、その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行い、60mmφ×５mmの円盤に平面研磨を行い試験面を鏡面に仕上げた。かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約38mmの円周上を鋼球が転がるようにし、5.8GPaのヘルツ最大接触応力がかかるようにして転動疲労試験に供した。ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
その評価は、試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を10枚〜15枚の試験片に対して求め、ワイブル紙を用いて累積破損確率と応力負荷回数との関係で整理した後、累積破損確率10％(以下、Ｂ10寿命と示す)を求めた。このＢ10寿命が基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）に対して10％以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。
転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機により評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図３）、あるいはＤ/４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図５）より、60mmφ×5.3mmの円盤を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行い、その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行い、60mmφ×５mmの円盤に平面研磨を行い試験面を鏡面に仕上げた。かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約38mmの円周上を鋼球が転がるようにし、5.8GPaのヘルツ最大接触応力がかかるようにして転動疲労試験に供した。ここで、試験片はそれぞれ、鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。
その評価は、試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を10枚〜15枚の試験片に対して求め、ワイブル紙を用いて累積破損確率と応力負荷回数との関係で整理した後、累積破損確率10％(以下、Ｂ10寿命と示す)を求めた。このＢ10寿命が基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）に対して10％以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。
［被削性］
被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、さらに仕上切削を施して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を要する。そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１，Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図６）、あるいはＤ/４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図７）より、60mmφ×270mmの丸棒を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行った。その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行った。かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。外周旋削試験は、超硬（Ｐ10）の切削工具を用いて、潤滑剤なしで切削速度120mm/min、送り速度0.2m/rev、切り込み1.0mmで行い、工具の逃げ面摩耗量が0.2mmになるまでの時間を工具寿命として調査した。それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）についての工具寿命の値で除すことにより、寿命の低下度合（工具寿命比＝工具寿命/ＳＵＪ２相当鋼の工具寿命）を評価した。この工具寿命比が基準鋼に対して15％以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。
被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、さらに仕上切削を施して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を要する。そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１，Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図６）、あるいはＤ/４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図７）より、60mmφ×270mmの丸棒を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行った。その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行った。かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。外周旋削試験は、超硬（Ｐ10）の切削工具を用いて、潤滑剤なしで切削速度120mm/min、送り速度0.2m/rev、切り込み1.0mmで行い、工具の逃げ面摩耗量が0.2mmになるまでの時間を工具寿命として調査した。それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼（Ａ−１：ＳＵＪ２相当鋼）についての工具寿命の値で除すことにより、寿命の低下度合（工具寿命比＝工具寿命/ＳＵＪ２相当鋼の工具寿命）を評価した。この工具寿命比が基準鋼に対して15％以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。
表５に、共晶炭化物の有無、転動疲労寿命特性試験および被削性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成およびＥｃ値を満たす、Ｂ−１〜Ｂ−２、Ｂ−４〜Ｂ−５、Ｂ−７、Ｂ−12〜Ｂ−18およびＢ−20〜Ｂ−28の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、かつ良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、Ｅｃ値が本発明の範囲を満たさないＢ−３、Ｂ−６およびＢ−11の鋼は、鋼中に共晶炭化物が存在し、転動疲労寿命が低下していることが分かる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないＢ−８〜Ｂ−１０、Ｂ−１９およびＢ−３０〜Ｂ−３３の鋼は、転動疲労寿命が低下していることが分かる。さらに、Ｂ−２３〜Ｂ−２５は成分組成が本発明範囲であって、鍛錬成形比が2.0未満となる場合であり、一方、Ｂ-２６〜Ｂ−２８は成分組成が本発明範囲であり、かつ、鍛錬成形比が2.0以上になる発明例である。Ｂ−２３〜Ｂ−２５とＢ-２６〜Ｂ−２８とを比べると、鍛錬成形比を2.0以上とすることにより、転動疲労寿命特性がさらに向上することがわかる。Ｅｃ値は本発明の範囲であるが、Ｃｒ量が本発明の範囲外であるＢ−２９の鋼は、被削性が低下していることが分かる。
本発明によれば、転動疲労寿命特性に優れた軸受用造塊材を安価に製造することができ、産業上非常に価値の高い軸受鋼を提供できる。
Claims (8)
- Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足することを特徴とする軸受用造塊材。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％） - 上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の軸受用造塊材。 - 上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の軸受用造塊材。 - 上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の軸受用造塊材。 - Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する鋼塊を造塊法によって鋳造して造塊材とし、該造塊材を1000〜1350℃に加熱した後、鍛錬成形比が2.0以上の熱間鍛造を行い、短辺寸法が400mm以上の角断面あるいは直径が400mm以上の丸断面の鋼材とすることを特徴とする軸受用鋼の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］・・・・・（１）
但し、［ ］は括弧内の各成分の含有量（質量％） - 上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下および
Mo：0.01質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の軸受用鋼の製造方法。 - 上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。 - 上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする請求項５から７のいずれかに記載の軸受用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010267746A JP4775505B1 (ja) | 2009-11-30 | 2010-11-30 | 転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009272906 | 2009-11-30 | ||
| JP2009272906 | 2009-11-30 | ||
| JP2010242692 | 2010-10-28 | ||
| JP2010242692 | 2010-10-28 | ||
| JP2010267746A JP4775505B1 (ja) | 2009-11-30 | 2010-11-30 | 転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP4775505B1 true JP4775505B1 (ja) | 2011-09-21 |
| JP2012107307A JP2012107307A (ja) | 2012-06-07 |
Family
ID=44066695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010267746A Active JP4775505B1 (ja) | 2009-11-30 | 2010-11-30 | 転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20120321503A1 (ja) |
| EP (1) | EP2508638B1 (ja) |
| JP (1) | JP4775505B1 (ja) |
| KR (1) | KR101482364B1 (ja) |
| CN (1) | CN102639735A (ja) |
| WO (1) | WO2011065593A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2508637B1 (en) * | 2009-11-30 | 2015-05-06 | JFE Steel Corporation | Bearing steel |
| CN103827337B (zh) * | 2011-09-30 | 2016-02-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 轴承用铸锭材料及制造方法 |
| JP6102183B2 (ja) * | 2011-11-09 | 2017-03-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高周波焼入れ用鋼材およびその製造方法 |
| DE102012204618A1 (de) * | 2012-03-22 | 2013-09-26 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Wälzlager mit einem Lagerring mit gehärteter Randzone |
| JP5991254B2 (ja) * | 2012-04-25 | 2016-09-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軸受鋼の製造方法 |
| CN103667980B (zh) * | 2013-11-07 | 2016-06-15 | 安徽省智汇电气技术有限公司 | 一种高速轴承用合金钢材料及其制备方法 |
| RU2569435C1 (ru) * | 2014-08-25 | 2015-11-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Теплостойкая подшипниковая сталь |
| CN104532102B (zh) * | 2014-12-09 | 2017-01-11 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 风电用大规格渗碳轴承钢G20Cr2Ni4A制造工艺 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254739A (ja) * | 1988-08-16 | 1990-02-23 | Kobe Steel Ltd | 加工性に優れ、かつ球状化焼鈍処理を簡略化または省略可能な軸受用鋼 |
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH05117804A (ja) * | 1991-10-24 | 1993-05-14 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JP2009242937A (ja) * | 2008-03-10 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 転動疲労特性に優れた軸受鋼およびその製造方法 |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58214081A (ja) | 1982-06-04 | 1983-12-13 | Hitachi Ltd | 電磁弁駆動装置 |
| JPH03163153A (ja) | 1982-12-28 | 1991-07-15 | Mitsubishi Rayon Co Ltd | 多層構造重合体樹脂組成物 |
| JPH01306542A (ja) | 1988-05-31 | 1989-12-11 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 介在物組成を制御した軸受用鋼 |
| JPH0375312A (ja) | 1989-08-17 | 1991-03-29 | Daido Steel Co Ltd | 軸受鋼のソーキング法 |
| JP3018355B2 (ja) | 1989-10-11 | 2000-03-13 | 日本精工株式会社 | 軸受用鋼及び転がり軸受 |
| JPH03297465A (ja) | 1990-04-16 | 1991-12-27 | Morisaki Kogei Kk | 褥瘡防止用パッド |
| JP3233674B2 (ja) | 1992-03-25 | 2001-11-26 | 川崎製鉄株式会社 | 軸受用鋼 |
| JPH07127643A (ja) | 1993-10-29 | 1995-05-16 | Nippon Seiko Kk | 転がり軸受 |
| JPH0892687A (ja) * | 1994-09-22 | 1996-04-09 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 |
| JPH08311607A (ja) * | 1995-05-16 | 1996-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 歯元曲げ強度に優れた低歪浸炭歯車およびその製造方法 |
| JP4114218B2 (ja) * | 1996-09-19 | 2008-07-09 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
| JP3909902B2 (ja) * | 1996-12-17 | 2007-04-25 | 株式会社小松製作所 | 高耐面圧用鋼部品およびその製造方法 |
| JP3426495B2 (ja) * | 1998-04-09 | 2003-07-14 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた長寿命軸受用鋼及びその製造方法 |
| JP4319001B2 (ja) * | 2003-10-10 | 2009-08-26 | Ｎｔｎ株式会社 | 転がり軸受 |
| WO2005106059A1 (ja) * | 2004-04-28 | 2005-11-10 | Jfe Steel Corporation | 機械構造用部品およびその製造方法 |
| JP4645593B2 (ja) * | 2004-07-16 | 2011-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 機械構造用部品およびその製造方法 |
| EP2508637B1 (en) * | 2009-11-30 | 2015-05-06 | JFE Steel Corporation | Bearing steel |
-
2010
- 2010-11-30 EP EP10833434.3A patent/EP2508638B1/en active Active
- 2010-11-30 US US13/512,647 patent/US20120321503A1/en not_active Abandoned
- 2010-11-30 JP JP2010267746A patent/JP4775505B1/ja active Active
- 2010-11-30 CN CN201080054272XA patent/CN102639735A/zh active Pending
- 2010-11-30 WO PCT/JP2010/071779 patent/WO2011065593A1/ja active Application Filing
- 2010-11-30 KR KR20127016344A patent/KR101482364B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254739A (ja) * | 1988-08-16 | 1990-02-23 | Kobe Steel Ltd | 加工性に優れ、かつ球状化焼鈍処理を簡略化または省略可能な軸受用鋼 |
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH05117804A (ja) * | 1991-10-24 | 1993-05-14 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JP2009242937A (ja) * | 2008-03-10 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 転動疲労特性に優れた軸受鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2011065593A1 (ja) | 2011-06-03 |
| EP2508638B1 (en) | 2015-07-15 |
| KR20120084815A (ko) | 2012-07-30 |
| JP2012107307A (ja) | 2012-06-07 |
| KR101482364B1 (ko) | 2015-01-13 |
| EP2508638A1 (en) | 2012-10-10 |
| EP2508638A4 (en) | 2013-07-24 |
| CN102639735A (zh) | 2012-08-15 |
| US20120321503A1 (en) | 2012-12-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4775506B1 (ja) | 軸受鋼 | |
| JP5433111B2 (ja) | 軸受用造塊材および製造方法 | |
| JP4775505B1 (ja) | 転動疲労寿命に優れる軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法 | |
| JP6098732B2 (ja) | 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品 | |
| JP4956146B2 (ja) | 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 | |
| JP5400089B2 (ja) | 転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法 | |
| JP5458048B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品 | |
| KR101671133B1 (ko) | 표면 경화강 및 침탄재 | |
| JP5385656B2 (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼 | |
| JP6073167B2 (ja) | 面疲労強度と冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼材 | |
| JP5871085B2 (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 | |
| JP5503170B2 (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼 | |
| JP4502929B2 (ja) | 転動疲労特性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼用鋼 | |
| WO2012073458A1 (ja) | 球状化焼鈍後の加工性に優れ、かつ焼入れ・焼戻し後の耐水素疲労特性に優れる軸受鋼 | |
| JP5600502B2 (ja) | ボルト用鋼、ボルトおよびボルトの製造方法 | |
| JP5326885B2 (ja) | 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 | |
| JP4938474B2 (ja) | 耐衝撃疲労特性、面疲労強度に優れた歯車用鋼及びそれを用いた歯車 | |
| CN107429359B (zh) | 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法 | |
| JP2021127504A (ja) | 軸受軌道用鋼材、および軸受軌道 | |
| JP4411096B2 (ja) | 球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼 | |
| JP7323850B2 (ja) | 鋼材及び浸炭鋼部品 | |
| JP7111029B2 (ja) | 鋼部品の製造方法 | |
| JP2021161462A (ja) | 鋼材 | |
| JP5098486B2 (ja) | 浸炭部品の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 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: 20110531 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110613 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4775505 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313114 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |