JPH04198417A - 軸受鋼の製造方法 - Google Patents
軸受鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH04198417A JPH04198417A JP2335742A JP33574290A JPH04198417A JP H04198417 A JPH04198417 A JP H04198417A JP 2335742 A JP2335742 A JP 2335742A JP 33574290 A JP33574290 A JP 33574290A JP H04198417 A JPH04198417 A JP H04198417A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- carbide
- case
- carburizing
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 58
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 58
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 10
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 claims abstract description 50
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 48
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 23
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 22
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims abstract description 21
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 20
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 19
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 abstract description 39
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 6
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 abstract description 6
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 abstract description 5
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 abstract description 5
- 229910000677 High-carbon steel Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 33
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 27
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 18
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 10
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 9
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 239000000047 product Substances 0.000 description 6
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 5
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 3
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000954 Medium-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010273 cold forging Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000010687 lubricating oil Substances 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- F16C2204/66—High carbon steel, i.e. carbon content above 0.8 wt%, e.g. through-hardenable steel
-
- 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
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
この発明は、常温ではもとより、300℃程度までの比
較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す軸受
用鋼の製造方法に関する。
較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す軸受
用鋼の製造方法に関する。
〈従来技術とその課題〉
近年、例えば自動車産業の分野での燃費向上施= 4−
策等に見られるように、各種機械・設備における使用部
品の軽量化要請が高まっているが、特に動力伝達部品の
場合には、軽量化に伴って部品が負担する応力は相応に
大きくなるので軽量化と同時に材料の高強度化も必要と
なる。
品の軽量化要請が高まっているが、特に動力伝達部品の
場合には、軽量化に伴って部品が負担する応力は相応に
大きくなるので軽量化と同時に材料の高強度化も必要と
なる。
ところで、動力伝達系に使用される軸受については、」
1記のような小型化に伴った高強度化が必要であること
は勿論であるが、特にエンジンの周辺部に使用されるも
のでは、同時にエンジンの高速回転による潤滑油の温度
上昇(120〜300℃)にも十分耐えるだけの強度、
即ち耐熱性を有していることも重要な要件となる。ここ
で、軸受材料の場合に必要な強度とは「玉又はころとレ
ースとの間の繰り返しころがり接触による表面剥離に対
する強度(以降、“転動疲労強度”と称する)1のこと
であり、これが軸受の寿命を左右する。従って、自動車
等の動力伝達部に使用される軸受のうち、特にエンジン
周辺部で使用されるものについては、120〜300℃
の温度においても高い転動疲労寿命を発揮することが必
要となる訳である。
1記のような小型化に伴った高強度化が必要であること
は勿論であるが、特にエンジンの周辺部に使用されるも
のでは、同時にエンジンの高速回転による潤滑油の温度
上昇(120〜300℃)にも十分耐えるだけの強度、
即ち耐熱性を有していることも重要な要件となる。ここ
で、軸受材料の場合に必要な強度とは「玉又はころとレ
ースとの間の繰り返しころがり接触による表面剥離に対
する強度(以降、“転動疲労強度”と称する)1のこと
であり、これが軸受の寿命を左右する。従って、自動車
等の動力伝達部に使用される軸受のうち、特にエンジン
周辺部で使用されるものについては、120〜300℃
の温度においても高い転動疲労寿命を発揮することが必
要となる訳である。
このような軸受用の材料として、従来からJISに規定
されたSUJ Z鋼の焼入れ・焼戻し材か最も頻繁に使
用されてきたが、それでもこの材料では前述した120
〜300℃程度の温間での耐熱性は十分と言えなかった
。つまり、S U 、J 2鋼製の軸受では、120〜
300℃の温間に長時間曝されると表面ば焼戻し作用を
受けて軟化し、転動疲労寿命の大幅な低下が生じた訳で
ある。このため、軸受に必要な転動疲労寿命は接触面と
なる表面の硬さに大きく左右されるとされているにもか
かわらず、SUJ 2鋼の場合には使用温度が寿命を左
右することとなりがらであった。
されたSUJ Z鋼の焼入れ・焼戻し材か最も頻繁に使
用されてきたが、それでもこの材料では前述した120
〜300℃程度の温間での耐熱性は十分と言えなかった
。つまり、S U 、J 2鋼製の軸受では、120〜
300℃の温間に長時間曝されると表面ば焼戻し作用を
受けて軟化し、転動疲労寿命の大幅な低下が生じた訳で
ある。このため、軸受に必要な転動疲労寿命は接触面と
なる表面の硬さに大きく左右されるとされているにもか
かわらず、SUJ 2鋼の場合には使用温度が寿命を左
右することとなりがらであった。
このようなSUJ2Mの欠点を補うには、材料表面を軟
化抵抗の高い金属!lJ1織とするか、或いは表面硬度
を」−昇させる必要があり、そのためこれまで鋼組成や
表面処理方法に様々な工夫が試められ、多くの提案もな
されてきた。その代表的なものとして、例えば a) SUJ2MAの5i(Jを増すことによって焼
戻し軟化抵抗を増加させ、転動疲労寿命の向上を図る提
案(特開平1−255650号)。
化抵抗の高い金属!lJ1織とするか、或いは表面硬度
を」−昇させる必要があり、そのためこれまで鋼組成や
表面処理方法に様々な工夫が試められ、多くの提案もな
されてきた。その代表的なものとして、例えば a) SUJ2MAの5i(Jを増すことによって焼
戻し軟化抵抗を増加させ、転動疲労寿命の向上を図る提
案(特開平1−255650号)。
b) 高Cr低・中炭素鋼を浸炭し、表層部に炭化物を
分散析出させることによって表面硬度を上昇させ、転動
疲労寿命の向上を図る提案(特開平2−107755号
)。
分散析出させることによって表面硬度を上昇させ、転動
疲労寿命の向上を図る提案(特開平2−107755号
)。
等を挙げることができる。
しかしながら、前記提案a)の場合は、Si量の増加の
みでは軟化抵抗の向−にに限界があり、高Siiとして
も使用温度が200“C以上になると急激に硬度が低下
するため、200℃以上における転動疲労寿命の向上は
期待できなかった。
みでは軟化抵抗の向−にに限界があり、高Siiとして
も使用温度が200“C以上になると急激に硬度が低下
するため、200℃以上における転動疲労寿命の向上は
期待できなかった。
また、前記提案b)の場合は、炭化物の析出による表面
硬度の上昇や軟化抵抗の向上が期待できるので温間での
硬さ低下は提案a)の場合に比べて小さいが、それでも
転動疲労寿命の向上効果が十分とは言えず、300 ’
C程度までの温間における転動疲労寿命の目立った改善
を達成することはできなかった。これは、提案h)の手
法で炭化物の分散析出が図られた材料は、炭化物の析出
形態が転動疲労寿命の向上に十分適合していないことに
よるものと考えられる。
硬度の上昇や軟化抵抗の向上が期待できるので温間での
硬さ低下は提案a)の場合に比べて小さいが、それでも
転動疲労寿命の向上効果が十分とは言えず、300 ’
C程度までの温間における転動疲労寿命の目立った改善
を達成することはできなかった。これは、提案h)の手
法で炭化物の分散析出が図られた材料は、炭化物の析出
形態が転動疲労寿命の向上に十分適合していないことに
よるものと考えられる。
このようなことから、本発明が目的としたのは、従来材
に比べて大幅に改善された転動疲労強度を有し、120
〜300℃の比較的高い温度域においても優れた転動疲
労寿命を示す軸受鋼を提供することであった。
に比べて大幅に改善された転動疲労強度を有し、120
〜300℃の比較的高い温度域においても優れた転動疲
労寿命を示す軸受鋼を提供することであった。
く課題を解決するだめの手段〉
本発明者等は、上記目的を達成すべく、特に浸炭によっ
て表層部に炭化物を分散析出させた軸受鋼の表面硬度や
軟化抵抗の向上効果に着目しつつ、120〜300℃程
度の比較的高い温度下での転動疲労寿命の更に安定した
向上策を求めて鋭意研究を重ねた。
て表層部に炭化物を分散析出させた軸受鋼の表面硬度や
軟化抵抗の向上効果に着目しつつ、120〜300℃程
度の比較的高い温度下での転動疲労寿命の更に安定した
向上策を求めて鋭意研究を重ねた。
ここで、浸炭により鋼の表層部に炭化物を効果的に析出
・分散させるためには、原則として、浸炭前の組織の中
に炭化物析出浸炭時の析出サイトとなるべき核を予め分
散させておく必要があると言う基礎的な事実がある。つ
まり、前組織の中に前記核の分散が無げれば、浸炭時に
おける炭化物の析出は優先的にオーステナイト粒界で起
きるごととなる。このよ・うなオーステナイト粒界への
炭化物の析出が起きると、機械構造部品として必要な靭
性が大幅に劣化することば言うまでもない。
・分散させるためには、原則として、浸炭前の組織の中
に炭化物析出浸炭時の析出サイトとなるべき核を予め分
散させておく必要があると言う基礎的な事実がある。つ
まり、前組織の中に前記核の分散が無げれば、浸炭時に
おける炭化物の析出は優先的にオーステナイト粒界で起
きるごととなる。このよ・うなオーステナイト粒界への
炭化物の析出が起きると、機械構造部品として必要な靭
性が大幅に劣化することば言うまでもない。
従って、120〜300℃の温度域においても高い転動
疲労寿命を確保するには、オーステナイト粒界への炭化
物析出を極力阻止し、オーステナイト粒内に炭化物を析
出させることが必要であり、このためには浸炭の前組織
に炭化物の析出サイトとなる核を分散させておくことが
必要な訳である。
疲労寿命を確保するには、オーステナイト粒界への炭化
物析出を極力阻止し、オーステナイト粒内に炭化物を析
出させることが必要であり、このためには浸炭の前組織
に炭化物の析出サイトとなる核を分散させておくことが
必要な訳である。
そこで、本発明者等はこのような観点から種々の調査を
行った結果、次のような事実を見出したのである。
行った結果、次のような事実を見出したのである。
(al 浸炭時に炭化物を粒界に析出させずに粒内に
分散して析出させる核としては“浸炭時に析出する炭化
物の結晶構造と同じもの”か最も良く、核としてこのよ
うなものを選ぶことが析出サイトを最も有効に働かせる
手直てとなる。従って、浸炭時に析出する炭化物がM
’+ C型の場合には、前組織にM3C型の炭化物を予
め分11りしておけば、浸炭にて粒内に均一に炭化物を
析出させることが可能となる。
分散して析出させる核としては“浸炭時に析出する炭化
物の結晶構造と同じもの”か最も良く、核としてこのよ
うなものを選ぶことが析出サイトを最も有効に働かせる
手直てとなる。従って、浸炭時に析出する炭化物がM
’+ C型の場合には、前組織にM3C型の炭化物を予
め分11りしておけば、浸炭にて粒内に均一に炭化物を
析出させることが可能となる。
(b) そして、高炭素鋼の場合には炭化物析出浸炭
の前組織として球状化焼鈍組織を利用することができ、
該組織の球状化した炭化物は浸炭による炭化物の析出核
として有効に作用し、同一結晶構造の炭化物の析出を促
す。
の前組織として球状化焼鈍組織を利用することができ、
該組織の球状化した炭化物は浸炭による炭化物の析出核
として有効に作用し、同一結晶構造の炭化物の析出を促
す。
(C)なお、前記核は浸炭中に71−リソクス中へ完全
に溶解してはならない。浸炭中に核(炭化物)が7トリ
ソクス中へ完全に溶解すると浸炭による炭化物の析出は
粒界で優先的に生じることとなる。
に溶解してはならない。浸炭中に核(炭化物)が7トリ
ソクス中へ完全に溶解すると浸炭による炭化物の析出は
粒界で優先的に生じることとなる。
このため、炭化物析出浸炭は、核がマ)・リソクスに完
全に溶解しない“温度−時間バランス”で行う必要があ
る。
全に溶解しない“温度−時間バランス”で行う必要があ
る。
それ故、浸炭の前組織として球状化焼鈍m織を利用する
場合には、球状化焼鈍炭化物を完全に溶解させない“′
温度−時間バランス”で浸炭処理を行うことが要求され
る。
場合には、球状化焼鈍炭化物を完全に溶解させない“′
温度−時間バランス”で浸炭処理を行うことが要求され
る。
なお、第1図は、直径約11mの炭化物を有するSUJ
2鋼の球状化焼鈍組織の溶解曲線を示している。この
溶解曲線を境界として、その下方領域の“温度−時間バ
ランス”では球状化焼鈍炭化物は完全に熔解せずに一部
残存する。従って、このようなパ温度−時間ハランス”
で浸炭を行った場合には、浸炭中に球状化焼鈍炭化物は
溶解せずに析出核として作用し、鋼の表層部に炭化物を
均一に分散・析出させることができる。
2鋼の球状化焼鈍組織の溶解曲線を示している。この
溶解曲線を境界として、その下方領域の“温度−時間バ
ランス”では球状化焼鈍炭化物は完全に熔解せずに一部
残存する。従って、このようなパ温度−時間ハランス”
で浸炭を行った場合には、浸炭中に球状化焼鈍炭化物は
溶解せずに析出核として作用し、鋼の表層部に炭化物を
均一に分散・析出させることができる。
第2図は、S U 、J 2鋼を第1図中に示した条件
A、B、Cの“温度−時間ハランス”で浸炭した際の鋼
のミクロ組織を示しており、第2図(alは条件へ、第
2図(b)は条件B、第2図FC+は条件Cで得られた
ものである。この第2図からも、浸炭中に析出核となる
べき球状化焼鈍炭化物が完全に溶解する条件Aでは炭化
物の析出が粒界に偏って生しるのに対して、球状化焼鈍
炭化物が残存する条件B、Cでは粒内に炭化物が分散・
析出するので均一な炭化物析出層を得られるごとが分か
る。
A、B、Cの“温度−時間ハランス”で浸炭した際の鋼
のミクロ組織を示しており、第2図(alは条件へ、第
2図(b)は条件B、第2図FC+は条件Cで得られた
ものである。この第2図からも、浸炭中に析出核となる
べき球状化焼鈍炭化物が完全に溶解する条件Aでは炭化
物の析出が粒界に偏って生しるのに対して、球状化焼鈍
炭化物が残存する条件B、Cでは粒内に炭化物が分散・
析出するので均一な炭化物析出層を得られるごとが分か
る。
(dl 従って、高炭素鋼をヘ−スにし、その球状化
焼鈍炭化物を炭化物析出の核として利用しつつ炭化物析
出浸炭を行い、鋼表面の粒内に炭化物を微細に析出させ
ると鋼の表面硬度と焼鈍軟化抵抗が著しく上昇し、この
ように製造された軸受鋼では120〜300℃の使用温
度においても優れた転動疲労寿命を示すようになる。
焼鈍炭化物を炭化物析出の核として利用しつつ炭化物析
出浸炭を行い、鋼表面の粒内に炭化物を微細に析出させ
ると鋼の表面硬度と焼鈍軟化抵抗が著しく上昇し、この
ように製造された軸受鋼では120〜300℃の使用温
度においても優れた転動疲労寿命を示すようになる。
(dl ただ、球状化焼鈍炭化物を核として利用し、
浸炭によって供給されるCを炭化物としてオーステナイ
ト粒内に分散した核に析出させても、実際にはオーステ
ナイト粒界にも微量に炭化物が析出するのを防止するこ
とは困難である。この量は、核が全く無い時に比べると
大きく減少はするが、強度に対する多少の影響を免れる
ことはできない。
浸炭によって供給されるCを炭化物としてオーステナイ
ト粒内に分散した核に析出させても、実際にはオーステ
ナイト粒界にも微量に炭化物が析出するのを防止するこ
とは困難である。この量は、核が全く無い時に比べると
大きく減少はするが、強度に対する多少の影響を免れる
ことはできない。
しかしながら、鋼成分として適量のBを添加した高炭素
B鋼をヘ−スにした場合には、粒界の有害な析出炭化物
をより一層減少させることが可能となり、−段と優れた
強度向上効果を確保できるようになる。
B鋼をヘ−スにした場合には、粒界の有害な析出炭化物
をより一層減少させることが可能となり、−段と優れた
強度向上効果を確保できるようになる。
本発明は、上記知見事項等を基にして完成されたもので
あり、 rc:0.7〜1.5%(以降、成分割合を表わず%は
重量%とする)。
あり、 rc:0.7〜1.5%(以降、成分割合を表わず%は
重量%とする)。
Si:2.0%以下、 Cr : 1.0〜6
%。
%。
Ni:3.0%以下
を含むか、或いは更に
B : 0.0010〜0.0050%、Mo:1.5
%以下。
%以下。
Nb : 0.01〜1.0%、 v:0.oi
〜1.0%の1種以上をも含み、残部がFe及び不可避
的不純物から成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜10
00℃の温度域で浸炭処理し、引き続いて 900〜7
50℃から焼入れ処理し、この後焼戻し処理とを施すこ
とにより、常温から300℃程度の比較的高い温度の領
域にかけて優れた転動疲労強度を示す軸受鋼を工業的に
安定して提供し得るようにした点」 に大きな特徴を有している。
〜1.0%の1種以上をも含み、残部がFe及び不可避
的不純物から成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜10
00℃の温度域で浸炭処理し、引き続いて 900〜7
50℃から焼入れ処理し、この後焼戻し処理とを施すこ
とにより、常温から300℃程度の比較的高い温度の領
域にかけて優れた転動疲労強度を示す軸受鋼を工業的に
安定して提供し得るようにした点」 に大きな特徴を有している。
続に、本発明において適用鋼の化学成分組成及びその処
理条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
理条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
八)鋼の化学成分組成
旦
本発明では鋼のオーステナイト?iJf域において炭化
物析出焼鈍が行われるが、そのため高温のオ−ステナイ
ト領域で析出核として利用する球状化焼鈍炭化物を安定
に残存させておく必要がある。そして、Cには析出核と
なる球状化炭化物を高温のオーステナイ)?iJf域で
安定させる作用があるのでその作用を利用すべく添加さ
れるが、C含有量が0.7%未満では亜共析組織となっ
てオーステナイト領域での球状化焼鈍炭化物の安定性が
十分でなくなる。ところが、一方、Cには鋼の鋳造過程
で中心に粗大炭化物の中心偏析を助長し、製品の機械的
性質を劣化させる作用もある。そして、1.5%を超え
てCを含有させると前記粗大炭化物が中心に残存し、熱
処理によっても消失が困難になる。
物析出焼鈍が行われるが、そのため高温のオ−ステナイ
ト領域で析出核として利用する球状化焼鈍炭化物を安定
に残存させておく必要がある。そして、Cには析出核と
なる球状化炭化物を高温のオーステナイ)?iJf域で
安定させる作用があるのでその作用を利用すべく添加さ
れるが、C含有量が0.7%未満では亜共析組織となっ
てオーステナイト領域での球状化焼鈍炭化物の安定性が
十分でなくなる。ところが、一方、Cには鋼の鋳造過程
で中心に粗大炭化物の中心偏析を助長し、製品の機械的
性質を劣化させる作用もある。そして、1.5%を超え
てCを含有させると前記粗大炭化物が中心に残存し、熱
処理によっても消失が困難になる。
従って、C含有量は0.7〜1.5%と定めた。
計
Siは基地組織のマルテンサイトに固溶してマルテンサ
イトを強靭化する作用があり、これを通して転動疲労強
度を向上させる効果をもたらす。しかし、一方では、炭
化物析出浸炭の際に炭化物を析出させにくくする作用も
あり、2.0%を超えてSiを含有させると炭化物が析
出しなくなる恐れがある。従って、Si含有量ば2.0
%以下と定めた。
イトを強靭化する作用があり、これを通して転動疲労強
度を向上させる効果をもたらす。しかし、一方では、炭
化物析出浸炭の際に炭化物を析出させにくくする作用も
あり、2.0%を超えてSiを含有させると炭化物が析
出しなくなる恐れがある。従って、Si含有量ば2.0
%以下と定めた。
Crは炭化物析出元素であり、炭化物析出浸炭の際の析
出反応を促進する作用があるが、その含有量が1.0%
未満では炭化物析出反応の促進作用が不十分で、浸炭処
理中に核である球状化炭化物も凝集粗大化してしまい、
転動疲労強度向上に寄与する炭化物分散組織を得ること
ができない。一方、Crは共晶点を低炭素側に移動させ
、CMによっては鋳造の際の粗大炭化物の中心偏析を助
長して製品の機械的性質を劣化させる作用もあり、本発
明のC含有量範囲では、Cr含有量が6%を超えると熱
処理によっても消失が困難な粗大炭化物の中心偏析を避
は難くなる。従って、Cr含有量は1.0〜6%と定め
た。
出反応を促進する作用があるが、その含有量が1.0%
未満では炭化物析出反応の促進作用が不十分で、浸炭処
理中に核である球状化炭化物も凝集粗大化してしまい、
転動疲労強度向上に寄与する炭化物分散組織を得ること
ができない。一方、Crは共晶点を低炭素側に移動させ
、CMによっては鋳造の際の粗大炭化物の中心偏析を助
長して製品の機械的性質を劣化させる作用もあり、本発
明のC含有量範囲では、Cr含有量が6%を超えると熱
処理によっても消失が困難な粗大炭化物の中心偏析を避
は難くなる。従って、Cr含有量は1.0〜6%と定め
た。
旦
Niも、Siと同様、基地組織のマルテンサイトに固溶
してこれを強靭化する作用を有しており、この作用を通
じて転動疲労強度を向上させる効果を発揮するが、一方
で、炭化物析出浸炭の際に炭化−15= 物を析出させにくくする作用もある。特に,Nii含有
量が3.0%を超えると炭化物の析出が不十分となるこ
とから,Nii含有量は3.0%以下と定めた。
してこれを強靭化する作用を有しており、この作用を通
じて転動疲労強度を向上させる効果を発揮するが、一方
で、炭化物析出浸炭の際に炭化−15= 物を析出させにくくする作用もある。特に,Nii含有
量が3.0%を超えると炭化物の析出が不十分となるこ
とから,Nii含有量は3.0%以下と定めた。
旦
Bは、浸炭時に粒界へ炭化物が析出するのを阻止し、1
20〜300℃での転動疲労寿命を向」ニさせる効果が
あるので必要により含有せし2められるが、その含有量
が0.OOl、0%未満であると上記効果が十分でなく
、一方、0.0050%を超えて含有させてもより以上
の向上効果が認められないことがら、B含有量は0.0
010〜0.0050%と定めた。
20〜300℃での転動疲労寿命を向」ニさせる効果が
あるので必要により含有せし2められるが、その含有量
が0.OOl、0%未満であると上記効果が十分でなく
、一方、0.0050%を超えて含有させてもより以上
の向上効果が認められないことがら、B含有量は0.0
010〜0.0050%と定めた。
扼
MOは,Nii及びSiと同様、基地組織であるマルテ
ンザイ1〜に固溶して強靭化させる作用のほが、Crは
どではないが浸炭地の炭化物析出反応を促進させる作用
をも有していることから必要により含有せしめられるが
、1.5%を超えて含有させても基地強靭化による転動
疲労の向上効果が飽和してしまうので、Mo含有量は1
.5%以下と定めた。
ンザイ1〜に固溶して強靭化させる作用のほが、Crは
どではないが浸炭地の炭化物析出反応を促進させる作用
をも有していることから必要により含有せしめられるが
、1.5%を超えて含有させても基地強靭化による転動
疲労の向上効果が飽和してしまうので、Mo含有量は1
.5%以下と定めた。
匙及夏y
Nb並びにVには、何れも浸炭中にCと結合してMC型
の特殊炭化物となり、Fe、 Crの炭化物と共に分散
析出して転動疲労寿命を向上させる作用があるので、必
要により1種又は2種が添加されるが、何れも含有量が
0.01%未満であると上記作用による所望の効果が得
られず、一方、1.0%を超えて含有させても転動疲労
寿命の向上効果が飽和してしまう。従って,Nib及び
■の含有量は、それぞれ0.01〜1.0%と定めた。
の特殊炭化物となり、Fe、 Crの炭化物と共に分散
析出して転動疲労寿命を向上させる作用があるので、必
要により1種又は2種が添加されるが、何れも含有量が
0.01%未満であると上記作用による所望の効果が得
られず、一方、1.0%を超えて含有させても転動疲労
寿命の向上効果が飽和してしまう。従って,Nib及び
■の含有量は、それぞれ0.01〜1.0%と定めた。
B)球状化焼鈍
球状化焼鈍は、浸炭処理の際の炭化物析出の析出サイト
となる核を形成するために必要不可欠な熱処理であり、
浸炭処理後の鋼表面に炭化物を球状、微細に分散析出さ
せる作用がある。従って、球状化焼鈍処理と浸炭処理の
間に球状化焼鈍組織(特に炭化物の形態)を根本的に変
える熱処理を行うべきでない。但し、機械加工、冷間鍛
造、フェライト−パーライト 鈍組織の炭化物の形態を大幅に変えるものでもないので
、これらの処理については球状化焼鈍後、浸炭処理前に
行うことができる。
となる核を形成するために必要不可欠な熱処理であり、
浸炭処理後の鋼表面に炭化物を球状、微細に分散析出さ
せる作用がある。従って、球状化焼鈍処理と浸炭処理の
間に球状化焼鈍組織(特に炭化物の形態)を根本的に変
える熱処理を行うべきでない。但し、機械加工、冷間鍛
造、フェライト−パーライト 鈍組織の炭化物の形態を大幅に変えるものでもないので
、これらの処理については球状化焼鈍後、浸炭処理前に
行うことができる。
C)浸炭処理
浸炭処理は、先立つ球状化焼鈍で生成された炭化物を核
にして更なる炭化物を球状微細に析出させ、鋼表面部の
硬度や軟化抵抗を増大させて転動疲労寿命を向上させる
ために施される。
にして更なる炭化物を球状微細に析出させ、鋼表面部の
硬度や軟化抵抗を増大させて転動疲労寿命を向上させる
ために施される。
なお、上述のように転動疲労寿命の向上のためには表面
硬度を土塀させることが必要であり、このためには炭化
物の分散析出に加え、7トリソクスを高炭素マルテンサ
イトにする必要がある。そして、高炭素マルテンサイト
を得るためにはC固溶度が大きいオーステナイト領域で
浸炭する必要がある。しかし、浸炭温度が750℃未満
ではオーステナイト領域での浸炭が不可能となる。一方
、1000 ℃を超える温度域で浸炭すると炭化物析出
の核となる球状化焼鈍炭化物が消失するので、浸炭によ
って供給される炭化物はオーステナイト粒界に粗大化し
て析出することとなり、転動疲労寿命強度を劣化させる
。従って、浸炭処理温度は750〜1000℃と定めた
。
硬度を土塀させることが必要であり、このためには炭化
物の分散析出に加え、7トリソクスを高炭素マルテンサ
イトにする必要がある。そして、高炭素マルテンサイト
を得るためにはC固溶度が大きいオーステナイト領域で
浸炭する必要がある。しかし、浸炭温度が750℃未満
ではオーステナイト領域での浸炭が不可能となる。一方
、1000 ℃を超える温度域で浸炭すると炭化物析出
の核となる球状化焼鈍炭化物が消失するので、浸炭によ
って供給される炭化物はオーステナイト粒界に粗大化し
て析出することとなり、転動疲労寿命強度を劣化させる
。従って、浸炭処理温度は750〜1000℃と定めた
。
浸炭処理の方法としては固体法、塩浴法、ガス法、イオ
ン法があるが、何れの方法によっても本発明の目的を達
成できるので特に限定する必要はない。また、浸炭時間
については、製品によって必要な炭化物分散層の濃度が
変わるのでそれに応じて適正な時間を選ぶ必要がある。
ン法があるが、何れの方法によっても本発明の目的を達
成できるので特に限定する必要はない。また、浸炭時間
については、製品によって必要な炭化物分散層の濃度が
変わるのでそれに応じて適正な時間を選ぶ必要がある。
D)焼入れ処理
焼入れ処理は、7トリソクスを高炭素マルテンサイトに
変態させ、炭化物析出層及び芯部の硬度を上昇させるた
めに実施される。
変態させ、炭化物析出層及び芯部の硬度を上昇させるた
めに実施される。
ここで、焼入れによって高炭素マルテンサイトを得よう
とすると一般には高温相のオーステナイトがマトリック
スの中に残留しがちである。これを残留オーステナイト
と言うが、多量に残留すれば軸受駆動中の軸受の寸法安
定性が劣化し、騒音や焼付の問題が生じる。そして、焼
入れ温度が高くなるほど残留オーステナイトに多量に残
留する。
とすると一般には高温相のオーステナイトがマトリック
スの中に残留しがちである。これを残留オーステナイト
と言うが、多量に残留すれば軸受駆動中の軸受の寸法安
定性が劣化し、騒音や焼付の問題が生じる。そして、焼
入れ温度が高くなるほど残留オーステナイトに多量に残
留する。
特に、900℃を超える温度域から焼入れを行うと急激
に残留オーステナイトが増加し、軸受の寸法安定性を損
なうようになる。一方、マトリックスを高炭素マルテン
サイトにするためにはオーステナイト域から焼入れる必
要があるが、焼入れ温度が750℃未満であるとオース
テナイト域からの焼入れが不可能となる。従って、焼入
れ温度は900〜750℃と定めた。
に残留オーステナイトが増加し、軸受の寸法安定性を損
なうようになる。一方、マトリックスを高炭素マルテン
サイトにするためにはオーステナイト域から焼入れる必
要があるが、焼入れ温度が750℃未満であるとオース
テナイト域からの焼入れが不可能となる。従って、焼入
れ温度は900〜750℃と定めた。
E)焼戻し処理
焼戻しは、焼入れによって生成した高炭素マルテンサイ
トに靭性を付与するため施される。この場合、焼戻し温
度は特に限定されるものではないが、軸受の使用温度よ
りも50〜100 ’C高い温度で行うことが望ましい
。
トに靭性を付与するため施される。この場合、焼戻し温
度は特に限定されるものではないが、軸受の使用温度よ
りも50〜100 ’C高い温度で行うことが望ましい
。
続いて、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説
明する。
明する。
(実施例〉
爽旅勇−上
第1表に示す如き成分組成の鋼を真空溶製し、得られた
鋳塊を熱間鍛造して直径70鰭の丸棒材を製作した。
鋳塊を熱間鍛造して直径70鰭の丸棒材を製作した。
次いで、試験番号35及び36を除く全ての鋼について
は、球状化焼鈍を施してから機械加工により直径60關
、厚さ7龍の円盤とし、その後浸炭焼入れ、焼戻しを行
い、表面を鏡面研磨して転動疲労試験片を作成した。
は、球状化焼鈍を施してから機械加工により直径60關
、厚さ7龍の円盤とし、その後浸炭焼入れ、焼戻しを行
い、表面を鏡面研磨して転動疲労試験片を作成した。
なお、浸炭焼入れは、900℃X10hrで浸炭し、8
50℃から20℃の油中に焼入れした。焼戻しは320
℃x1hrで行った。
50℃から20℃の油中に焼入れした。焼戻しは320
℃x1hrで行った。
一方、試験番号35及び36の鋼については、球状化焼
鈍を施してから機械加工により直径60龍。
鈍を施してから機械加工により直径60龍。
厚さ7 umの円盤状とし、その後800℃から20℃
の油中への焼入れ、320℃X1hrの焼戻しを施して
転動疲労試験片とした。
の油中への焼入れ、320℃X1hrの焼戻しを施して
転動疲労試験片とした。
次に、上記要領で製作した試験片にて転動疲労試験を行
った。試験条件は 接触応カニ 560kgf/mm2゜ 油温:250℃。
った。試験条件は 接触応カニ 560kgf/mm2゜ 油温:250℃。
鋼球:3/8″適正仕上軸受鋼
に設定した。
これらの結果を第1表に併せて示す。
第1表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件に従って製造された銅相では、250℃で
の転動疲労寿命が何れも従来品に比べ約2〜20倍向上
していることが確認できる。
規定する条件に従って製造された銅相では、250℃で
の転動疲労寿命が何れも従来品に比べ約2〜20倍向上
していることが確認できる。
ごれば、浸炭に先立って球状化焼鈍により炭化物の析出
核を形成させておくと、浸炭時における炭化物の析出が
均一微細に生しることとなって、比較的高温域での転動
疲労寿命の大幅な改善につながったものと考えられる。
核を形成させておくと、浸炭時における炭化物の析出が
均一微細に生しることとなって、比較的高温域での転動
疲労寿命の大幅な改善につながったものと考えられる。
爽脩汎−叉
第2表の試験番号37〜72に示す如き成分組成の鋼を
真空溶製し、得られた鋳塊を熱間鍛造して直径70wm
の丸棒材を製作した。
真空溶製し、得られた鋳塊を熱間鍛造して直径70wm
の丸棒材を製作した。
次いで、これらの鋼については、球状化焼鈍を施してか
ら機械加工により直径60龍、厚さ7龍の円盤とし、そ
の後浸炭焼入れ、焼戻しを行い、表面を鏡面研磨して転
動疲労試験片を作成した。
ら機械加工により直径60龍、厚さ7龍の円盤とし、そ
の後浸炭焼入れ、焼戻しを行い、表面を鏡面研磨して転
動疲労試験片を作成した。
浸炭焼入れ及び焼戻しの条件は、実施例1の試験番号1
〜33の場合と同様であった。
〜33の場合と同様であった。
なお、第2表に示した試験番号34〜36(従来例)は
実施例1に係わる第1表の試験番号34〜36と同じで
あり、比較のため単に引用したものである。
実施例1に係わる第1表の試験番号34〜36と同じで
あり、比較のため単に引用したものである。
次に、上記の要領で製作した試験片にて転動疲労試験を
行った。
行った。
この試験条件も、実施例1と同様であった。
これらの結果を第2表に併せて示す。
第2表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件に従って製造された鋼材では、250℃で
の転動疲労寿命が何れも従来品に比べ約3〜30倍向上
していることが確認できる。
規定する条件に従って製造された鋼材では、250℃で
の転動疲労寿命が何れも従来品に比べ約3〜30倍向上
していることが確認できる。
これは、浸炭に先立つ球状化焼鈍による析出核生成と、
Bによる粒界炭化物析出防止作用により、浸炭時におけ
る炭化物の析出が均一微細に生じることとなって、比較
的高温域での転動疲労寿命の大幅な改善につながったも
のと考えられる。
Bによる粒界炭化物析出防止作用により、浸炭時におけ
る炭化物の析出が均一微細に生じることとなって、比較
的高温域での転動疲労寿命の大幅な改善につながったも
のと考えられる。
く効果の総括〉
以上に説明した如く、本発明によれば、従来の軸受鋼に
指摘された「120〜300℃の使用温度で転動疲労寿
命が低下する」と言う問題を解決し、常温から300℃
の比較的高い温度までの広い使用温度域で優れた転動疲
労寿命を示す軸受鋼を工業的に安定提供することが可能
となり、自動車におけるエンジン周辺部等の高い温度で
使用される軸受の性能を一段と向上させ得るなど、産業
上有用な効果がもたらされる。
指摘された「120〜300℃の使用温度で転動疲労寿
命が低下する」と言う問題を解決し、常温から300℃
の比較的高い温度までの広い使用温度域で優れた転動疲
労寿命を示す軸受鋼を工業的に安定提供することが可能
となり、自動車におけるエンジン周辺部等の高い温度で
使用される軸受の性能を一段と向上させ得るなど、産業
上有用な効果がもたらされる。
第1図は、5UJZ鋼に係わる球状化焼鈍炭化物の溶解
曲線である。 第2図は、球状化焼鈍−浸炭焼入処理後の組織を示す金
属顕微鏡写真図であり、第2図(a)、第2図(b)、
第2図(C)はそれぞれ浸炭処理条件が異なった場合を
示している。
曲線である。 第2図は、球状化焼鈍−浸炭焼入処理後の組織を示す金
属顕微鏡写真図であり、第2図(a)、第2図(b)、
第2図(C)はそれぞれ浸炭処理条件が異なった場合を
示している。
Claims (8)
- (1)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下を含み、残部がFe及
び不可避的不純物から成る鋼を球状化焼鈍した後、75
0〜1000℃の温度域で浸炭処理し、引き続いて90
0〜750℃から焼入れ処理し、この後焼戻し処理とを
施すことを特徴とする、比較的高い温度においても優れ
た転動疲労強度を示す軸受鋼の製造方法。 - (2)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,Mo:1.5%以下
を含み、残部がFe及び不可避的不純物から成る鋼を球
状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度域で浸炭処
理し、引き続いて900〜750℃から焼入れ処理し、
この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする、比較的高
い温度においても優れた転動疲労強度を示す軸受鋼の製
造方法。 - (3)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,を含有すると共に、
更に Nb:0.01〜1.0%,V:0.01〜1.0%の
1種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から
成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度
域で浸炭処理し、引き続いて900〜750℃から焼入
れ処理し、この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする
、比較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す
軸受鋼の製造方法。 - (4)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,Mo:1.5%以下
を含有すると共に、更に Nb:0.01〜1.0%,V:0.01〜1.0%の
1種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から
成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度
域で浸炭処理し、引き続いて900〜750℃から焼入
れ処理し、この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする
、比較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す
軸受鋼の製造方法。 - (5)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,B:0.0010〜
0.0050% を含み、残部がFe及び不可避的不純物から成る鋼を球
状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度域で浸炭処
理し、引き続いて900〜750℃からの焼入れ処理し
、この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする、比較的
高い温度においても優れた転動疲労強度を示す軸受鋼の
製造方法。 - (6)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,B:0.0010〜
0.0050%,Mo:1.5%以下を含み、残部がF
e及び不可避的不純物から成る鋼を球状化焼鈍した後、
750〜1000℃の温度域で浸炭処理し、引き続いて
900〜750℃から焼入れ処理し、この後焼戻し処理
とを施すことを特徴とする、比較的高い温度においても
優れた転動疲労強度を示す軸受鋼の製造方法。 - (7)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,B:0.0010〜
0.0050%を含有すると共に、更に Nb:0.01〜1.0%,V:0.01〜1.0%の
1種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から
成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度
域で浸炭処理し、引き続いて900〜750℃から焼入
れ処理し、この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする
、比較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す
軸受鋼の製造方法。 - (8)重量割合にて C:0.7〜1.5%,Si:2.0%以下,Cr:1
.0〜6%,Ni:3.0%以下,B:0.0010〜
0.0050%,Mo:1.5%以下を含有すると共に
、更に Nb:0.01〜1.0%,V:0.01〜1.0%の
1種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から
成る鋼を球状化焼鈍した後、750〜1000℃の温度
域で浸炭処理し、引き続いて900〜750℃から焼入
れ処理し、この後焼戻し処理とを施すことを特徴とする
、比較的高い温度においても優れた転動疲労強度を示す
軸受鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2335742A JPH04198417A (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 軸受鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2335742A JPH04198417A (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 軸受鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04198417A true JPH04198417A (ja) | 1992-07-17 |
Family
ID=18291969
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2335742A Pending JPH04198417A (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 軸受鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04198417A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995034692A1 (en) * | 1994-06-16 | 1995-12-21 | Nippon Steel Corporation | High-carbon and long-life bearing steel |
WO2000028102A1 (fr) * | 1998-11-11 | 2000-05-18 | Ntn Corporation | Piece de roulement a billes resistant aux hautes temperatures |
JP2002522645A (ja) * | 1998-08-12 | 2002-07-23 | スウエイジロク・カンパニー | 低温の選択的肌焼き工程 |
US6623567B2 (en) * | 2000-05-12 | 2003-09-23 | Nakamura Industrial Co., Ltd. | Method for high concentration carburizing and quenching of steel and high concentration carburized and quenched steel part |
WO2012158089A1 (en) | 2011-05-17 | 2012-11-22 | Aktiebolaget Skf | Improved bearing steel |
-
1990
- 1990-11-29 JP JP2335742A patent/JPH04198417A/ja active Pending
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995034692A1 (en) * | 1994-06-16 | 1995-12-21 | Nippon Steel Corporation | High-carbon and long-life bearing steel |
AU676804B2 (en) * | 1994-06-16 | 1997-03-20 | Nippon Steel Corporation | High-carbon and long-life bearing steel |
US5705124A (en) * | 1994-06-16 | 1998-01-06 | Nippon Steel Corporation | High carbon bearing steel having a long life |
CN1040668C (zh) * | 1994-06-16 | 1998-11-11 | 新日本制铁株式会社 | 长寿命的高碳轴承钢 |
JP2002522645A (ja) * | 1998-08-12 | 2002-07-23 | スウエイジロク・カンパニー | 低温の選択的肌焼き工程 |
WO2000028102A1 (fr) * | 1998-11-11 | 2000-05-18 | Ntn Corporation | Piece de roulement a billes resistant aux hautes temperatures |
US6623567B2 (en) * | 2000-05-12 | 2003-09-23 | Nakamura Industrial Co., Ltd. | Method for high concentration carburizing and quenching of steel and high concentration carburized and quenched steel part |
WO2012158089A1 (en) | 2011-05-17 | 2012-11-22 | Aktiebolaget Skf | Improved bearing steel |
EP2710165A4 (en) * | 2011-05-17 | 2015-07-15 | Skf Ab | IMPROVED STEEL |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP2092089B1 (en) | Austempered ductile iron, method for producing this and component comprising this iron | |
CN108118260A (zh) | 一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法 | |
CN111850393B (zh) | 一种贝氏体模具钢及其制备方法 | |
US4202710A (en) | Carburization of ferrous alloys | |
JP3385722B2 (ja) | 浸炭焼入方法 | |
JP5264031B2 (ja) | 下部ベイナイト組織の表面を有する転がり軸受鋼と転がり軸受部品およびその製造方法 | |
JPH04198417A (ja) | 軸受鋼の製造方法 | |
JPH039168B2 (ja) | ||
JP4413769B2 (ja) | 転がり軸受用鋼 | |
CN115404390A (zh) | 一种稀土微合金化高温渗碳轴承钢及其制备方法 | |
JPH04231437A (ja) | 高性能、高強度の低合金鋼 | |
JPH0559527A (ja) | 耐摩耗性及び転動疲労性に優れた鋼の製造法 | |
JPH0559427A (ja) | 耐摩耗鋼の製造方法 | |
JPH04337024A (ja) | 軸受鋼の製造方法 | |
JP4821582B2 (ja) | 真空浸炭歯車用鋼 | |
JP3855418B2 (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
JP2000119818A (ja) | 冷間加工性にすぐれたマルテンサイト系耐熱鋼 | |
JPH0559526A (ja) | 耐摩耗性及び転動疲労性に優れた鋼の製造法 | |
JP4175933B2 (ja) | 短時間の窒化処理で高い表面硬さと深い硬化深さの得られる窒化鋼部品及びその製造方法 | |
KR20010056345A (ko) | 오스템퍼드 구상흑연주철 및 그 제조방법 | |
JPH04337023A (ja) | 軸受鋼の製造方法 | |
WO2023248556A1 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
CN115652220B (zh) | 一种Nb微合金化铁碳合金的梯度材料及制备方法 | |
JPH0559525A (ja) | 耐摩耗鋼の製造方法 | |
JPH02185954A (ja) | 浸炭肌焼鋼とその製造方法 |