JPH08193245A - 軸受鋼およびその製造方法 - Google Patents
軸受鋼およびその製造方法Info
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- JPH08193245A JPH08193245A JP2239395A JP2239395A JPH08193245A JP H08193245 A JPH08193245 A JP H08193245A JP 2239395 A JP2239395 A JP 2239395A JP 2239395 A JP2239395 A JP 2239395A JP H08193245 A JPH08193245 A JP H08193245A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、転動疲労寿命に優れた軸受鋼と、
それをより効率的に製造する方法を提示するものであ
る。 【構成】 基本成分のｗｔ％として、Ｃ：０．５５〜
０．９０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０％、Ｍｎ：０．
２０〜２．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔ．Ｍｇ：０．０００
５〜０．０３５０％、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下を含
有し、さらに鋼中に含有されるＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3 とＭ
ｇＯ個数が全酸化物個数の０．８０％以上となる軸受鋼
であり、当該軸受鋼を転炉−連続鋳造−棒鋼・線材圧延
法にて製造するに際し、転炉から出鋼された取鍋溶鋼の
二次精錬法として真空脱ガス処理とＭｇ添加処理のみに
留め、かつ連続鋳造により得られた鋳片を特別な高温加
熱操作を行わず圧延することを特徴とする。
それをより効率的に製造する方法を提示するものであ
る。 【構成】 基本成分のｗｔ％として、Ｃ：０．５５〜
０．９０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０％、Ｍｎ：０．
２０〜２．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔ．Ｍｇ：０．０００
５〜０．０３５０％、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下を含
有し、さらに鋼中に含有されるＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3 とＭ
ｇＯ個数が全酸化物個数の０．８０％以上となる軸受鋼
であり、当該軸受鋼を転炉−連続鋳造−棒鋼・線材圧延
法にて製造するに際し、転炉から出鋼された取鍋溶鋼の
二次精錬法として真空脱ガス処理とＭｇ添加処理のみに
留め、かつ連続鋳造により得られた鋳片を特別な高温加
熱操作を行わず圧延することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高炭素系高寿命軸受鋼、
特に高負荷下で使用される外輪、内輪、ころ、ボール等
の軸受部品用として好適な鋼とその製造方法に関するも
のである。
特に高負荷下で使用される外輪、内輪、ころ、ボール等
の軸受部品用として好適な鋼とその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】近年の自動車エンジンの高出力化および
環境規制対応に伴い、軸受部品においても転動疲労寿命
向上が強く望まれてきた。このため鋼の清浄化による高
寿命化が図られてきた。これは軸受部品の転動疲労破壊
が非金属介在物起点であると考えられてきたことによ
る。
環境規制対応に伴い、軸受部品においても転動疲労寿命
向上が強く望まれてきた。このため鋼の清浄化による高
寿命化が図られてきた。これは軸受部品の転動疲労破壊
が非金属介在物起点であると考えられてきたことによ
る。
【０００３】一方、最近では全世界的規模での環境、エ
ネルギー問題の重要性が認識されるにつれて、転動疲労
寿命に優れた軸受鋼と、それをより効率的に製造する方
法の開発が強く要求されている。即ち、製造コストを極
限まで低減せしめて（＝製造のためのエネルギー使用量
を極限まで減少せしめて）、転動疲労寿命に優れた軸受
鋼を製造する必要が生じてきている。
ネルギー問題の重要性が認識されるにつれて、転動疲労
寿命に優れた軸受鋼と、それをより効率的に製造する方
法の開発が強く要求されている。即ち、製造コストを極
限まで低減せしめて（＝製造のためのエネルギー使用量
を極限まで減少せしめて）、転動疲労寿命に優れた軸受
鋼を製造する必要が生じてきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上のような
要請に応えるものであって、新しい概念を導入すること
により、酸化物系介在物を完全に無害化し、転動疲労特
性に優れた良質な鋼の低コスト製造法を提供するもので
ある。
要請に応えるものであって、新しい概念を導入すること
により、酸化物系介在物を完全に無害化し、転動疲労特
性に優れた良質な鋼の低コスト製造法を提供するもので
ある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】即ち、本発明の要旨とす
るところは以下の通りである。重量％として、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％ Ｓｉ：０．１０〜０．７０％ Ｍｎ：０．２０〜２．００％ Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．００１〜０．０２５％ Ｃｒ：０．２０〜１．５０％ Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００４０％以下 Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３５０％ Ｔ．Ｏ ：０．００２０％以下を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなり、さらに鋼中に含有される酸
化物が個数比として次式を満足することを特徴とする軸
受鋼を提供するものである。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物個
数≧０．８０
るところは以下の通りである。重量％として、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％ Ｓｉ：０．１０〜０．７０％ Ｍｎ：０．２０〜２．００％ Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．００１〜０．０２５％ Ｃｒ：０．２０〜１．５０％ Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００４０％以下 Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３５０％ Ｔ．Ｏ ：０．００２０％以下を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなり、さらに鋼中に含有される酸
化物が個数比として次式を満足することを特徴とする軸
受鋼を提供するものである。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物個
数≧０．８０
【０００６】さらに上記軸受鋼を転炉−連続鋳造法にて
製造する方法として、転炉から出鋼された取鍋溶鋼の二
次精錬法として真空脱ガス処理とＭｇ添加処理のみに留
め、かつ連続鋳造により得られた鋳片を特別な高温加熱
操作を行わず圧延することを特徴とした効率的製造方法
も併せて提示するものである。
製造する方法として、転炉から出鋼された取鍋溶鋼の二
次精錬法として真空脱ガス処理とＭｇ添加処理のみに留
め、かつ連続鋳造により得られた鋳片を特別な高温加熱
操作を行わず圧延することを特徴とした効率的製造方法
も併せて提示するものである。
【０００７】
【作用】本発明鋼では転動疲労特性の維持・向上策とし
て、酸化物系介在物を極力微細に分散させることを基本
とする。このためにＭｇ添加処理が必須となる。しかし
従来のように酸化物系介在物総量を低減させるための処
理は不必要である。即ち、鋼材中の酸化物系介在物の大
きさが大きいほど、その部分に応力が集中しやすくな
り、欠陥となりやすいことから、逆に小さく微細分散さ
せることを着想したものである。
て、酸化物系介在物を極力微細に分散させることを基本
とする。このためにＭｇ添加処理が必須となる。しかし
従来のように酸化物系介在物総量を低減させるための処
理は不必要である。即ち、鋼材中の酸化物系介在物の大
きさが大きいほど、その部分に応力が集中しやすくな
り、欠陥となりやすいことから、逆に小さく微細分散さ
せることを着想したものである。
【０００８】具体的にはＭｇ添加によって、酸化物組成
をＡｌ2 Ｏ3 からＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯに
変換する。その結果、酸化物は凝集合体性が軽減され、
微細に分散することになる。ここに、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 あるいはＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較し、溶鋼との接触
における界面エネルギーが小さいために、凝集合体しに
くく、微細分散が達成される。酸化物系介在物が微細分
散すると、転動疲労特性に与える酸化物総量の影響度合
いは軽微なものとなり、酸化物総量（＝溶鋼Ｔ．Ｏ含有
量）を低減するための操作が不必要となる。その結果、
転動疲労特性を維持・向上させつつ、製造コスト面での
優位性が出現できることになる。
をＡｌ2 Ｏ3 からＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯに
変換する。その結果、酸化物は凝集合体性が軽減され、
微細に分散することになる。ここに、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 あるいはＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較し、溶鋼との接触
における界面エネルギーが小さいために、凝集合体しに
くく、微細分散が達成される。酸化物系介在物が微細分
散すると、転動疲労特性に与える酸化物総量の影響度合
いは軽微なものとなり、酸化物総量（＝溶鋼Ｔ．Ｏ含有
量）を低減するための操作が不必要となる。その結果、
転動疲労特性を維持・向上させつつ、製造コスト面での
優位性が出現できることになる。
【０００９】一方、本発明鋼の製造方法に関しては前述
のように、製造コストを極限まで低減せしめる。すなわ
ち、製造のためのエネルギー使用量を極限まで減少せし
めることを主眼においている。その一つはＭｇ添加によ
り以下の如く達成できる。Ｍｇ添加により酸化物が微細
分散し、転動疲労特性に有利に作用するので、酸化物総
量を減少させるための工程は不必要である。即ち、従
来、転炉を用いて製造する場合の鋼片を得るまでの工程
は、転炉−ＬＦ−ＲＨ−ＣＣが一般的であり、この製造
法ではＬＦ処理によって酸化物総量を減少させていた。
本発明ではこれを省略してもよく、大幅なコスト削減が
可能となる。
のように、製造コストを極限まで低減せしめる。すなわ
ち、製造のためのエネルギー使用量を極限まで減少せし
めることを主眼においている。その一つはＭｇ添加によ
り以下の如く達成できる。Ｍｇ添加により酸化物が微細
分散し、転動疲労特性に有利に作用するので、酸化物総
量を減少させるための工程は不必要である。即ち、従
来、転炉を用いて製造する場合の鋼片を得るまでの工程
は、転炉−ＬＦ−ＲＨ−ＣＣが一般的であり、この製造
法ではＬＦ処理によって酸化物総量を減少させていた。
本発明ではこれを省略してもよく、大幅なコスト削減が
可能となる。
【００１０】ＬＦ処理は取鍋内溶鋼に挿入した炭素質電
極を介して電気エネルギーを供給し、溶鋼温度を上昇さ
せること（＝溶鋼加熱）を基本としているため、これを
省略することにより多大の電気エネルギー消費を削減で
きる。ＬＦの酸化物除去操作は酸化物を吸収除去できる
フラックス成分の添加溶解と、取鍋底部から不活性ガス
を吹込むことによる溶鋼攪拌によって達成される。フラ
ックスの溶解は溶鋼加熱により達成され、また、攪拌を
利用して酸化物の浮上分離およびスラグ＋フラックス中
のＦｅＯ，ＭｎＯの減少が可能となる。ＦｅＯ，ＭｎＯ
の減少により、ＬＦ以降の工程で（ＦｅＯ等が酸化源と
なって）新たに生成する酸化物は大幅に減少する。
極を介して電気エネルギーを供給し、溶鋼温度を上昇さ
せること（＝溶鋼加熱）を基本としているため、これを
省略することにより多大の電気エネルギー消費を削減で
きる。ＬＦの酸化物除去操作は酸化物を吸収除去できる
フラックス成分の添加溶解と、取鍋底部から不活性ガス
を吹込むことによる溶鋼攪拌によって達成される。フラ
ックスの溶解は溶鋼加熱により達成され、また、攪拌を
利用して酸化物の浮上分離およびスラグ＋フラックス中
のＦｅＯ，ＭｎＯの減少が可能となる。ＦｅＯ，ＭｎＯ
の減少により、ＬＦ以降の工程で（ＦｅＯ等が酸化源と
なって）新たに生成する酸化物は大幅に減少する。
【００１１】なお、ＲＨ処理は真空脱ガスによりＨ等の
ガス成分除去が目的であるため省略不可能である。しか
し、従来はＬＦフラックス添加効果を引き出すため、Ｒ
Ｈ処理時間を延長しフラックスと溶鋼の接触時間を増大
させ、酸化物を吸収除去する操業も行われていた。この
場合にも多大のエネルギーを消費しておりコスト面から
は不利であったが、ＬＦを省略する本発明法ではこの欠
点も解消できる。
ガス成分除去が目的であるため省略不可能である。しか
し、従来はＬＦフラックス添加効果を引き出すため、Ｒ
Ｈ処理時間を延長しフラックスと溶鋼の接触時間を増大
させ、酸化物を吸収除去する操業も行われていた。この
場合にも多大のエネルギーを消費しておりコスト面から
は不利であったが、ＬＦを省略する本発明法ではこの欠
点も解消できる。
【００１２】もう一つのコスト低減は以下のように達成
される。軸受鋼製造におけるコストアップ原因の一つ
は、鋼の凝固〜圧延工程で生成する巨大炭化物の生成を
防止するための均熱処理にあった。この処理は連続鋳造
で得られた鋳片を１２００〜１３００℃の高温に数時間
以上保持するものであり、これにより鋳片内に偏析濃化
していたＣ，Ｃｒ等が拡散し、これら元素の偏析が大幅
に軽減され、圧延工程での巨大炭化物生成は皆無とな
る。これにより製品での転動疲労特性は高位安定化し好
ましい成績となる。しかし、均熱処理は多大のエネルギ
ーを消費しておりコスト面からは不利であった。
される。軸受鋼製造におけるコストアップ原因の一つ
は、鋼の凝固〜圧延工程で生成する巨大炭化物の生成を
防止するための均熱処理にあった。この処理は連続鋳造
で得られた鋳片を１２００〜１３００℃の高温に数時間
以上保持するものであり、これにより鋳片内に偏析濃化
していたＣ，Ｃｒ等が拡散し、これら元素の偏析が大幅
に軽減され、圧延工程での巨大炭化物生成は皆無とな
る。これにより製品での転動疲労特性は高位安定化し好
ましい成績となる。しかし、均熱処理は多大のエネルギ
ーを消費しておりコスト面からは不利であった。
【００１３】この対策として、本発明では均熱処理を行
わない場合でも巨大炭化物が生成しない条件を成分面か
ら検討した。その結果、主にＣ含有量を適正範囲０．５
５〜０．９０％とすべきであるとの結論に達した。これ
により後述のように均熱処理を省略しても、製品で転動
疲労特性を悪化させるような巨大炭化物生成がほぼ皆無
となる。
わない場合でも巨大炭化物が生成しない条件を成分面か
ら検討した。その結果、主にＣ含有量を適正範囲０．５
５〜０．９０％とすべきであるとの結論に達した。これ
により後述のように均熱処理を省略しても、製品で転動
疲労特性を悪化させるような巨大炭化物生成がほぼ皆無
となる。
【００１４】次に、各成分の規定理由を述べる。Ｃは最
終製品の軸受部品として必要な転動疲労強度と耐摩耗性
を得るために有効な成分であるが、０．５５％未満では
その効果、特に耐摩耗性が不十分であり、０．９０％を
超えると鋼の凝固過程での巨大炭化物である（Ｆｅ・Ｃ
ｒ）3 Ｃの生成が顕著となり好ましくない。それゆえ適
正範囲は０．５５〜０．９０％であり、この範囲では転
動疲労強度と耐摩耗性が維持されると共に巨大炭化物の
生成がほぼ皆無となり鋳片の均熱処理の省略が可能とな
る。
終製品の軸受部品として必要な転動疲労強度と耐摩耗性
を得るために有効な成分であるが、０．５５％未満では
その効果、特に耐摩耗性が不十分であり、０．９０％を
超えると鋼の凝固過程での巨大炭化物である（Ｆｅ・Ｃ
ｒ）3 Ｃの生成が顕著となり好ましくない。それゆえ適
正範囲は０．５５〜０．９０％であり、この範囲では転
動疲労強度と耐摩耗性が維持されると共に巨大炭化物の
生成がほぼ皆無となり鋳片の均熱処理の省略が可能とな
る。
【００１５】Ｓｉは脱酸元素として、および転動疲労過
程での硬さ低下防止等のため添加するが、０．１０％未
満ではその効果が不十分であり、一方、０．７０％を超
えるとこれらの効果は飽和傾向となり、さらにＳｉ添加
コストの上昇を招き好ましくない。そのため適正範囲は
０．１０〜０．７０％である。Ｍｎは焼入れ性の向上を
通じて、最終製品の寿命を増加させるのに有効な成分で
あるが０．２０％未満では効果が不十分であり、一方、
２．００％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ最終製
品の靱性の劣化を招く。以上より、適正範囲を０．２０
〜２．００％とした。
程での硬さ低下防止等のため添加するが、０．１０％未
満ではその効果が不十分であり、一方、０．７０％を超
えるとこれらの効果は飽和傾向となり、さらにＳｉ添加
コストの上昇を招き好ましくない。そのため適正範囲は
０．１０〜０．７０％である。Ｍｎは焼入れ性の向上を
通じて、最終製品の寿命を増加させるのに有効な成分で
あるが０．２０％未満では効果が不十分であり、一方、
２．００％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ最終製
品の靱性の劣化を招く。以上より、適正範囲を０．２０
〜２．００％とした。
【００１６】Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、鋼の被削
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．００１
％未満ではその効果が不十分である。一方、０．０２５
％を超えるとその効果は鈍化し、むしろ転動疲労特性の
悪化を招く。以上の理由からＳの適正範囲を０．００１
〜０．０２５％とした。Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析
を起こし、最終製品の強度劣化の原因となる。特にＰが
０．０２５％を超えると強度劣化が顕著となるため、
０．０２５％を上限とした。
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．００１
％未満ではその効果が不十分である。一方、０．０２５
％を超えるとその効果は鈍化し、むしろ転動疲労特性の
悪化を招く。以上の理由からＳの適正範囲を０．００１
〜０．０２５％とした。Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析
を起こし、最終製品の強度劣化の原因となる。特にＰが
０．０２５％を超えると強度劣化が顕著となるため、
０．０２５％を上限とした。
【００１７】Ｃｒは焼入れ性を向上させると共に、強靱
化を図るために必要な成分であるが、０．２０％未満で
はこれらの効果が不十分であり、一方、１．５０％を超
えると最終製品での靱性の劣化を招き好ましくない。従
って、Ｃｒの適正範囲は０．２０〜１．５０％である。
Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する
が、０．００５％未満ではその効果が不十分であり、一
方、０．０５０％を超えると靱性の劣化を招き好ましく
ない。それゆえ、０．００５〜０．０５０％がＡｌの適
正範囲である。
化を図るために必要な成分であるが、０．２０％未満で
はこれらの効果が不十分であり、一方、１．５０％を超
えると最終製品での靱性の劣化を招き好ましくない。従
って、Ｃｒの適正範囲は０．２０〜１．５０％である。
Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する
が、０．００５％未満ではその効果が不十分であり、一
方、０．０５０％を超えると靱性の劣化を招き好ましく
ない。それゆえ、０．００５〜０．０５０％がＡｌの適
正範囲である。
【００１８】Ｔｉは硬質析出物ＴｉＮを生成し、これが
転動疲労破壊の起点となり、最終製品の転動寿命劣化の
原因となる。特に、この傾向は０．００４０％を超えて
顕著となるので、Ｔｉは０．００４０％以下に制限し
た。ＮはＡｌＮの析出を介して、オーステナイト粒の微
細化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果が不
十分であり、また、０．０１５％を超えると効果が鈍化
し、むしろ靱性の劣化を招くので、Ｎの適正範囲を０．
００３〜０．０１５％とした。
転動疲労破壊の起点となり、最終製品の転動寿命劣化の
原因となる。特に、この傾向は０．００４０％を超えて
顕著となるので、Ｔｉは０．００４０％以下に制限し
た。ＮはＡｌＮの析出を介して、オーステナイト粒の微
細化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果が不
十分であり、また、０．０１５％を超えると効果が鈍化
し、むしろ靱性の劣化を招くので、Ｎの適正範囲を０．
００３〜０．０１５％とした。
【００１９】Ｔ．Ｍｇは強脱酸元素であり、鋼中のＡｌ
2 Ｏ3 と反応し、Ａｌ2 Ｏ3 のＯを奪い、ＭｇＯ・Ａｌ
2 Ｏ3 あるいはＭｇＯを生成させるために添加される。
ここにＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較
し、溶鋼との接触における界面エネルギーが小さく凝集
合体しにくいため、微細に分散する。Ｍｇ添加量はＡｌ
2 Ｏ3 量、即ち、Ｔ．Ｏ含有量に応じて一定量以上とす
る必要があり、これにより未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回
避できる。この点に関して実験を重ねた結果、Ｔ．Ｍｇ
を０．０００５％以上で未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回避
できることがわかった。しかし、０．０３５０％を超え
て添加しても酸化物微細化効果は鈍化し、Ｍｇ硫化物の
生成も起こり、材質上好ましくない結果となった。それ
ゆえ、Ｔ．Ｍｇの適正範囲は０．０００５〜０．０３５
０％である。なお、Ｔ．Ｍｇとは鋼中のＳｏｌｂｌｅ
Ｍｇと酸化物を形成しているＭｇおよびその他のＭｇ化
合物を形成しているＭｇの総和である。
2 Ｏ3 と反応し、Ａｌ2 Ｏ3 のＯを奪い、ＭｇＯ・Ａｌ
2 Ｏ3 あるいはＭｇＯを生成させるために添加される。
ここにＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｇＯはＡｌ2 Ｏ3 と比較
し、溶鋼との接触における界面エネルギーが小さく凝集
合体しにくいため、微細に分散する。Ｍｇ添加量はＡｌ
2 Ｏ3 量、即ち、Ｔ．Ｏ含有量に応じて一定量以上とす
る必要があり、これにより未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回
避できる。この点に関して実験を重ねた結果、Ｔ．Ｍｇ
を０．０００５％以上で未反応Ａｌ2 Ｏ3 の残存を回避
できることがわかった。しかし、０．０３５０％を超え
て添加しても酸化物微細化効果は鈍化し、Ｍｇ硫化物の
生成も起こり、材質上好ましくない結果となった。それ
ゆえ、Ｔ．Ｍｇの適正範囲は０．０００５〜０．０３５
０％である。なお、Ｔ．Ｍｇとは鋼中のＳｏｌｂｌｅ
Ｍｇと酸化物を形成しているＭｇおよびその他のＭｇ化
合物を形成しているＭｇの総和である。
【００２０】Ｔ．Ｏは鋼中の溶存酸素と酸化物を形成し
ている酸素の和であるが、ほぼ酸化物を形成している酸
素に等しい。Ｍｇ添加前後でＴ．Ｏは変化しないが、Ｍ
ｇ添加前の酸化物はＡｌ2 Ｏ3 であり、Ｔ．Ｏが高いほ
どＡｌ2 Ｏ3 も多くなる。それゆえ、Ｔ．Ｏが０．００
２０％を超えるとＡｌ2 Ｏ3 が多くなりすぎ、Ａｌ2Ｏ3
全量を目的とするＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯ
とすることができないため、Ｔ．Ｏの上限を０．００２
０％とした。
ている酸素の和であるが、ほぼ酸化物を形成している酸
素に等しい。Ｍｇ添加前後でＴ．Ｏは変化しないが、Ｍ
ｇ添加前の酸化物はＡｌ2 Ｏ3 であり、Ｔ．Ｏが高いほ
どＡｌ2 Ｏ3 も多くなる。それゆえ、Ｔ．Ｏが０．００
２０％を超えるとＡｌ2 Ｏ3 が多くなりすぎ、Ａｌ2Ｏ3
全量を目的とするＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 あるいはＭｇＯ
とすることができないため、Ｔ．Ｏの上限を０．００２
０％とした。
【００２１】本発明において鋼中に含有される酸化物個
数比の規定理由を述べる。鋼の精錬工程では一部不可避
的な混入により本発明範囲外、即ち、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 およびＭｇＯ以外の酸化物が存在する。この量を個数
割合で全体の２０％未満とすることにより、さらなる材
質向上効果が認められたため、（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3個
数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物個数≧０．８０と規定し
た。
数比の規定理由を述べる。鋼の精錬工程では一部不可避
的な混入により本発明範囲外、即ち、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 およびＭｇＯ以外の酸化物が存在する。この量を個数
割合で全体の２０％未満とすることにより、さらなる材
質向上効果が認められたため、（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3個
数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物個数≧０．８０と規定し
た。
【００２２】次に本発明における溶鋼へのＭｇ添加方法
について述べる。Ｍｇ添加方法は特定するものではな
く、Ｍｇ源を自然落下による添加法、不活性ガスを用い
て吹込む方法、Ｍｇ源を充填した鉄製ワイヤーを溶鋼中
に供給する方法等を採用してよい。添加場所も溶鋼取
鍋、連続鋳造タンディッシュ、連続鋳造モールド等を自
由に選定してよい。またＭｇ源としては、金属Ｍｇ，Ｍ
ｇ−Ｃｏｋｅ，Ｍｇ−Ａｌ合金、Ｍｇ−Ｓｉ合金、Ｍｇ
−Ｓｉ−Ｍｎ合金等の粒状品が使用でき、これらとＦｅ
−Ａｌ合金、Ｆｅ−Ｓｉ合金の粒状品を混合して使用す
ることも可能である。さらに連続鋳造鋳片の棒鋼あるい
は線材圧延方法も限定するものではない。
について述べる。Ｍｇ添加方法は特定するものではな
く、Ｍｇ源を自然落下による添加法、不活性ガスを用い
て吹込む方法、Ｍｇ源を充填した鉄製ワイヤーを溶鋼中
に供給する方法等を採用してよい。添加場所も溶鋼取
鍋、連続鋳造タンディッシュ、連続鋳造モールド等を自
由に選定してよい。またＭｇ源としては、金属Ｍｇ，Ｍ
ｇ−Ｃｏｋｅ，Ｍｇ−Ａｌ合金、Ｍｇ−Ｓｉ合金、Ｍｇ
−Ｓｉ−Ｍｎ合金等の粒状品が使用でき、これらとＦｅ
−Ａｌ合金、Ｆｅ−Ｓｉ合金の粒状品を混合して使用す
ることも可能である。さらに連続鋳造鋳片の棒鋼あるい
は線材圧延方法も限定するものではない。
【００２３】
【実施例】以下に本発明の実施例並びに比較例を述べ、
本発明の効果について記載する。 （実施例）高炉から出銑された溶銑に脱Ｐ脱Ｓ処理を施
し、続いて当該溶銑を転炉に装入して酸素吹錬を実施
し、所定のＣ，Ｐ，Ｓ含有量の母溶鋼を得た。この母溶
鋼を取鍋に受鋼する間およびＲＨ処理中にＡｌ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒを添加し、また、ＲＨ処理により脱ガスを行
った。さらにＲＨ処理後、溶鋼取鍋あるいは連続鋳造タ
ンディッシュにてＭｇ合金を溶鋼に添加した。Ｍｇ合金
としては、Ｍｇ含有量が０．５〜３０重量％のＳｉ−Ｍ
ｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ合金、
およびＭｇ含有量５〜７０重量％のＡｌ−Ｍｇ合金の１
種類以上を用いた。
本発明の効果について記載する。 （実施例）高炉から出銑された溶銑に脱Ｐ脱Ｓ処理を施
し、続いて当該溶銑を転炉に装入して酸素吹錬を実施
し、所定のＣ，Ｐ，Ｓ含有量の母溶鋼を得た。この母溶
鋼を取鍋に受鋼する間およびＲＨ処理中にＡｌ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒを添加し、また、ＲＨ処理により脱ガスを行
った。さらにＲＨ処理後、溶鋼取鍋あるいは連続鋳造タ
ンディッシュにてＭｇ合金を溶鋼に添加した。Ｍｇ合金
としては、Ｍｇ含有量が０．５〜３０重量％のＳｉ−Ｍ
ｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ合金、
およびＭｇ含有量５〜７０重量％のＡｌ−Ｍｇ合金の１
種類以上を用いた。
【００２４】そのサイズは１．５ｍｍ以下の粒状であ
り、添加方法は粒状Ｍｇ合金を充填した鉄製ワイヤーを
溶鋼中に供給する方法、あるいは粒状Ｍｇ合金を不活性
ガスと共にインジェクションする方法にて溶鋼に添加し
た。このようにして得た溶鋼から連続鋳造法により鋳片
を製造し、当該鋳片を均熱処理を施すことなく直接棒鋼
圧延し、表１に示す化学成分の軸受鋼素材（直径６５ｍ
ｍφ）を製造した。表２には、この素材の転動疲労寿命
相対値、製鋼コストの相対値を示したが実施例は比較例
よりも極めて好ましい成績が得られた。またこの素材中
に含まれる酸化物系介在物の組成とサイズ、巨大炭化物
の生成の有無も表２に示したが、これも比較例よりも好
ましいものであった。
り、添加方法は粒状Ｍｇ合金を充填した鉄製ワイヤーを
溶鋼中に供給する方法、あるいは粒状Ｍｇ合金を不活性
ガスと共にインジェクションする方法にて溶鋼に添加し
た。このようにして得た溶鋼から連続鋳造法により鋳片
を製造し、当該鋳片を均熱処理を施すことなく直接棒鋼
圧延し、表１に示す化学成分の軸受鋼素材（直径６５ｍ
ｍφ）を製造した。表２には、この素材の転動疲労寿命
相対値、製鋼コストの相対値を示したが実施例は比較例
よりも極めて好ましい成績が得られた。またこの素材中
に含まれる酸化物系介在物の組成とサイズ、巨大炭化物
の生成の有無も表２に示したが、これも比較例よりも好
ましいものであった。
【００２５】（比較例）実施例に準じて表１に示す化学
成分の軸受鋼素材（直径６５ｍｍφ）を製造した。但
し、この場合には、成分範囲が本発明と異なるケー
ス、酸化物系介在物個数割合が適正範囲外のケース、
ＲＨ処理後にＬＦ処理を行ったケース、ＬＦ処理と
さらに鋳片の均熱処理を行ったケースの４通りを行っ
た。得られた軸受鋼素材の成分を表１に示した。また、
表２には転動疲労寿命相対値、製鋼コストの相対値を示
したが実施例よりも不良な成績であった。また、この素
材中に含まれる酸化物系介在物の組成とサイズ、巨大炭
化物の生成の有無も表２に示したが、実施例よりも劣っ
たものであった。
成分の軸受鋼素材（直径６５ｍｍφ）を製造した。但
し、この場合には、成分範囲が本発明と異なるケー
ス、酸化物系介在物個数割合が適正範囲外のケース、
ＲＨ処理後にＬＦ処理を行ったケース、ＬＦ処理と
さらに鋳片の均熱処理を行ったケースの４通りを行っ
た。得られた軸受鋼素材の成分を表１に示した。また、
表２には転動疲労寿命相対値、製鋼コストの相対値を示
したが実施例よりも不良な成績であった。また、この素
材中に含まれる酸化物系介在物の組成とサイズ、巨大炭
化物の生成の有無も表２に示したが、実施例よりも劣っ
たものであった。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【発明の効果】以上、詳細に述べたように、本発明によ
り転動疲労寿命に優れた軸受鋼と、それをより効率的に
製造する方法が開発できた。すなわち、従来鋼と同等以
上の転動疲労寿命を有する軸受鋼を、従来法の約２／３
程度のコスト（＝エネルギー消費量）で製造できるよう
になった。これにより、全世界的規模での環境、エネル
ギー問題への対応が可能となり、鉄鋼業のみならず産業
界にとって極めて有益である。
り転動疲労寿命に優れた軸受鋼と、それをより効率的に
製造する方法が開発できた。すなわち、従来鋼と同等以
上の転動疲労寿命を有する軸受鋼を、従来法の約２／３
程度のコスト（＝エネルギー消費量）で製造できるよう
になった。これにより、全世界的規模での環境、エネル
ギー問題への対応が可能となり、鉄鋼業のみならず産業
界にとって極めて有益である。
フロントページの続き (72)発明者 伴野 俊夫 北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式 会社室蘭製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％ Ｓｉ：０．１０〜０．７０％ Ｍｎ：０．２０〜２．００％ Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．００１〜０．０２５％ Ｃｒ：０．２０〜１．５０％ Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００４０％以下 Ｎ ：０．００３〜０．０１５％ Ｔ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３５０％ Ｔ．Ｏ ：０．００２０％以下を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなり、さらに鋼中に含有される酸
化物が個数比として次式を満足することを特徴とする軸
受鋼。 （ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）／全酸化物個
数≧０．８０ - 【請求項２】 請求項１の軸受鋼を転炉−連続鋳造−棒
鋼・線材圧延法にて製造するに際し、転炉から出鋼され
た取鍋溶鋼の二次精錬法として真空脱ガス処理とＭｇ添
加処理のみに留め、かつ連続鋳造により得られた鋳片を
特別な高温加熱操作を行わず圧延することを特徴とする
軸受鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2239395A JPH08193245A (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 軸受鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2239395A JPH08193245A (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 軸受鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08193245A true JPH08193245A (ja) | 1996-07-30 |
Family
ID=12081424
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2239395A Pending JPH08193245A (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 軸受鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08193245A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012132094A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 軸受材料及び軸受材料の製造方法 |
| KR101242987B1 (ko) * | 2010-12-23 | 2013-03-12 | 주식회사 포스코 | 내구성 및 내마모성이 우수한 베어링강 선재의 제조방법 |
| WO2014123088A1 (ja) * | 2013-02-05 | 2014-08-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 軟質高炭素鋼板 |
| JP2014189860A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-10-06 | Aichi Steel Works Ltd | 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法 |
-
1995
- 1995-01-18 JP JP2239395A patent/JPH08193245A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012132094A (ja) * | 2010-11-30 | 2012-07-12 | Jfe Steel Corp | 軸受材料及び軸受材料の製造方法 |
| KR101242987B1 (ko) * | 2010-12-23 | 2013-03-12 | 주식회사 포스코 | 내구성 및 내마모성이 우수한 베어링강 선재의 제조방법 |
| WO2014123088A1 (ja) * | 2013-02-05 | 2014-08-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 軟質高炭素鋼板 |
| JP2014152342A (ja) * | 2013-02-05 | 2014-08-25 | Kobe Steel Ltd | 軟質高炭素鋼板 |
| JP2014189860A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-10-06 | Aichi Steel Works Ltd | 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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