WO2011065592A1 - 軸受鋼 - Google Patents

軸受鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2011065592A1
WO2011065592A1 PCT/JP2010/071778 JP2010071778W WO2011065592A1 WO 2011065592 A1 WO2011065592 A1 WO 2011065592A1 JP 2010071778 W JP2010071778 W JP 2010071778W WO 2011065592 A1 WO2011065592 A1 WO 2011065592A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
steel
less
rolling fatigue
fatigue life
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/071778
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
本庄稔
長谷和邦
木村秀途
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR20127016345A priority Critical patent/KR101482365B1/ko
Priority to CN2010800542749A priority patent/CN102639736B/zh
Priority to US13/512,668 priority patent/US20130017117A1/en
Priority to EP20100833433 priority patent/EP2508637B1/en
Publication of WO2011065592A1 publication Critical patent/WO2011065592A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C22C38/06—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%

Definitions

  • the present invention is an excellent rolling contact life suitable as a material for bearings used in automobiles, wind power generation, transport machinery, electrical machinery and precision machinery, and other general industrial machinery.
  • the present invention relates to bearing steel having characteristics.
  • bearing steel high carbon chromium steel (JIS G4805 standard SUJ2) is often used. In general, it is one of the important properties that bearing steel has excellent rolling fatigue life characteristics, but this rolling fatigue life is reduced by non-metallic inclusions or eutectic carbides in the steel. It is considered a thing.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving the rolling fatigue life characteristics by controlling the central segregation rate of carbon and the oxygen content and sulfur content in steel.
  • Patent Document 3 in order to further reduce the oxygen content and to produce bearing steel with less non-metallic inclusions, it is necessary to make extensive modifications to expensive melting equipment or conventional equipment. The big burden is the problem.
  • high carbon chromium steel contains 0.95% by mass or more of C and is very hard.
  • center segregation segregation occurring in the center of the slab.
  • the level of (abbreviated) becomes high, and a huge eutectic carbide is generated in the slab, which causes a problem of reducing the rolling fatigue life. Therefore, it is used after punching out the center part of the slab to make it a waste material or by carrying out a long-time diffusion treatment (hereinafter referred to as “soaking soaking”) and dissipating them sufficiently.
  • Patent Document 4 has a specific component composition such as C: 0.6 to 1.2% by mass, in the center line of the longitudinal section passing through the axis of a linear or rod-shaped rolled material.
  • the same document quantitatively reveals the effect of the amount of giant carbide on the rolling fatigue life characteristics, and shows that giant eutectic carbide that lowers the rolling fatigue life remains in the steel.
  • Patent Document 5 has a specific component composition such as C: 0.50 to 1.50 mass% and Sb: 0.0010 to 0.0150 mass%, has little formation of a decarburized layer, and is excellent in heat treatment productivity.
  • a bearing steel is disclosed. This document aims to improve the heat treatment productivity by adding Sb so as to reduce the formation of a decarburized layer of steel and to omit the cutting or grinding step after the heat treatment.
  • Sb is suspected of being highly toxic to the human body, careful application is required.
  • Sb is concentrated in the center segregation part, and the center segregation is worsened. In the portion where Sb is concentrated, local hardening occurs, so that a difference in hardness from the base material occurs, which becomes the starting point of rolling fatigue failure, and may cause a decrease in rolling fatigue life.
  • Patent Document 6 discloses that the cast material is once rolled into a billet. A method for soaking is disclosed.
  • low carbon alloy steel may be used instead of the above-described high carbon chrome steel.
  • case-hardened steel is most frequently used after high-carbon chromium steel.
  • the case-hardened steel has a C content of 0.23% by mass or less, and appropriate amounts of Mn, Cr, Mo and Ni are added to obtain the necessary hardenability and mechanical strength, from the viewpoint of improving fatigue strength.
  • the surface is hardened by carburizing or carbonitriding.
  • the case-hardened steel that can be carburized in a short time is disclosed by setting the activation energy of carbon diffusion in the steel, defined as% Mo], to 34,000 kcal or less.
  • Patent Document 8 has a specific chemical composition such as C: 0.1 to 0.45%, the austenite grain size of the carburized layer is 7 or more, and the surface carbon content is 0.9.
  • a technique related to a carburized material having excellent rolling fatigue characteristics of 1.5% and a surface retained austenite content of 25% to 40% is disclosed.
  • JP-A-1-306542 Japanese Patent Laid-Open No. 3-12639 Japanese Patent Laid-Open No. 7-127643 Japanese Patent No. 3007834 JP-A-5-271866 JP-A-3-75312 Japanese Patent No. 4066903 Japanese Patent No. 4050829
  • an object of the present invention is to provide a method for suppressing the formation of eutectic carbides in the segregated portion described above, not only in the case of a continuous cast material but also in bearing steel made of ingot material.
  • the inventors diligently investigated the means for solving the above-mentioned problems.
  • the amount of addition of C, Si, Mn, Cr and Al is limited to a specific range with respect to the conventional bearing steel, and a new eutectic crystal is added.
  • the inventors manufactured a bearing steel made of an agglomerated material by changing the amounts of C, Si, Mn, Cr, and Al and changing the eutectic carbide formation index Ec expressed by the following formula (1).
  • a bearing steel made of an agglomerated material by changing the amounts of C, Si, Mn, Cr, and Al and changing the eutectic carbide formation index Ec expressed by the following formula (1).
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. C: 0.56 mass% or more and 0.70 mass% or less, Si: 0.15 mass% or more and less than 0.50 mass%, Mn: 0.60% by mass or more and 1.50% by mass or less, Cr: 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less, P: 0.025 mass% or less, S: 0.025 mass% or less, Al: 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less, O: 0.0015% by mass or less and N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, and a component composition comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and further defined by the following formula (1)
  • Cu 0.005 mass% or more and 0.5 mass% or less, 1 or 2 or more types selected from Ni: 0.005 mass% or more and 1.00 mass% or less and Mo: 0.01 mass% or more and 0.5 mass% or less Bearing steel as described in.
  • W 0.001% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Nb 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • Ti 0.001% by mass or more and 0.1% by mass or less
  • V 0.002 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • the bearing steel in any one of 2.
  • the bearing steel of the present invention is C: 0.56% by mass to 0.70% by mass, Si: 0.15% by mass to less than 0.50% by mass, Mn: 0.60% by mass to 1.50% by mass, Cr: 0.50 % By mass to 1.10% by mass, P: 0.025% by mass or less, S: 0.025% by mass or less, Al: 0.005% by mass to 0.500% by mass, O: 0.0015% by mass And N: 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less, Alternatively, it further contains at least one of the following (A) to (C): (A) Cu: 0.005 mass% to 0.5 mass%, Ni: 0.005 mass% to 1.00 mass% and Mo: 0.01 mass% to 0.5 mass% One or more selected, (B) W:
  • bearing steel having rolling fatigue resistance characteristics that are far superior to conventional bearing steel.
  • agglomerated materials since the application of agglomerated materials is allowed, it is possible to realize the production of bearing steel with a small cross section to a large cross section, contributing to the increase in the size of wind power generators, transport machinery, and other general industrial machinery, Industrially beneficial effects are brought about.
  • FIG. 2 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a sample for observation of a microstructure is collected from a steel piece after square forging.
  • FIG. 3 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a rolling life evaluation sample is collected from a steel piece after corner forging.
  • FIG. 4 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a microstructure observation sample is sampled from a steel piece after circular forging.
  • FIG. 5 is a diagram showing a sampling position and a test surface size when a rolling life evaluation sample is sampled from a steel piece after round forging.
  • FIG. 6 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a sample for machinability evaluation is collected from a steel piece after corner forging.
  • FIG. 7 is a diagram showing a sampling position and a test piece size when a sample for machinability evaluation is collected from a steel piece after round forging.
  • C 0.56% by mass or more and 0.70% by mass or less
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel and improving the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • 0.56% by mass 0.56% by mass. Included above.
  • the C content is set to 0.56% by mass or more and 0.70% by mass or less.
  • Si acts as a deoxidizer and has the effect of increasing the strength of the steel by solid solution strengthening and improving the rolling fatigue life resistance of the steel, so it is an element added for these purposes. .
  • 0.15% by mass or more of Si is added in the present invention.
  • addition of 0.50% by mass or more deteriorates the machinability and forgeability of steel.
  • it combines with oxygen in the steel and remains in the steel as an oxide, leading to deterioration of rolling fatigue life characteristics.
  • eutectic carbide is easily generated. From the above, the upper limit of Si is less than 0.50% by mass.
  • Mn is an element added to improve hardenability, increase the toughness of steel, and improve the rolling fatigue life resistance of steel materials.
  • 0.60% by mass or more is added.
  • addition exceeding 1.50 mass% reduces machinability.
  • ⁇ Cr 0.50% by mass or more and 1.10% by mass or less Cr is an element added to increase the toughness of steel and improve the rolling fatigue life characteristics of steel as in the case of Mn.
  • 0.50% by mass or more is added.
  • addition exceeding 1.10% by mass lowers the machinability, so the upper limit of Cr is 1.10% by mass.
  • P 0.025% by mass or less
  • P is a harmful element that lowers the base metal toughness and rolling fatigue life of steel, and is preferably reduced as much as possible.
  • P is 0.025 mass% or less.
  • it is 0.020 mass% or less.
  • S exists in steel as MnS which is a nonmetallic inclusion. Since bearing steel has few oxides that are likely to be the starting point of rolling fatigue, the presence of a large amount of MnS in the steel causes a reduction in rolling fatigue life. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible, and in the present invention, it is 0.025% by mass or less. Preferably, it is 0.020 mass% or less. Industrially, it is difficult to make the S content 0%, and the content is often 0.0001% by mass or more.
  • Al acts as a deoxidizer, and also produces nitrides to refine austenite grains and improve toughness and rolling fatigue life characteristics. Therefore, it is an element added for the purpose of these actions.
  • 0.005 mass% or more of Al is added in the present invention.
  • coarse oxide inclusions will be present in the steel, leading to a reduction in the rolling fatigue life characteristics of the steel.
  • it concentrates in a segregation part it makes it easy to produce
  • the upper limit of the Al content is 0.500% by mass. Preferably, it is 0.450 mass% or less.
  • O 0.0015% by mass or less
  • O combines with Si and Al to form a hard oxide-based non-metallic inclusion, which causes a reduction in rolling fatigue life. Accordingly, O is preferably as low as possible, and is 0.0015% by mass or less. Industrially, it is difficult to reduce the O content to 0%, and the content is often 0.0003% by mass or more.
  • N 0.0030% by mass or more and 0.015% by mass or less N combines with Al to form nitride-based nonmetallic inclusions, thereby refining austenite grains and improving toughness and rolling fatigue life characteristics.
  • 0.003 mass% or more is added.
  • the upper limit of N content shall be 0.015 mass%.
  • it is 0.010 mass% or less.
  • Eutectic carbide formation index Ec 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25
  • the inventors melted steel having various component compositions in a vacuum melting furnace, and investigated the presence or absence of eutectic carbide in the obtained steel ingot. Furthermore, regression calculation was performed with various changes in the selection of parameters (main influence elements). As a result, the knowledge that the eutectic carbide index Ec value defined by the following formula (1) must satisfy 0 ⁇ Ec ⁇ 0.25 as a steel composition capable of suppressing the formation of eutectic carbides. Obtained.
  • the inventors produced bearing steel according to the component composition and Ec value shown in Table 1, and investigated the rolling fatigue life characteristics.
  • the rolling fatigue life characteristics were measured by the same test method as in the examples described later.
  • the manufacturing conditions of the bearing steel were made equal. That is, after melting in a converter, the ingot is made into an agglomerated material (ingot) having a cross section of 1350 mm ⁇ 1250 mm (top side) and a cross section of 1280 ⁇ 830 mm (bottom side) by an ingot method, and the obtained ingot material is a 550 mm square section Forged to (square section). As shown in FIG.
  • test pieces for observation of the presence or absence of eutectic carbide generation and rolling fatigue test pieces as shown in FIG. 3 are collected from the steel pieces after forging, and eutectic carbides are produced by the test method described later.
  • the presence / absence of rolling, rolling fatigue life characteristics and machinability (evaluated by tool life ratio) were investigated.
  • each test piece was sampled from a portion corresponding to the bottom side of the ingot-making material of the steel piece after forging.
  • FIG. 1 shows the arrangements of these relationships. As shown in the figure, in the region where the Ec value is 0 or less, huge eutectic carbides are formed in the steel, and even if the Ec value is increased in this region, the rolling fatigue life is below the level of the reference material. There has been little improvement. However, when the Ec value exceeds 0, no eutectic carbide is generated, and a rapid improvement in rolling fatigue life is observed.
  • the Ec value is regulated to adjust the steel without eutectic carbide.
  • eutectic carbide is generated in the steel, rolling fatigue starts from the eutectic carbide. This is because, as a result, the rolling fatigue resistance is deteriorated.
  • the present invention even if it is an agglomerated material produced by the ingot-making method, it is possible to suppress the formation of eutectic carbides, so that it is particularly effective when applied to an ingot-made material produced by the ingot-making method. There is. And by making the material an agglomerated material, there is also an effect that it becomes possible to deal with bearing products from a small cross section to a large cross section.
  • Cu , Ni and Mo are elements that increase the hardenability and strength after tempering and improve the rolling fatigue life characteristics of steel, and are selected according to the required strength (ie, Cu, Ni, Mo, Cu + Ni, Cu + Mo, Ni + Mo and Cu + Ni + Mo can be selected).
  • Cu, Ni, Mo is added in an amount of 0.005% by mass or more and Mo in an amount of 0.01% by mass or more.
  • Cu and Mo are added in amounts of 0.5% by mass and Ni is added in excess of 1.00% by mass, the machinability of the steel is lowered. Therefore, Cu, Ni, and Mo may be added up to the above values. preferable.
  • W 0.001 to 0.5 mass%
  • Nb 0.001 to 0.1 mass%
  • Ti 0.001 to 0.1 mass%
  • Zr 0.001 to 0.1 mass%
  • V one or more of 0.002 to 0.5% by mass W, Nb, Ti, Zr and V all enhance the hardenability and strength of the steel after tempering, and It is an element that improves dynamic fatigue life characteristics, and is selected according to the required strength (ie, W, Nb, Ti, Zr, V, W + Nb, W + Ti, W + Zr, W + V, Nb + Ti, Nb + Zr, Nb + V, Ti + Zr, Ti + V , Zr + V, W + Nb + Ti, W + Nb + Zr, W + Nb + V, W + Ti + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr, W + Ti + V, W + Zr
  • W, Nb, Ti and Zr at 0.001% by mass or more and V at 0.002% by mass or more, respectively.
  • W and V are added in an amount of 0.5% by mass and Nb
  • Ti and Zr are added in an amount exceeding 0.1% by mass, the machinability of the steel is lowered. .
  • (C) B 0.0002 to 0.005 mass% B is an element that increases the strength of the steel after tempering by increasing the hardenability and improves the rolling fatigue life characteristics of the steel, and can be added as necessary. In order to acquire this effect, it is preferable to add at 0.0002 mass% or more. However, if adding over 0.005 mass%, the workability deteriorates, so B is preferably added in the range of 0.0002 to 0.005 mass%.
  • any combination of element groups (A), (B), and (C) is possible. That is, an element may be selected and added from any one element group, or an element may be selected and added from any two element groups, and each element may be selected from all element groups. And may be added.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include, but are not limited to, Sn, Sb, As, Ca, and the like.
  • the bearing steel having the above component composition is melted by a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter, and further a degassing process, and then formed into a slab by an ingot forming method or a continuous casting method.
  • a known refining method such as a vacuum melting furnace or converter
  • a degassing process it is possible to prevent the formation of eutectic carbide even when the slab is formed by an ingot forming method in which eutectic carbide is easy to precipitate. Therefore, the present invention is applied to an ingot material (large slab can be manufactured). It is also possible to do.
  • the slab is made into a bearing part through a molding process such as rolling and forging.
  • the rolling fatigue life characteristics are preferably evaluated by actually using forging, cutting, quenching / tempering, and actually using it, but this requires a long time for evaluation. Therefore, the rolling fatigue life characteristics were evaluated as follows using a thrust type rolling fatigue life tester (thrust type rolling contact fatigue machine).
  • Thrust type rolling fatigue life tester thrust type rolling contact fatigue machine.
  • Billet after forging (T 1/2, T 2 /4) section (T 1 T 2 is the length of the side of the square forged billet: 3), or D / 4 parts (D is the round forging From the diameter of the steel piece: FIG. 5), a 60 mm ⁇ ⁇ 5.3 mm disk was cut out, heated to 950 ° C., held for 20 minutes, and quenched with 25 ° C. oil.
  • test piece thus obtained was subjected to a Hertzian maximum contact stress of 5.8 GPa by using a thrust rolling fatigue tester so that the steel ball would roll on a circumference of about 38 mm in diameter. And subjected to a rolling fatigue test.
  • the test pieces were collected from portions corresponding to the bottom side of the ingot-making material or continuous casting material of the steel pieces after forging, respectively.
  • the rolling fatigue life characteristics were evaluated as follows.
  • the number of stress loads until peeling occurs on the test piece is obtained for 10 to 15 test pieces, and the relationship between the cumulative failure probability and the number of stress loads using Weibull paper (weibull property paper) Arranged. Then, the cumulative failure probability of 10% (hereinafter, referred to as B 10 life) were determined.
  • the B 10 life criteria steel when improved (A-1 SUJ2 equivalent steel) 10% or more with respect to the rolling fatigue life characteristics is determined to have increased.
  • the test pieces thus obtained were evaluated for machinability using a peripheral turning tester.
  • the peripheral turning test was performed using a carbide (P10) cutting tool, without a lubricant, at a cutting speed of 120 mm / min, a feed speed of 0.2 m / rev, and a cutting depth of 1.0 mm.
  • the time to reach 2 mm was investigated as the tool life.
  • tool life ratio tool life / SUJ2 equivalent steel tool
  • Table 5 shows the presence / absence of eutectic carbide, rolling fatigue life characteristics, and machinability test results.
  • the steels of B-3, B-7, B-12 and B-23 whose Ec values do not satisfy the range of the present invention are included in the steel. It can be seen that eutectic carbide is present and the rolling fatigue life is reduced.
  • the steels of B-9 to B-11, B-20, B-27, and B-31 to B-34 whose component composition does not satisfy the scope of the present invention have a reduced rolling fatigue life. I understand. Although the Ec value is within the range of the present invention, it can be seen that the steel of B-30 whose Cr content is outside the range of the present invention has insufficient machinability.
  • bearing steel excellent in rolling fatigue life characteristics can be manufactured at a low cost, and industrially very valuable bearing steel can be provided.

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)

Abstract

軸受鋼において、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ことにより、連続鋳造材の場合は勿論、特に造塊材による軸受鋼にあっても、偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する。

Description

軸受鋼
　本発明は、自動車、風力発電（ｗｉｎｄ　ｐｏｗｅｒ）、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（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｌｉｆｅ）特性を有する軸受鋼（ｂｅａｒｉｎｇ　ｓｔｅｅｌ）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（ｈｉｇｈ　ｃａｒｂｏｎ　ｃｈｒｏｍｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ：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（ｅｕｔｅｃｔｉｃ　ｃａｒｂｉｄｅ）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いる。　そこで、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および特許文献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。　しかし、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備が必要であったり、あるいは従来設備の大幅な改造が必要であったりし、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が開示されている。しかし、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（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ：以下、ソーキングｓｏａｋｉｎｇ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、鋼の脱炭層の形成を少なくし、熱処理後の切削あるいは研削工程を省略可能として、熱処理生産性を向上させることを目的としている。　しかし、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があった。
　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したりするため、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（ｌａｒｇｅ　ｓｅｃｔｉｏｎ）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。
特開平１−３０６５４２号公報 特開平３−１２６８３９号公報 特開平７−１２７６４３号公報 特許第３００７８３４号公報 特開平５−２７１８６６号公報 特開平３−７５３１２号公報 特許第４０６６９０３号公報 特許第４０５０８２９号公報
　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。　鋼塊の製造方法は造塊法（ｉｎｇｏｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）と連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）とに大別されるが、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。　しかし、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（Ｖ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）部や逆Ｖ偏析（ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｖ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）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からである。
　そこで、本発明は、連続鋳造材の場合は勿論、特に造塊材による軸受鋼にあっても、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（ｅｕｔｅｃｔｉｃ　ｃａｒｂｉｄｅ　ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｉｎｄｅｘ）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、特に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、したがって転動寿命特性に優れた軸受鋼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を変化させた軸受鋼を造塊材で製作し、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鋼。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　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に記載の軸受鋼。
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鋼。
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鋼。
　すなわち、上記１~４の発明をまとめると、本発明の軸受鋼は、
　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、
　あるいはさらに下記（Ａ）~（Ｃ）の少なくとも何れかを含有し：
（Ａ）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、
（Ｂ）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、
（Ｃ）Ｂ：０．０００２質量％以上０．００５質量％以下、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であり、さらに前記（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鋼である。
　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鋼を、安定して製造することが可能である。　特に、造塊材の適用が許容されることから、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。
図１は、転動疲労寿命の評価結果（縦軸：Ｂ１０寿命比）をＥｃ値（横軸：質量％）との関係として整理したグラフである。 図２は、角鍛造（ｓｑｕａｒｅ　ｆｏｒｇｉｎｇ）後の鋼片からミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図３は、角鍛造後の鋼片から転動寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 図４は、丸鍛造（ｃｉｒｃｕｌａｒ　ｆｏｒｇｉｎｇ）後の鋼片からミクロ組織観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図５は、丸鍛造後の鋼片から転動寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。 図６は、角鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。 図７は、丸鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
　次に、本発明の軸受鋼について詳細に説明する。
　まず、本発明の軸受鋼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、脱酸剤として作用し、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させる作用を有するため、これらの作用を目的に添加される元素である。これらの作用を目的として、本発明ではＳｉを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。
・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。
・Ｐ：０．０２５質量％以下
　Ｐは、鋼の母材靭性や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、０．００３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。
・Ａｌ：０．００５質量％以上０．５００質量％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、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作用を有するため、これらの作用を目的に添加される元素である。　これらの作用を目的として、本発明ではＡｌを０．００５質量％以上添加する。　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。
・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することにより、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た。　さらに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。　その結果、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（ｓｑｕａｒｅ　ｓｅｃｔｉｏｎ）に鍛造した。　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、転動疲労寿命特性ならびに被削性（工具寿命比で評価）をそれぞれ調査した。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　転動疲労寿命ならびに被削性（工具寿命比で評価）の評価結果を表２に、この転動疲労寿命評価結果（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、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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し、その結果、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っても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能であるから、造塊法によって製造される造塊材に適用すると特に効果がある。　そして、素材を造塊材とすることで、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という、効果もある。
　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。
（Ａ）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（すなわちＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ＋Ｎｉ、Ｃｕ＋Ｍｏ、Ｎｉ＋ＭｏおよびＣｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの何れかを選択して）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、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。
（Ｂ）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（すなわちＷ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ、Ｗ＋Ｔｉ、Ｗ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ、Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｖ、Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｔｉ＋Ｖ、Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｖ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ、Ｗ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｗ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋ＶおよびＷ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖの何れかを選択して）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、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。
（Ｃ）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。
　基本成分以外の元素を追加する場合、（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）の各元素群の任意の組合せが可能である。　すなわちいずれか１つの元素群から元素を選択して添加してもよいし、任意の２つの元素群からそれぞれ元素を選択して添加してもよく、さらには全ての元素群からそれぞれ元素を選択して添加しても良い。
　本発明の軸受鋼においては、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。　不可避的不純物としては、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｃａ等が例示されるがこれに限定されるものではない。
　上記の成分組成を有する軸受鋼は、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、造塊法あるいは連続鋳造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も、共晶炭化物の生成を防止できるので、造塊材（大型の鋳片を製造可能である）に適用することも可能である。　鋳片は、さらに圧延、鍛造等の成形工程を経て軸受部品とされる。
　［実施例１］
　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、次いで造塊法または連続鋳造により表４に示すサイズの鋳片とした。　この鋳片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（ｎｉｔａｌ）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。　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。
　［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（ｔｈｒｕｓｔ　ｔｙｐｅ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｍａｃｈｉｎｅ）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った。　その後、１７０℃に加熱後１．５時間保持する焼戻しを行い、６０ｍｍφ×５ｍｍの円盤となるまで平面研磨（ｆｌａｔ　ｐｏｌｉｓｈ）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（ｍａｘｉｍｕｍ　Ｈｅｒｔｚｉａｎ　ｃｏｎｔａｃｔ　ｓｔｒｅｓｓ）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、造塊材あるいは連続鋳造材のボトム側に相当する部分から採取した。
　転動疲労寿命特性の評価は、以下のように行った。　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（Ｗｅｉｂｕｌｌ　ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ　ｐａｐｅｒ）を用いて累積破損確率（ｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ　ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ）と応力負荷回数との関係で整理した。その後、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、実際に加工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、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、潤滑材なしで切削速度１２０ｍｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍ／ｒｅｖ、切込み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で、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表５に共晶炭化物の有無、転動疲労寿命特性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−６、Ｂ−８、Ｂ−１３~Ｂ−１９、Ｂ−２１~Ｂ−２２、Ｂ−２４~Ｂ−２６およびＢ−２８~Ｂ−２９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−７、Ｂ−１２およびＢ−２３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−９~Ｂ−１１、Ｂ−２０、Ｂ−２７およびＢ−３１~Ｂ−３４の鋼は、転動疲労寿命が低下していることが分かる。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−３０の鋼は、被削性が不十分であることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明によれば、転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼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 (4)

  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
    　を満足する軸受鋼。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　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種以上を含有する請求項１に記載の軸受鋼。
  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種以上を含有する請求項１または２のいずれかに記載の軸受鋼。
  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
    　を含有する請求項１から３のいずれかに記載の軸受鋼。
PCT/JP2010/071778 2009-11-30 2010-11-30 軸受鋼 WO2011065592A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20127016345A KR101482365B1 (ko) 2009-11-30 2010-11-30 베어링 강
CN2010800542749A CN102639736B (zh) 2009-11-30 2010-11-30 轴承钢
US13/512,668 US20130017117A1 (en) 2009-11-30 2010-11-30 Bearing steel
EP20100833433 EP2508637B1 (en) 2009-11-30 2010-11-30 Bearing steel

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009-272929 2009-11-30
JP2009272929 2009-11-30
JP2010242668 2010-10-28
JP2010-242668 2010-10-28

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011065592A1 true WO2011065592A1 (ja) 2011-06-03

Family

ID=44066694

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/071778 WO2011065592A1 (ja) 2009-11-30 2010-11-30 軸受鋼

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20130017117A1 (ja)
EP (1) EP2508637B1 (ja)
JP (1) JP4775506B1 (ja)
KR (1) KR101482365B1 (ja)
CN (1) CN102639736B (ja)
WO (1) WO2011065592A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013122087A (ja) * 2011-11-09 2013-06-20 Jfe Steel Corp 高周波焼入れ用鋼材およびその製造方法
EP2762587A1 (en) * 2011-09-30 2014-08-06 JFE Steel Corporation Ingot for bearing and production process
CN104178698A (zh) * 2014-09-01 2014-12-03 山东钢铁股份有限公司 一种轴承钢的制备方法
CN106591546A (zh) * 2016-12-13 2017-04-26 椿中岛机械(太仓)有限公司 轴承钢球化退火材料脱贫碳的快速检查方法
CN113088639A (zh) * 2021-03-30 2021-07-09 江西红睿马钢管股份有限公司 一种冷碾扩轴承用轴承钢管检验品控方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101482364B1 (ko) * 2009-11-30 2015-01-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 베어링용 조괴재 및 베어링용 강의 제조 방법
JP5400089B2 (ja) 2010-08-31 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CN103667927A (zh) * 2013-11-07 2014-03-26 安徽省智汇电气技术有限公司 一种泵轴承用高强度高碳钢材料及其制备方法
CN103643113A (zh) * 2013-11-12 2014-03-19 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种轴承用含钨镝锰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
CN104805370B (zh) * 2015-05-05 2017-10-03 南通莱必特轴承有限公司 一种轴承
CN106048440B (zh) * 2015-05-05 2018-06-08 浙江倍耐力机械有限公司 轴承材料
CN106498304B (zh) * 2016-09-12 2017-12-29 北京工业大学 一种耐腐蚀轴承及其制备方法
CN107649674B (zh) * 2017-08-14 2019-04-02 天津工业职业学院 一种粉末冶金耐磨汽车轴承及其制备方法
CN107761003A (zh) * 2017-09-20 2018-03-06 上海汽车粉末冶金有限公司 轴承盖的粉末冶金烧结方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
JPH037834B2 (ja) 1982-06-04 1991-02-04 Hitachi Seisakusho Kk
JPH0375312A (ja) 1989-08-17 1991-03-29 Daido Steel Co Ltd 軸受鋼のソーキング法
JPH03126839A (ja) 1989-10-11 1991-05-30 Nippon Seiko Kk 軸受用鋼及び転がり軸受
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
JPH0450829B2 (ja) 1990-04-16 1992-08-17 Morisaki Kogei Kk
JPH0466903B2 (ja) 1982-12-28 1992-10-26 Mitsubishi Rayon Co
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
JPH05271866A (ja) 1992-03-25 1993-10-19 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼
JPH07127643A (ja) 1993-10-29 1995-05-16 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
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 (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP4252837B2 (ja) * 2003-04-16 2009-04-08 Ｊｆｅスチール株式会社 転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法
KR100845633B1 (ko) * 2004-04-28 2008-07-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 기계구조용 부품 및 그 제조방법
CN101376948B (zh) * 2007-08-27 2011-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本高纯净度汽车轮毂用中碳轴承钢及其制造方法
KR101482364B1 (ko) * 2009-11-30 2015-01-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 베어링용 조괴재 및 베어링용 강의 제조 방법

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH037834B2 (ja) 1982-06-04 1991-02-04 Hitachi Seisakusho Kk
JPH0466903B2 (ja) 1982-12-28 1992-10-26 Mitsubishi Rayon Co
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
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
JPH0375312A (ja) 1989-08-17 1991-03-29 Daido Steel Co Ltd 軸受鋼のソーキング法
JPH03126839A (ja) 1989-10-11 1991-05-30 Nippon Seiko Kk 軸受用鋼及び転がり軸受
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
JPH0450829B2 (ja) 1990-04-16 1992-08-17 Morisaki Kogei Kk
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
JPH05271866A (ja) 1992-03-25 1993-10-19 Kawasaki Steel Corp 軸受用鋼
JPH07127643A (ja) 1993-10-29 1995-05-16 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2508637A4

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2762587A1 (en) * 2011-09-30 2014-08-06 JFE Steel Corporation Ingot for bearing and production process
EP2762587A4 (en) * 2011-09-30 2015-04-08 Jfe Steel Corp RAW BLOCK FOR A BEARING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
US9732395B2 (en) 2011-09-30 2017-08-15 Jfe Steel Corporation Ingot for bearing and production process
JP2013122087A (ja) * 2011-11-09 2013-06-20 Jfe Steel Corp 高周波焼入れ用鋼材およびその製造方法
CN104178698A (zh) * 2014-09-01 2014-12-03 山东钢铁股份有限公司 一种轴承钢的制备方法
CN106591546A (zh) * 2016-12-13 2017-04-26 椿中岛机械(太仓)有限公司 轴承钢球化退火材料脱贫碳的快速检查方法
CN113088639A (zh) * 2021-03-30 2021-07-09 江西红睿马钢管股份有限公司 一种冷碾扩轴承用轴承钢管检验品控方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP4775506B1 (ja) 2011-09-21
US20130017117A1 (en) 2013-01-17
CN102639736B (zh) 2013-11-27
JP2012107308A (ja) 2012-06-07
EP2508637B1 (en) 2015-05-06
KR101482365B1 (ko) 2015-01-13
EP2508637A4 (en) 2013-10-02
EP2508637A1 (en) 2012-10-10
CN102639736A (zh) 2012-08-15
KR20120084816A (ko) 2012-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2011065592A1 (ja) 軸受鋼
JP5432105B2 (ja) 肌焼鋼およびその製造方法
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
JP5433111B2 (ja) 軸受用造塊材および製造方法
JP6205061B2 (ja) 浸炭窒化軸受用鋼
JP5862802B2 (ja) 浸炭用鋼
JP5099276B1 (ja) 面疲労強度に優れたガス浸炭鋼部品、ガス浸炭用鋼材およびガス浸炭鋼部品の製造方法
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
JP5385656B2 (ja) 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼
TW201525158A (zh) 螺栓用鋼及螺栓、以及該等之製造方法
WO2016152167A1 (ja) 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
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
JP5786815B2 (ja) 浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材
WO2018212196A1 (ja) 鋼及び部品
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

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080054274.9

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10833433

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1248/KOLNP/2012

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010833433

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127016345

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13512668

Country of ref document: US