WO2012160677A1 - 冷間加工性に優れた軸受用鋼 - Google Patents

冷間加工性に優れた軸受用鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2012160677A1
WO2012160677A1 PCT/JP2011/062002 JP2011062002W WO2012160677A1 WO 2012160677 A1 WO2012160677 A1 WO 2012160677A1 JP 2011062002 W JP2011062002 W JP 2011062002W WO 2012160677 A1 WO2012160677 A1 WO 2012160677A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
rolling
pro
steel
cementite
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2011/062002
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正樹 貝塚
亮廣 松ヶ迫
智一 増田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to PCT/JP2011/062002 priority Critical patent/WO2012160677A1/ja
Publication of WO2012160677A1 publication Critical patent/WO2012160677A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite

Definitions

  • the present invention relates to bearing steel used for bearing parts and machine structural parts used in automobiles and various industrial machines, and in particular, when manufacturing bearing parts such as balls, rollers, needles and races by cold working.
  • the present invention relates to a bearing steel that can exhibit good cold workability.
  • the various bearing parts as described above are processed into final shapes by cutting, forging, cutting and the like of wire rods and steel bars.
  • cold working cold rolling or cold forging
  • the rolled material is too hard and cold working is difficult, so spheroidization prior to cold working for the purpose of improving cold workability.
  • annealing is performed.
  • spheroidizing annealing material has a good degree of spheroidization of cementite and low hardness and deformation resistance. Under such circumstances, various techniques have been proposed so far in order to secure an excellent spheroidized annealing structure and to reduce hardness.
  • Patent Document 1 a rolling material of bearing steel is specified with a rolling temperature and a cooling rate, and by reducing network proeutectoid cementite and enlarging pearlite lamella spacing, uniform cold workability is excellent.
  • a technique for obtaining a spheroidized structure has been proposed. However, since this technique is based on the uniform and fine dispersion of spheroidized cementite, the hardness does not decrease so much and it cannot be said that good cold workability can be secured.
  • Patent Document 2 by increasing the pearlite colony size by carrying out the batch rolling and hot rolling at a low temperature, and by controlling the cooling conditions after rolling, the proeutectoid cementite is increased, It proposes that even if spheroidizing annealing is omitted, a steel material that is hard to break by wire drawing can be obtained.
  • this technology has a problem in that since the proeutectoid cementite is too large, the rolling fatigue characteristics (rolling fatigue life) that are basically required for bearing parts are reduced.
  • this technique is characterized by not performing spheroidizing annealing, there is a problem that the use of parts is limited due to the properties of the obtained steel material and the versatility is poor.
  • JP-A-5-84405 Japanese Patent No. 4008320
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and its purpose is to exhibit good cold workability in cold working performed after spheroidizing annealing, and to provide good rolling fatigue life.
  • the object is to provide steel for bearings that can be secured.
  • the bearing steel according to the present invention that has achieved the above-mentioned object includes C: 0.8 to 1.3% (meaning of mass%, hereinafter the same), Si: 0.05 to 0.8%, Mn : 0.1 to 2%, P: 0.05% or less (not including 0%), S: 0.05% or less (not including 0%), Cr: 1 to 2%, Al: 0.01 ⁇ 0.1%, N: 0.015% or less (not including 0%), Ti: 0.015% or less (not including 0%), and O: 0.0025% or less (not including 0%)
  • the balance is made of iron and inevitable impurities, the amount of dissolved N is 0.003% or less (including 0%), and the proeutectoid cementite has an aspect ratio of 10 or less and an average major axis of 1
  • the main point is that the area ratio of pro-eutectoid cementite having a major axis of 1.5 to 5 ⁇ m is 0.6 to 5%.
  • the average grain size represented by (a ⁇ b) 1/2 is 70 nm or more and 200 nm.
  • the number density of Al-based nitrogen compounds having a particle size of 70 to 200 nm is preferably 0.5 to 4.0 / ⁇ m 2 .
  • Nb 0.5% or less (not including 0%), V: 0.5% or less (not including 0%)
  • B one or more selected from the group consisting of 0.005% or less (excluding 0%),
  • Pb 0.5% or less (not including 0%)
  • Bi 0.5% or less (not including 0%)
  • Te 0 It is also useful to include one or more selected from the group consisting of .1% or less (not including 0%). Depending on the components contained, the properties of the steel material can be further improved.
  • the present invention it is possible to realize a bearing steel capable of exhibiting good cold workability by appropriately adjusting the chemical component composition and appropriately dispersing appropriately-sized proeutectoid cementite in the steel material. .
  • the present invention is useful also from the viewpoint of improving productivity and energy saving, reducing costs, and reducing CO 2 emissions.
  • an Al-based nitrogen compound having an appropriate size in the bearing steel it is possible to ensure a better rolling fatigue life as well as cold workability. When such a steel material is applied to a bearing component, an excellent rolling fatigue life can be exhibited even when used in a harsh environment.
  • the present inventors examined from various angles with the aim of realizing a bearing steel that exhibits excellent cold workability. And, in order to improve the cold workability of the steel material and improve the rolling fatigue life as necessary, it has been found that it is effective to satisfy the following requirements (A) to (D): Obtained.
  • a good cold workability can be obtained by dispersing proeutectoid cementite of a predetermined size
  • B In order to keep the area ratio, size (major axis), and aspect ratio of pro-eutectoid cementite within a predetermined range, the steel material is rolled at a low temperature (800 to 950 ° C.), and the finish rolling temperature is set to Ar 1. It is effective to do below the transformation point
  • C If solid solution N (solid nitrogen) in steel is suppressed to a predetermined amount or less, dynamic strain aging is suppressed and cold workability is improved.
  • the present inventors have made further studies to improve the cold workability of the steel material and improve the dynamic fatigue life.
  • the amount of solute N in the steel material is reduced, the content of Al and N is strictly defined, and the production conditions are controlled, so that after spheroidizing annealing, the aspect ratio is 10 or less and the average major axis is Precipitate cementite with a thickness of 1.5 to 5 ⁇ m is deposited, and if the area ratio of pro-eutectoid cementite with a major axis of 1.5 to 5 ⁇ m is 0.6% or more, the cold workability of steel is good.
  • the present invention has been completed.
  • the bearing steel of the present invention has an aspect ratio of pro-eutectoid cementite of 10 or less, an average major axis of 1.5 to 5 ⁇ m, and a major axis of 1.5 to 5 ⁇ m even after the usual spheroidizing annealing treatment.
  • a predetermined amount (0.6% or more by area ratio) of pro-eutectoid cementite By dispersing a predetermined amount (0.6% or more by area ratio) of pro-eutectoid cementite, the hardness of the steel material can be reduced and the deformation resistance can be reduced. Also, by reducing the amount of solute N, dynamic strain aging during cold working can be suppressed and deformation resistance can be reduced.
  • pro-eutectoid cementite In the bearing steel of the present invention, the form of pro-eutectoid cementite is defined.
  • This pro-eutectoid cementite is obtained from a hypereutectoid steel (C content: 0.8% or more) like the steel material of the present invention from the austenite state.
  • C content: 0.8% or more the steel material of the present invention from the austenite state.
  • the cementite produced thereafter is a layered cementite and can be distinguished.
  • the size of proeutectoid cementite needs to be 5 ⁇ m or less in terms of the average major axis.
  • the major axis means the length (major axis) of the largest portion of pro-eutectoid cementite.
  • the proeutectoid cementite as described above needs to have an aspect ratio (major axis / minor axis) of 10 or less.
  • this aspect ratio (major axis / minor axis) is larger than 10, cracks are generated at the interface, and cracks are likely to occur during cold working.
  • solute N content 0.003% or less (including 0%)
  • the amount of solute N exceeds 0.003%, dynamic strain aging occurs during cold working, increasing deformation resistance and reducing cold workability.
  • solid solution C solid solution carbon
  • Cr Cr lowers the activity of C
  • the inventors have also studied the requirement for further improving the rolling fatigue life of the steel material. As a result, it has also been found that better rolling fatigue life can be secured if an Al-based nitrogen compound having a predetermined size is appropriately dispersed. That is, the Al and N contents in the steel material are strictly defined, the production conditions are controlled, and an Al-based nitrogen compound of a predetermined size dispersed in the steel after quenching and tempering is dispersed in the number density. If the dispersion is 0.5 to 4.0 / ⁇ m 2 , the cold workability can be further improved and a better rolling fatigue life can be secured.
  • appropriately controlling the number density of the Al-based nitrogen compound reduces the amount of solute N in the steel and suppresses dynamic strain aging during cold working. Thereby, deformation resistance can be reduced and cold workability can be made still better. Further, by dispersing the Al-based nitrogen compound in the matrix (in the steel base material), accumulation of strain during rolling fatigue can be alleviated and a better rolling fatigue life can be exhibited.
  • the average particle size represented by (a ⁇ b) 1/2 is smaller than 70 nm, or the number density of the Al-based nitrogen compound is 4.0.
  • the hardness becomes too high due to dispersion strengthening, and the deformation resistance increases.
  • the number density of the Al-based nitrogen compound is smaller than 0.5 / ⁇ m 2 , the amount of solute N cannot be reduced sufficiently, and it does not contribute to the reduction of deformation resistance.
  • the average particle size is larger than 200 nm, it does not contribute to the relaxation of strain accumulation and the rolling fatigue life cannot be improved.
  • the size (average particle diameter) of the Al-based nitrogen compound is more preferably 90 nm or more, and more preferably 180 nm or less.
  • the number density of the Al-based nitrogen compound is more preferably 1.0 piece / ⁇ m 2 or more, and more preferably 3.0 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the chemical component composition (C, Si, Mn, P, S, Cr, Al, N, Ti, O) including the above-described Al and N contents needs to be appropriately adjusted.
  • the reasons for limiting the ranges of these components are as follows.
  • C 0.8 to 1.3%
  • C is an essential element for increasing quenching hardness, maintaining strength at room temperature and high temperature, dispersing cementite to impart wear resistance, and improving cold workability.
  • C In order to exert such an effect, C must be contained by 0.8% or more (hypereutectoid steel), preferably 0.9% or more (more preferably 0.95% or more). desirable.
  • the C content is 1.3% or less, preferably 1.2% or less. (More preferably, 1.1% or less).
  • Si 0.05 to 0.8%
  • Si is an element useful for improving the solid solution strengthening and hardenability of the matrix.
  • it is necessary to contain Si by 0.05% or more, preferably 0.1% or more (more preferably 0.15% or more).
  • the Si content is 0.8% or less, preferably 0.7% or less (more preferably 0.6%). Should be kept below.
  • Mn is an element useful for strengthening the solid solution of the matrix and improving the hardenability. In order to exert such an effect, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.1% or more, preferably 0.15% or more (more preferably 0.2% or more). However, if the Mn content is excessively increased, the cold workability and the machinability are remarkably lowered. Therefore, the Mn content is 2% or less, preferably 1.6% or less (more preferably 1.2% or less). Should be suppressed to.
  • P 0.05% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained as an impurity, but it is desirable to reduce it as much as possible because it segregates at the grain boundary and lowers the cold workability.
  • the P content is set to 0.05% or less. Preferably 0 . It may be reduced to 04% or less (more preferably 0.03% or less).
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element that is inevitably contained as an impurity, but is precipitated at the grain boundary as FeS and decreases the cold workability.
  • the S content is set to 0.05% or less.
  • it is good to reduce to 0.04% or less (more preferably 0.03% or less).
  • Cr 1 to 2%
  • Cr combines with C to form carbides, improves wear resistance and cold workability, contributes to improving hardenability, and further reduces the activity of C. It is an element that suppresses strain aging.
  • the Cr content needs to be 1% or more. Preferably it is 1.1% or more (more preferably 1.2% or more).
  • the Cr amount is 2% or less. Preferably it is 1.8% or less (more preferably 1.6% or less).
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Al is an element that plays an important role in the steel material of the present invention, and by binding with N, it is finely dispersed in the steel as an Al-based nitrogen compound, reducing the solute N in the steel and reducing the cooling of the steel material. It is an important element for improving hot workability and rolling fatigue life.
  • In order to produce a fine Al-based nitrogen compound it is necessary to contain at least 0.01% or more. However, if the Al content becomes excessive and exceeds 0.1%, the size and number of Al-based nitrogen compounds that precipitate will increase, and cracks and scratches are likely to occur during casting and rolling.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.013% (more preferably 0.015% or more), and the preferable upper limit is 0.08% (more preferably 0.05% or less).
  • N 0.015% or less (excluding 0%)
  • N is an element that plays an important role in the steel material of the present invention, and is an important element for exerting an effect of improving the rolling fatigue life due to fine dispersion of an Al-based nitrogen compound.
  • N content becomes excessive and exceeds 0.015%, solid solution N tends to remain in the steel material manufacturing process, and the deformation resistance increases due to dynamic strain aging during cold working.
  • N content becomes excess the magnitude
  • the lower limit of the N content is not particularly limited as long as a predetermined amount of Al-based nitrogen compound can be precipitated, and the cooling rate after rolling and the amount of elements (Ti, V, Nb, B, Zr, Te, etc.) that bind to N are reduced. And what is necessary is just to set suitably according to Al content. For example, when the N content is 0.0035% or more, a predetermined amount of an Al-based nitrogen compound can be precipitated.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.004% (more preferably 0.006% or more), and the preferable upper limit is 0.013% (more preferably 0.010% or less).
  • Ti 0.015% or less (excluding 0%)
  • TiN combines with N in steel to produce TiN, which not only adversely affects rolling fatigue characteristics, but is also a harmful element that harms cold workability and hot workability. For this reason, it is desirable to reduce Ti as much as possible, but extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. For these reasons, the Ti content needs to be 0.015% or less. In addition, the upper limit with preferable Ti content is 0.010% (more preferably 0.005% or less).
  • O has a great influence on the form of impurities in the steel and forms inclusions such as Al 2 O 3 and SiO 2 that adversely affect the rolling fatigue characteristics, so it is preferable to reduce it as much as possible.
  • extremely reducing O causes an increase in steelmaking costs.
  • the O content needs to be 0.0025% or less.
  • the upper limit with preferable O content is 0.002% (more preferably 0.0015% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. can be allowed.
  • the following elements can be positively contained within a specified range.
  • Nb 0.5% or less (not including 0%), V: 0.5% or less (not including 0%) and B: 0.005% or less (not including 0%)
  • Nb, V, and B are all effective elements for bonding with N to form a nitrogen compound to adjust the grain size and improve the rolling fatigue life. If Nb and B are added at 0.0005% or more and V is added at 0.001% or more, rolling fatigue characteristics can be improved. However, if Nb or V exceeds 0.5%, or B exceeds 0.005%, the crystal grains become finer and an incompletely quenched phase tends to be formed.
  • a more preferable upper limit is 0.3% (more preferably 0.1% or less) for Nb and V, and 0.003% (more preferably 0.001% or less) for B.
  • Ca 0.05% or less (not including 0%), REM: 0.05% or less (not including 0%), Mg: 0.02% or less (not including 0%), Li: 0.0. 02% or less (not including 0%) and Zr: one or more selected from the group consisting of 0.2% or less (not including 0%)]
  • Ca, REM (rare earth element), Mg, Li, and Zr are all elements that spheroidize oxide inclusions and contribute to improving the rolling fatigue life. These effects are more effectively exhibited by containing 0.0005% or more in Ca and REM and 0.0001% or more in Mg, Li and Zr.
  • a more preferable upper limit is 0.03% (more preferably 0.01% or less) for Ca or REM, 0.01% (more preferably 0.005% or less) for Mg or Li, and 0.15 for Zr. % (More preferably 0.10% or less).
  • Pb selected from the group consisting of 0.5% or less (not including 0%), Bi: 0.5% or less (not including 0%), and Te: 0.1% or less (not including 0%)
  • Pb, Bi, and Te are all machinability improving elements. These effects are more effectively exhibited by containing 0.01% or more of Pb and Bi and 0.01% or more of Te. However, if the content of Pb or Bi exceeds 0.5% or the content of Te exceeds 0.1%, production problems such as generation of rolling flaws occur. A more preferable upper limit is 0.3% (more preferably 0.2% or less) for Pb and Bi, and 0.075% (more preferably 0.05% or less) for Te.
  • the steel material of the present invention after spheroidizing annealing, it is cold worked into a predetermined part shape, but in order to ensure the proeutectoid cementite in the form as described above before spheroidizing annealing, the production conditions ( In particular, it is necessary to appropriately control the hot rolling conditions of the slab.
  • the process of hot rolling a bearing steel from a slab is performed at about 900 to 1100 ° C.
  • prior austenite (old ⁇ ) By reducing the crystal grain size and increasing the grain interface area, the precipitation sites of proeutectoid cementite can be dispersed.
  • the load to a rolling mill will increase and it will cause failure etc.
  • the rolling temperature exceeds 950 ° C., the crystal grain size becomes coarse (causing coarsening of pro-eutectoid cementite), and the required amount of pro-eutectoid cementite of a predetermined size cannot be dispersed.
  • the rolling temperature (800 to 950 ° C.) corresponds to a temperature at which the Al-based nitrogen compound is likely to precipitate (precipitation temperature range). For this reason, by rolling a steel material containing a predetermined amount of Al and N in this temperature range, a preferred form of an Al-based nitrogen compound is obtained, and the amount of solid solution N is also suppressed to an appropriate value (0.003% or less). it can.
  • the finishing temperature of the hot rolling By setting the finishing temperature of the hot rolling to 900 ° C. or less at which pro-eutectoid cementite starts to precipitate, pro-eutectoid cementite can be precipitated during rolling. Then, since the precipitated cementite is destroyed in the subsequent finish rolling process, the aspect ratio of the pro-eutectoid cementite can be made 10 or less.
  • the finish rolling temperature is higher than 900 ° C., the pro-eutectoid cementite precipitates along the grain boundary after rolling, and tends to grow in the longitudinal direction.
  • the average cooling rate (referred to as the primary average cooling rate) during the cooling of the steel material from 850 ° C. to 650 ° C. is in the range of 0.10 to 0.85 ° C./second.
  • pro-eutectoid cementite can be grown and its size (average major axis) can be controlled to 1.5-5 ⁇ m, and the area ratio of pro-eutectoid cementite with a major axis of 1.5-5 ⁇ m can be increased to 0.6% or more. it can.
  • the primary cooling rate is less than 0.10 ° C./second, the growth of pro-eutectoid cementite is suppressed and a predetermined area ratio cannot be obtained.
  • the primary cooling rate exceeds 0.85 ° C./second, the growth of proeutectoid cementite is suppressed and a predetermined area ratio cannot be obtained.
  • the cooling rate after rolling is controlled. This is very important.
  • the Al-based nitrogen compound that precipitates in the cooling process after rolling remains in the same state even after the subsequent spheroidizing annealing, parts processing, quenching / tempering process. Therefore, the cooling rate at 850 to 650 ° C., which is also the precipitation temperature range of the Al-based nitrogen compound, that is, the primary cooling rate is in the range of 0.10 to 0.85 ° C./second, and the steel material is moved from 650 ° C. to room temperature (25 ° C.).
  • the secondary cooling rate By cooling at an average cooling rate (called the secondary cooling rate) of 1 ° C./second or more when cooling to 10%, the major axis of the Al-based nitrogen compound dispersed in the steel even after quenching and tempering is a, short
  • the diameter is b
  • the Al-based nitrogen compound becomes coarse, and when it exceeds 0.85 ° C./second, the average particle size of the Al-based nitrogen compound is less than 70 nm, The number density of the size becomes less than 0.5 / ⁇ m 2 , and the desired size and number cannot be obtained. Further, by setting the secondary cooling rate from less than 650 ° C. to room temperature to 1 ° C./second or more, coarsening of the Al-based nitrogen compound can be suppressed and the size thereof can be controlled.
  • the steel material of the present invention is subjected to spheroidizing annealing, and then cold-worked into a predetermined part shape and subsequently quenched and tempered to be manufactured into a bearing part or the like. Both the linear shape and the rod shape are included, and the size is appropriately determined according to the final product.
  • the steel materials (test Nos. 1 to 36) having various chemical compositions shown in Tables 1 and 2 below were heated to 1100 to 1300 ° C. in a heating furnace or a soaking furnace, and then subjected to block rolling at 900 to 1200 ° C. Thereafter, hot rolling was performed in a temperature range of 800 to 1050 ° C., and finish rolling was performed at a temperature of 950 ° C. or less (including forging simulating rolling) to produce a round bar having a diameter of 70 mm (see the following table). 3, 4). After completion of processing, 850 to 650 ° C. is cooled at various average cooling rates (Tables 3 and 4 below), and from 650 ° C. to room temperature (25 ° C.) is cooled at an average cooling rate of 1 ° C./second. Rolled material or forged material was obtained.
  • the above rolled material or forged material was subjected to spheroidizing annealing at 795 ° C. (holding time: 6 hours).
  • a disk having a diameter of 10 mm and a thickness of 16 mm was cut out from the center of this steel material, and used as a test piece for evaluating workability.
  • the steel material after spheroidization was cut by cutting.
  • a disk having a diameter of 60 mm and a thickness of 5 mm was cut out and subjected to oil quenching after heating at 840 ° C. for 30 minutes and tempering at 160 ° C. for 120 minutes.
  • finish polishing was performed to prepare a test piece having a surface roughness Ra (arithmetic average roughness) of 0.04 ⁇ m or less.
  • the size, aspect ratio, area ratio, solid solution N amount, number density of Al-based nitrogen compounds, size of the pro-eutectoid cementite were measured under the following conditions, and cold. Workability (deformation resistance) and rolling fatigue life were evaluated.
  • the solid solution N amount of each test piece is a value calculated by subtracting the N amount in all N compounds from the total N amount in steel in accordance with JIS G 1228.
  • the total N amount is a value determined by using an inert gas melting method-thermal conductivity method. A sample cut from the test steel material is placed in a crucible, melted in an inert gas stream, extracted N, transported to a thermal conductivity cell, and the change in thermal conductivity is measured. Were determined.
  • the total amount of N compounds is a value determined using ammonia distillation separation indophenol blue absorptiometry.
  • AA-based electrolyte non-aqueous solvent-based electrolyte that does not generate a passive film on the steel surface
  • Constant current electrolysis was performed using a sample cut out from the test steel material as an electrode. About 0.5 g of the sample was dissolved, and the insoluble residue (N compound) was filtered through a polycarbonate filter having a hole size of 0.05 ⁇ m. The insoluble residue was decomposed by heating in sulfuric acid, potassium sulfate, and pure Cu chips and combined with the filtrate.
  • test no Those of 3 to 6, 9 to 17, 20 to 22, 24, 25, 27, 28, 31, 36 are the requirements specified in the present invention (chemical composition, average major axis of proeutectoid cementite, aspect ratio, area ratio) , Solid solution N amount) and preferable requirements (form of Al-based nitrogen compound), both show no cracking, low deformation resistance, and excellent rolling fatigue life is achieved. .
  • Test No. No. 30 satisfies the requirements specified in the present invention (chemical component composition, size of pro-eutectoid cementite, aspect ratio, area ratio, solute N amount), but preferable requirements (form of Al-based nitrogen compound) Come off. That is, test no. No. 30 has a large average particle diameter of the Al-based nitrogen compound (coarse) and a low rolling fatigue life.
  • test no. Those of 1, 2, 7, 8, 18, 19, 23, 26, 29, and 32 to 35 have poor cold workability because any of the requirements defined in the present invention is not met.
  • test No. 29 For Nos. 1 and 29, the cooling rate after rolling was too high. 2, 19 and 34 are not suitable for the rolling temperature (test No. 19 has pro-eutectoid cementite coarsened), and the area ratio of pro-eutectoid cementite is insufficient (test No. 19).
  • No. 29 also lacks the average particle size of pro-eutectoid cementite) and has a large deformation resistance.
  • test no. No. 29 does not satisfy the preferable requirements of the form of the Al-based nitrogen compound, and has a short rolling fatigue life.
  • Test No. Nos. 18 and 23 have a high finish rolling temperature, so that the aspect ratio of cementite is large and cracking occurs.
  • Test No. No. 32 has a large amount of solute N as the N content increases, and has a high deformation resistance.
  • FIG. 1 a sample with the same amount of dissolved N is plotted. It turns out that it is effective for reduction of resistance.
  • FIG. 2 a sample having the same area ratio of pro-eutectoid cementite is plotted, but appropriately controlling the amount of dissolved N can reduce deformation resistance. It turns out that it is effective.
  • FIG. 3 shows the relationship between the number density of the Al-based nitrogen compound and the fatigue life L 10 (L 10 life).

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　球状化焼鈍後に実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮でき、良好な転動疲労寿命をも確保できる軸受用鋼は、Ｃ：０．８～１．３％、Ｓｉ：０．０５～０．８％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：１～２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下およびＯ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、固溶Ｎ量が０．００３％以下（０％を含む）であり、初析セメンタイトは、アスペクト比が１０以下であり、且つ、平均長径が１．５～５μｍであり、長径が１．５～５μｍである初析セメンタイトの面積率は、０．６％以上である。

Description

冷間加工性に優れた軸受用鋼
　本発明は、自動車や各種産業機械等に使用される軸受部品や機械構造用部品に適用される軸受用鋼に関し、特に冷間加工によってボール、コロ、ニードル、レース等の軸受部品を製造する際に、良好な冷間加工性を発揮できる軸受用鋼に関する。
　上記のような各種軸受部品は、線材や棒鋼を切断、鍛造、切削等の加工を行なうことによって最終形状に加工される。特に冷間加工（冷間圧延または冷間鍛造）に関しては、圧延材のままでは硬過ぎて冷間加工が困難であるので、冷間加工性の向上を目的として冷間加工に先立って球状化焼鈍が施されるのが一般的である。
　良好な冷間加工性を確保することは、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ２排出量削減という観点からも重要である。良好な冷間加工性を確保するためには、球状化焼鈍材におけるセメンタイトの球状化度が良好であることや、硬さや変形抵抗が低いこと等が必要な特性である。こうした状況の下、優れた球状化焼鈍組織を確保したり、硬さの低減を図るために、これまでにも様々な技術が提案されている。
　例えば特許文献１には、軸受用鋼の圧延材について、圧延温度や冷却速度を規定し、網状初析セメンタイトの低減およびパーライトラメラ間隔の拡大を図ることによって、冷間加工性に優れた均一な球状化組織を得る技術が提案されている。しかしながら、この技術では、球状化セメンタイトを均一且つ微細に分散させることを基本としているので、硬さはそれほど低下せず、良好な冷間加工性が確保できるとは言えない。
　一方、特許文献２には、分塊圧延および熱間圧延を低温で実施することによるパーライトコロニーサイズの微細化、および、圧延後の冷却条件の制御によって、初析セメンタイトを大きくし、これにより、球状化焼鈍を省略しても、伸線加工によって破壊しにくい鋼材が得られることを提案している。しかしながら、この技術では、初析セメンタイトが大き過ぎるので、軸受部品として基本的に要求される転動疲労特性（転動疲労寿命）が低下するという問題がある。また、この技術では、球状化焼鈍を実施しないことをその特徴とするので、得られる鋼材特性の関係から、その部品用途が限定され、汎用性に乏しいという問題もある。
　ところで、各種軸受部品は、機械類の回転部や摺動部を支持する重要な部品であるが、接触面圧が相当高く、また、外力が変動することもあるので、使用される環境が過酷である場合が多い。従って、そのような軸受部品の素材である鋼材には、優れた耐久性が要求される。こうした要求は機械類の高性能化や軽量化が進められるに伴い、年々厳しいものとなっている。軸受部品の耐久性向上には、特に転動疲労特性に優れていることが重要な要件となる。
特開平５－８４４０５号公報 特許第４００８３２０号公報
　本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、球状化焼鈍後に実施される冷間加工において良好な冷間加工性を発揮でき、良好な転動疲労寿命をも確保できる軸受用鋼を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明に係る軸受用鋼とは、Ｃ：０．８～１．３％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５～０．８％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１～２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、固溶Ｎ量が０．００３％以下（０％を含む）であり、初析セメンタイトは、アスペクト比が１０以下であり、且つ、平均長径が１．５～５μｍであり、長径が１．５～５μｍである初析セメンタイトの面積率は、０．６％以上である点に要旨を有する。
　本発明の軸受用鋼においては、鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の長径をａ、短径をｂとしたとき、（ａ×ｂ）１／２で示される平均粒径が７０ｎｍ以上、２００ｎｍ以下であり、粒径が７０～２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が０．５～４．０個／μｍ２であることが好ましい。この要件を満足することによって、冷間加工性と共に、より良好な転動疲労寿命をも確保できる。尚、本発明で対象とするＡｌ系窒素化合物は、ＡｌＮは勿論のこと、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓ，Ｓｉ等の元素を一部（合計含有量が３０％程度まで）に含有するものも含むことが意図される。
　本発明の軸受用鋼には、必要によって、更に他の元素として、（ａ）Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｃ）Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用である。含有される成分に応じて鋼材の特性が更に改善され得る。
　本発明によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、適度な大きさの初析セメンタイトを鋼材内に適切に分散させることによって、良好な冷間加工性が発揮できる軸受用鋼が実現できる。本発明は、生産性の向上や省エネルギー化を図り、コスト低減やＣＯ２排出量を削減するという観点からも有用である。また、適度な大きさのＡｌ系窒素化合物を軸受用鋼内に適切に分散させることによって、冷間加工性と共に、より良好な転動疲労寿命をも確保できる。こうした鋼材を軸受部品に適用したときには、過酷な環境で用いられても優れた転動疲労寿命を発揮できる。
初析セメンタイト面積率と変形抵抗の関係を示すグラフである。 固溶Ｎ量と変形抵抗の関係を示すグラフである。 Ａｌ系窒素化合物の個数密度と疲労寿命Ｌ１０の関係を示すグラフである。
　本発明者らは、優れた冷間加工性を発揮する軸受用鋼の実現を目指して、様々な角度から検討した。そして、鋼材の冷間加工性を良好にし、且つ必要に応じて転動疲労寿命を向上させるためには、下記（Ａ）～（Ｄ）の要件を満足させることが有効であるとの知見が得られた。
　（Ａ）所定の大きさの初析セメンタイトを分散させることによって、良好な冷間加工性が得られること、
　（Ｂ）初析セメンタイトの面積率や大きさ（長径）、およびアスペクト比を所定の範囲とするためには、鋼材の圧延を低温（８００～９５０℃）で行なうと共に、仕上げ圧延温度をＡｒ１変態点以下で行なうことが有効であること、
　（Ｃ）鋼中の固溶Ｎ（固溶窒素）を所定量以下に抑制すれば、動的歪み時効が抑制されて冷間加工性が良好になること、
　（Ｄ）鋼中の固溶Ｎ（固溶窒素）を所定量以下に抑制するためには、所定量のＡｌとＮを含む鋼材を上記温度範囲で圧延することによって、好ましい形態のＡｌ系窒素化合物が得られるので、固溶Ｎ量も適切な値（０．００３％以下）に抑制できること。
　本発明者らは、上記知見に基づき、鋼材の冷間加工性を良好に動疲労寿命を向上させるべく、更に鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材中の固溶Ｎ量を低減し、ＡｌやＮ含有量を厳密に規定し、且つ、その製造条件を制御することによって、球状化焼鈍後に、アスペクト比が１０以下、平均長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトを析出させ、且つ、長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトの面積率が０．６％以上であるようにすれば、鋼材の冷間加工性が良好にできることを見出し、本発明を完成した。
　本発明の軸受用鋼は、通常の球状化焼鈍処理を行った後にも、初析セメンタイトのアスペクト比を１０以下、平均長径を１．５～５μｍにすると共に、長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトを所定量（面積率で０．６％以上）分散させることによって、鋼材の硬さを低減し、変形抵抗を低減できる。また、固溶Ｎ量を低減させることによっても、冷間加工時の動的歪み時効を抑制して、変形抵抗を低減できる。
　本発明の軸受用鋼では、初析セメンタイトの形態を規定するが、この初析セメンタイトは、本発明の鋼材のような過共析鋼（Ｃ含有量：０．８％以上）をオーステナイト状態から冷却する際に、共析変態に先立ってオーステナイトから析出するセメンタイトであり、粒界に沿って析出する。その後に生成するセメンタイトは、層状のセメンタイトであるため、区別が可能である。
　［初析セメンタイトの大きさ（平均長径）］
　冷間加工性の指標の一つである球状化焼鈍後の変形抵抗は、初析セメンタイトの大きさを増加させることによって低減できる。こうした観点から、初析セメンタイトの大きさは平均長径で１．５μｍ以上とする必要がある。しかしながら、初析セメンタイトの大きさが大きくなり過ぎると、冷間加工時に割れが生じやすくなる。また、そのような粗大な介在物は、転動中に応力集中源となり、転動疲労寿命を低下させる原因ともなる。こうした観点から、初析セメンタイトの大きさは平均長径で５μｍ以下とする必要がある。尚、長径とは、初析セメンタイトの最も大きな部分の長さ（長径）を意味する。
　［初析セメンタイトのアスペクト比：１０以下］
　上記のような初析セメンタイトは、アスペクト比（長径／短径）が１０以下である必要がある。このアスペクト比（長径／短径）が１０よりも大きくなると、界面で亀裂が発生して冷間加工時に割れが発生し易くなる。
　［長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトの面積率：０．６％以上］
　冷間加工性を良好にするには、初析セメンタイトが適度に分散している必要があり、こうした観点から、面積率で０．６％以上とする必要がある。但し、この面積率が大きくなり過ぎると、転動疲労寿命が低下する可能性があるので、７％以下であることが好ましい。
　［固溶Ｎ量：０．００３％以下（０％を含む）］
　本発明の軸受用鋼においては、冷間加工性を良好にする上で、固溶Ｎ量を低減することも重要な要件である。この固溶Ｎ量が０．００３％よりも多くなると、冷間加工時に動的歪み時効が生じ、変形抵抗を増大させ、冷間加工性を低下させる。尚、固溶Ｃ（固溶炭素）は、Ｃｒと相互作用する（ＣｒがＣの活量を下げる）ため、動的歪み時効を生じさせない。
　本発明者らは、鋼材の転動疲労寿命を一層向上させる要件についても、検討を重ねた。その結果、所定大きさのＡｌ系窒素化合物を適度に分散させれば、より良好な転動疲労寿命をも確保できることも見出している。即ち、鋼材中のＡｌやＮ含有量を厳密に規定すると共に、その製造条件を制御し、焼入れ・焼戻し後に鋼中に分散する鋼中に分散する所定大きさのＡｌ系窒素化合物を、個数密度で０．５～４．０個／μｍ２として分散させれば、冷間加工性をより一層良好にできると共に、より良好な転動疲労寿命をも確保できる。
　本発明の鋼材において、Ａｌ系窒素化合物の個数密度を適切に制御することは、鋼中の固溶Ｎ量を減少させ、冷間加工時の動的歪み時効を抑制する。これにより、変形抵抗を低減し、冷間加工性をより一層良好にできる。また、Ａｌ系窒素化合物をマトリックス中（鋼母材中に）に分散させることによって、転動疲労中の歪みの蓄積を緩和して、より良好な転動疲労寿命を発揮できる。
　上記のような効果を発揮させるためには、対象とするＡｌ系窒素化合物の大きさや密度も適切に制御する必要がある。Ａｌ系窒素化合物の長径をａ、短径をｂとしたとき、（ａ×ｂ）１／２で示される平均粒径が７０ｎｍよりも小さくなったり、Ａｌ系窒素化合物の個数密度が４．０個／μｍ２よりも大きくなると、分散強化によって硬さが高くなり過ぎ、変形抵抗が増大する。Ａｌ系窒素化合物の個数密度が０．５個／μｍ２よりも小さくなると、固溶Ｎ量を十分に低減できず、変形抵抗低減に寄与しなくなる。また、上記平均粒径が２００ｎｍよりも大きくなると、歪み蓄積の緩和に寄与しなくなり、転動疲労寿命を向上させることができなくなる。
　Ａｌ系窒素化合物の大きさ（平均粒径）は、より好ましくは９０ｎｍ以上であり、より好ましくは１８０ｎｍ以下である。Ａｌ系窒素化合物の個数密度は、より好ましくは１．０個／μｍ２以上であり、より好ましくは３．０個／μｍ２以下である。
　本発明の鋼材は、上記したＡｌやＮの含有量を含め、その化学成分組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）も適切に調整する必要があるが、これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。
　［Ｃ：０．８～１．３％］
　Ｃは、焼入硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持し、セメンタイトを分散させて耐摩耗性を付与すると共に、冷間加工性を向上させるために必須の元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．８％以上（過共析鋼）含有させなければならず、好ましくは０．９％以上（より好ましくは０．９５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｃ含有量が多くなり過ぎると巨大炭化物が生成し易くなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ含有量は、１．３％以下、好ましくは１．２％以下（より好ましくは１．１％以下）に抑えるべきである。
［Ｓｉ：０．０５～０．８％］
　Ｓｉは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性を向上させるために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると冷間加工性や被削性が著しく低下するので、Ｓｉ含有量は、０．８％以下、好ましくは０．７％以下（より好ましくは０．６％以下）に抑えるべきである。
　［Ｍｎ：０．１～２％］
　Ｍｎは、マトリックスの固溶強化および焼入れ性向上に有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１５％以上（より好ましくは０．２％以上）含有させることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が多くなり過ぎると冷間加工性や被削性が著しく低下するので、Ｍｎ含有量は、２％以下、好ましくは１．６％以下（より好ましくは１．２％以下）に抑えるべきである。
　［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、冷間加工性を低
下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を
招く。こうしたことから、Ｐ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０
．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
　［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＦｅＳとして粒界に析出し、冷間加工性を低下させる元素である。また、ＭｎＳとして析出し、転動疲労寿命を低下させるため極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招く。こうしたことから、Ｓ含有量は、０．０５％以下とした。好ましくは０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）に低減するのが良い。
　［Ｃｒ：１～２％］
　Ｃｒは、Ｃと結びついて炭化物を形成し、耐摩耗性および冷間加工性を向上させると共に、焼入性の向上に寄与し、更にＣの活量を低下させるため、固溶Ｃによる動的歪み時効を抑制する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒ含有量は１％以上とする必要がある。好ましくは１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し、転動疲労寿命が却って低下する。従ってＣｒ量は２％以下とする。好ましくは１．８％以下（より好ましくは１．６％以下）である。
　［Ａｌ：０．０１～０．１％］
　Ａｌは、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ｎと結合することによって、Ａｌ系窒素化合物として鋼中に微細に分散し、鋼中の固溶Ｎを低減させ、鋼材の冷間加工性および転動疲労寿命を向上させる上で重要な元素である。微細なＡｌ系窒素化合物を生成させるためには、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数が増加し、鋳造や圧延時に割れや傷が生じやすくなる。また、Ａｌ含有量が過剰であると、結晶粒が細かくなり過ぎて焼入れ性が低下するので、大型部品に適用できず、且つ、転動疲労寿命が低下する。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１３％（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％（より好ましくは０．０５％以下）である。
　［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
　Ｎは上記Ａｌと同様に、本発明の鋼材において重要な役目を果たす元素であり、Ａｌ系窒素化合物の微細分散による転動疲労寿命向上効果を発揮させる上で重要な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０１５％を超えると、鋼材製造工程で固溶Ｎが残存し易くなり、冷間加工時の動的歪み時効によって、変形抵抗が大きくなる。また、Ｎ含有量が過剰になると、析出するＡｌ系窒素化合物の大きさおよび個数密度が増加し、鋳造や圧延時に割れ傷が生じやすくなる。更に、Ｎ含有量が過剰であると、結晶粒が細かくなり過ぎるため、焼入れ性が低下し、大型部品に適用できず、且つ転動疲労寿命が低下する。Ｎ含有量の下限は、Ａｌ系窒素化合物を所定量析出できる限り特に限定されず、圧延後の冷却速度や、Ｎと結合する元素（Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔｅ等）の量およびＡｌ含有量に応じて適宜設定すれば良い。例えば、Ｎ含有量が０．００３５％以上になると、所定量のＡｌ系窒素化合物を析出させられる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００４％（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．０１３％（より好ましくは０．０１０％以下）である。
　［Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼすばかりでなく、冷間加工性や熱間加工性も害する有害元素である。このため、Ｔｉは、極力低減することが望ましいが、極端に低減することは製鋼コストの増大を招く。こうしたことから、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１０％（より好ましくは０．００５％以下）である。
　［Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
　Ｏは、鋼中の不純物の形態に大きな影響を及ぼし、転動疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の介在物を形成するため、極力低減することが好ましい。しかしながら、Ｏを極端に低減することは製鋼コストの増大を招く。こうしたことから、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２％（より好ましくは０．００１５％以下）である。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物である。該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。尚、動疲労寿命を高めるため、下記元素を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。
　［Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
　Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれもＮと結合することで、窒素化合物を形成して、結晶粒の整粒化し、転動疲労寿命を向上させる上で有効な元素である。ＮｂおよびＢは、０．０００５％以上、Ｖは、０．００１％以上添加すれば、転動疲労特性を向上させられる。しかしながら、ＮｂまたはＶで０．５％を超えると、或はＢで０．００５％を超えると、結晶粒が微細化し、不完全焼入れ相が生成しやすくなる。尚、より好ましい上限はＮｂおよびＶで０．３％（更に好ましくは０．１％以下）、Ｂで０．００３％（更に好ましくは０．００１％以下）である。
　［Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
　Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒは、いずれも酸化物系介在物を球状化させ、転動疲労寿命向上に寄与する元素である。これらの効果は、ＣａおよびＲＥＭで０．０００５％以上、Ｍｇ、ＬｉおよびＺｒで０．０００１％以上含有させることによって、より一層有効に発揮される。しかしながら、過剰に含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず不経済となるので、夫々上記範囲内とするべきである。尚、より好ましい上限は、ＣａまたはＲＥＭで０．０３％（更に好ましくは０．０１％以下）、ＭｇまたはＬｉで０．０１％（更に好ましくは０．００５％以下）、Ｚｒで０．１５％（更に好ましくは０．１０％以下）である。
　［Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
　Ｐｂ、ＢｉおよびＴｅは、いずれも被削性向上元素である。これらの効果は、Ｐｂ、Ｂｉで０．０１％以上、Ｔｅで０．０１％以上含有させることによって、より一層有効に発揮される。しかし、Ｐｂ、Ｂｉの含有量が０．５％を超えるか、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、圧延傷の発生等、製造上の問題が生じる。尚、より好ましい上限はＰｂおよびＢｉで０．３％（更に好ましくは０．２％以下）、Ｔｅで０．０７５％（更
に好ましくは０．０５％以下）である。
　本発明の鋼材においては、球状化焼鈍した後に、所定の部品形状に冷間加工されるが、球状化焼鈍前に上記のような形態の初析セメンタイトを確保するためには、その製造条件（特に、鋳片の熱間圧延条件）も適切に制御する必要がある。通常、軸受用鋼を鋳片から熱間圧延する加工は、９００～１１００℃程度で行なわれるが、本発明では、この圧延を８００～９５０℃の低温で行なうことによって、旧オーステナイト（旧γ）の結晶粒径を微細化し、粒界面積を増大させることにより、初析セメンタイトの析出サイトを分散させられる。圧延時の温度が８００℃未満であれば、圧延機への負荷が増大し、故障等の原因となる。一方、圧延時の温度が９５０℃を超えると、結晶粒径が粗大となり（初析セメンタイトの粗大化を引き起こし）、所定の大きさの初析セメンタイトを必要量分散させられない。
　尚、上記圧延温度（８００～９５０℃）は、Ａｌ系窒素化合物の析出し易い温度（析出温度範囲）にも当る。このため、所定量のＡｌとＮを含む鋼材をこの温度領域で圧延することによって、好ましい形態のＡｌ系窒素化合物が得られ、固溶Ｎ量も適切な値（０．００３％以下）に抑制できる。
　上記熱間圧延の仕上げ温度を初析セメンタイトが析出し初める９００℃以下とすることによって、圧延時に初析セメンタイトを析出させることができる。すると、その後の仕上げ圧延過程で析出セメンタイトが破壊されるので、初析セメンタイトのアスペクト比を１０以下にできる。仕上げ圧延温度が９００℃よりも高い温度となると、圧延後に初析セメンタイトが粒界に沿って析出し、長手方向に成長し易くなる。
　更に、上記のような条件で圧延した後に、鋼材を８５０℃から６５０℃まで冷却する間の平均冷却速度（一次平均冷却速度と呼ぶ）を、０．１０～０．８５℃／秒の範囲とすることにより、初析セメンタイトを成長させ、その大きさ（平均長径）を１．５～５μｍに制御でき、また長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトの面積率を０．６％以上にできる。上記一次冷却速度が０．１０℃／秒未満の冷却では、初析セメンタイトの成長が抑制され、所定の面積率が得られない。また、一次冷却速度が０．８５℃／秒を超えると、初析セメンタイトの成長が抑制され、所定の面積率が得られない。
　本発明の鋼材において、焼入れ・焼戻し後に鋼中に微細なＡｌ系窒素化合物を分散させるためには、鋼材の製造工程において、上記成分組成を満たす鋳片を用い、圧延後の冷却速度を制御することが重要である。圧延後の冷却過程で析出するＡｌ系窒素化合物は、その後の球状化焼鈍、部品加工、焼入れ・焼戻し過程を経ても同様の状態で残存したままである。そのため、Ａｌ系窒素化合物の析出温度範囲でもある８５０～６５０℃における冷却速度、つまり、一次冷却速度を０．１０～０．８５℃／秒の範囲とし、鋼材を６５０℃から室温（２５℃）まで冷却する際の平均冷却速度（二次冷却速度と呼ぶ）を１℃／秒以上で冷却することで、焼入れ・焼戻し後の鋼中でも鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の長径をａ、短径をｂとしたとき、（ａ×ｂ）１／２で示される平均粒径が７０ｎｍ以上、２００ｎｍ以下であり、且つ、粒径が７０～２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度を０．５～４．０個／μｍ２にできる。
　上記一次冷却速度が０．１０℃／秒未満の冷却では、Ａｌ系窒素化合物が粗大化し、０．８５℃／秒を超えると、Ａｌ系窒素化合物の平均粒径が７０ｎｍ未満となったり、所定の大きさの個数密度が０．５個／μｍ２未満となり、所望の大きさと個数が得られなくなる。また６５０℃未満から室温までの二次冷却速度を１℃／秒以上とすることによって、Ａｌ系窒素化合物の粗大化を抑制し、その大きさを制御できる。
　本発明の鋼材は、球状化焼鈍を行なった後、所定の部品形状に冷間加工され、引き続き焼入れ・焼戻しされて軸受部品等に製造されるが、鋼材段階の形状についてはこうした製造に適用できるような線状・棒状のいずれも含み、そのサイズも、最終製品に応じて適宜決められる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明は、下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１、２に示す各種化学成分組成の鋼材（試験Ｎｏ．１～３６）を加熱炉またはソーキング炉で１１００～１３００℃に加熱した後、９００～１２００℃で分塊圧延を実施した。その後、８００～１０５０℃の温度範囲で熱間圧延し、仕上げ圧延を９５０℃以下の温度で圧延（圧延を模した鍛造も含む）して、直径：７０ｍｍの丸棒材を作製した（下記表３、４）。加工終了後、８５０～６５０℃までを様々な平均冷却速度で冷却すると共に（下記表３、４）、６５０℃未満から室温（２５℃）までを１℃／秒の平均冷却速度で冷却して圧延材または鍛造材を得た。
　上記圧延材または鍛造材を、７９５℃（保持時間：６時間）で球状化焼鈍を施した。この鋼材の中心部から、直径：１０ｍｍ、厚さ：１６ｍｍの円盤を切り出し、加工性を評価するための試験片とした。また、球状化後の鋼材を、切削によって皮削りを行なった。その後、直径：６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍの円盤を切り出し、８４０℃で３０分間加熱後の油焼入れを実施し、１６０℃で１２０分間焼戻しを実施した。最終的に仕上げ研磨を施して、表面粗さがＲａ（算術平均粗さ）で０．０４μｍ以下となる試験片を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記で得られた試験片を用い、下記の条件にて初析セメンタイトの大きさ、アスペクト比、面積率、固溶Ｎ量、Ａｌ系窒素化合物の個数密度、大きさを測定すると共に、冷間加工性（変形抵抗）、転動疲労寿命を評価した。
　［初析セメンタイトの大きさ、アスペクト比、面積率の測定］
　（ａ）圧延後の試験片を長手方向に対して垂直に切断した。
　（ｂ）その断面が観察できるように樹脂に埋め込み、エメリー紙による研磨、ダイヤモンドバフによる研磨および電解研磨を順次行なって、観察面を鏡面に仕上げた。
　（ｃ）ナイタール（３％硝酸エタノール溶液）で腐食した。
　（ｄ）試験片（直径：７０ｍｍ、厚さ：１０ｍｍの円盤）のＤ／４（Ｄは直径）の位置を走査型電子顕微鏡の倍率：６０００倍で観察し、４箇所撮影した。
　（ｅ）撮影した写真から、粒界に沿って析出している初析セメンタイトをトレースし、粒子解析ソフト［「粒子解析III　ｆｏｒ　Ｗｉｎｄｏｗｓ．　Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００ＳＵＭＩＴＯＭＯ　ＭＥＴＡＬ　ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用い、長径が１．５～５μｍの初析セメンタイトの面積率、アスペクト比を求め、４視野の平均値を初析セメンタイトの面積率（平均面積率）、アスペクト比（平均アスペクト比）とした。また各初析セメンタイトの大きさから長径を算出し、４視野の平均値を求めた（「平均長径」として採用）。
　［固溶Ｎ量の測定］
　各試験片の固溶Ｎ量は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物中のＮ量を差し引くことで算出した値である。
　（ａ）前記全Ｎ量は、不活性ガス融解法－熱伝導度法を用いて決定した値である。供試鋼素材から切り出したサンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定することで、全Ｎ量を決定した。
　（ｂ）前記全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いて決定した値である。１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には、１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウムを溶かしたメタノール溶液）中で、供試鋼素材から切り出したサンプルを電極にして定電流電解を行った。約０．５ｇのサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．０５μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウム、および純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせた。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム、及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定することで、全Ｎ化合物量を決定した。
　［Ａｌ系窒素化合物の個数密度、大きさの測定］
　Ａｌ系窒素化合物の分散状況の確認方法としては、圧延材を切断し、この断面を研磨した後、その面にカーボン蒸着を行い、ＦＥ－ＴＥＭ（電界放出型透過型電子顕微鏡）によりレプリカ観察を実施した。この際、ＴＥＭのＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によりＡｌ、Ｎを含むＡｌ系窒素化合物の成分を特定し、３００００倍の倍率にてその視野の観察を行なった。このとき、１視野を１６．８μｍ２とし、任意の３視野について観察し（合計５０．４μｍ２）、粒子解析ソフト［「粒子解析III　ｆｏｒ　Ｗｉｎｄｏｗｓ．Ｖｅｒｓｉｏｎ３．００　ＳＵＭＩＴＯＭＯ　ＭＥＴＡＬ　ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製」（商品名）］を用い、その大きさ［（ａ×ｂ）１／２で示される平均粒径］および粒径が７０～２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度（個数密度はμｍ２当りに換算）を求めた。
［冷間加工性］
　球状化後の鋼材の中心部から、直径：１０ｍｍ、厚さ：１６ｍｍの円盤（試験片）を切り出し、プレス試験機を用いて、加工率（圧縮率）：８０％で冷間加工した後、試験片の側面を光学顕微鏡で観察し（倍率：２０倍）、割れ発生の有無を確認し、変形能を評価した。また、その際の変形抵抗（ＭＰａ）を測定し、冷間加工性の評価を行った。尚、上記加工率は［｛１－（Ｌ／Ｌ０）｝×１００（％）］（但し、Ｌ：加工前の試験片長さ、Ｌ０：加工後試験片長さ）で示される。このとき、変形抵抗で８５０ＭＰａ以下を合格とした。
　［転動疲労寿命の測定］
　スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０８回の条件にて、各鋼材（試験片）につき転動疲労試験を各１６回ずつ実施し、疲労寿命Ｌ１０（ワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数）を評価した。このとき、疲労寿命Ｌ１０（Ｌ１０寿命）で１．０×１０７回以上を合格基準とした。
　これらの結果を、下記表５、６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる。即ち、試験Ｎｏ．３～６、９～１７、２０～２２、２４、２５、２７、２８、３１、３６のものは、本発明で規定する要件（化学成分組成、初析セメンタイトの平均長径、アスペクト比、面積率、固溶Ｎ量）および好ましい要件（Ａｌ系窒素化合物の形態）を満足しており、いずれも割れが生じることなく変形抵抗も低く、しかも優れた転動疲労寿命が達成されていることが分かる。
　試験Ｎｏ．３０のものは、本発明で規定する要件（化学成分組成、初析セメンタイトの大きさ、アスペクト比、面積率、固溶Ｎ量）は満足するが、好ましい要件（Ａｌ系窒素化合物の形態）を外れる。即ち、試験Ｎｏ．３０のものは、Ａｌ系窒素化合物の平均粒径が大きく（粗大化）、転動疲労寿命が低い。
　これに対し、試験Ｎｏ．１、２、７、８、１８、１９、２３、２６、２９、３２～３５のものは、本発明で規定する要件のいずれかが外れているため、冷間加工性が悪い。
　試験Ｎｏ．１、２９のものは、圧延後の冷却速度が速くなり過ぎているので、また試験Ｎｏ．２、１９、３４のものは、圧延温度が適切でないので（試験Ｎｏ．１９のものは初析セメンタイトが粗大化している）、いずれも初析セメンタイトの面積率が不足しており（試験Ｎｏ．２９のものは初析セメンタイトの平均粒径も不足している）、変形抵抗が大きい。特に、試験Ｎｏ．２９のものは、Ａｌ系窒素化合物の形態の好ましい要件をも満足せず、転動疲労寿命も短い。
　試験Ｎｏ．７、８、３３、３５のものは、固溶Ｎ量が多いため、変形抵抗が高い。また圧延後の冷却速度が速過ぎ、好ましい形態のＡｌ系窒素化合物が形成されず、転動疲労寿命が短い。
　試験Ｎｏ．１８、２３のものは、仕上げ圧延温度が高いので、セメンタイトのアスペクト比が大きく、割れが発生している。
　Ｎｏ．２６のものは、圧延後の冷却条件が遅過ぎるので、セメンタイトが粗大化しており、転動疲労寿命が短い。試験Ｎｏ．３２のものは、Ｎ含有量の増大に伴って固溶Ｎも多く、変形抵抗が高い。
　これらのデータに基づいて、初析セメンタイト面積率と変形抵抗の関係を図１に（固溶Ｎ量が同等のサンプルをプロット）示すが、初析セメンタイト面積率を適切に制御することが、変形抵抗の低減に有効であることが分かる。
　同様にして、固溶Ｎ量と変形抵抗の関係を図２に（初析セメンタイト面積率が同等のサンプルをプロット）示すが、固溶Ｎ量を適切に制御することが、変形抵抗の低減に有効であることが分かる。
　Ａｌ系窒素化合物の個数密度と疲労寿命Ｌ１０（Ｌ１０寿命）の関係を図３に示すが、Ａｌ系窒素化合物の個数密度を適切に制御することによって、長い疲労寿命Ｌ１０（転動疲労寿命）が達成されることが分かる。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．８～１．３％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５～０．８％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１～２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、固溶Ｎ量が０．００３％以下（０％を含む）であり、
    　初析セメンタイトは、アスペクト比が１０以下であり、且つ、平均長径が１．５～５μｍであり、
    　長径が１．５～５μｍである初析セメンタイトの面積率は、０．６％以上であることを特徴とする軸受用鋼。
  2. 　鋼中に分散するＡｌ系窒素化合物の長径をａ、短径をｂとしたとき、（ａ×ｂ）１／２で示される平均粒径が７０ｎｍ以上、２００ｎｍ以下であり、粒径が７０～２００ｎｍのＡｌ系窒素化合物の個数密度が０．５～４．０個／μｍ２である請求項１に記載の軸受用鋼。
  3. 　更に他の元素として、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の軸受用鋼。
  4. 　更に他の元素として、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の軸受用鋼。
  5. 　更に他の元素として、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含む請求項１に記載の軸受用鋼。
PCT/JP2011/062002 2011-05-25 2011-05-25 冷間加工性に優れた軸受用鋼 Ceased WO2012160677A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2011/062002 WO2012160677A1 (ja) 2011-05-25 2011-05-25 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2011/062002 WO2012160677A1 (ja) 2011-05-25 2011-05-25 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012160677A1 true WO2012160677A1 (ja) 2012-11-29

Family

ID=47216779

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/062002 Ceased WO2012160677A1 (ja) 2011-05-25 2011-05-25 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2012160677A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2832892A4 (en) * 2012-03-30 2015-09-02 Kobe Steel Ltd STAINLESS STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT COLD FORMABILITY AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63135615A (ja) * 1986-11-27 1988-06-08 Daido Steel Co Ltd 転動寿命のすぐれた軸受鋼
JPH1180897A (ja) * 1997-09-04 1999-03-26 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
JP2004100016A (ja) * 2002-09-12 2004-04-02 Kobe Steel Ltd 軸受用圧延線材および伸線材
JP2004263204A (ja) * 2003-01-27 2004-09-24 Nippon Steel Corp 高強度、高靭性高炭素鋼線材とその製造方法
JP2007131907A (ja) * 2005-11-09 2007-05-31 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法
JP2011117010A (ja) * 2009-11-30 2011-06-16 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63135615A (ja) * 1986-11-27 1988-06-08 Daido Steel Co Ltd 転動寿命のすぐれた軸受鋼
JPH1180897A (ja) * 1997-09-04 1999-03-26 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
JP2004100016A (ja) * 2002-09-12 2004-04-02 Kobe Steel Ltd 軸受用圧延線材および伸線材
JP2004263204A (ja) * 2003-01-27 2004-09-24 Nippon Steel Corp 高強度、高靭性高炭素鋼線材とその製造方法
JP2007131907A (ja) * 2005-11-09 2007-05-31 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法
JP2011117010A (ja) * 2009-11-30 2011-06-16 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2832892A4 (en) * 2012-03-30 2015-09-02 Kobe Steel Ltd STAINLESS STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT COLD FORMABILITY AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5425736B2 (ja) 冷間加工性、耐摩耗性、及び転動疲労特性に優れた軸受用鋼
JP5400591B2 (ja) 冷間加工性に優れた軸受用鋼
EP2357260B1 (en) Case hardening steel, carburized component, and manufacturing method of case hardening steel
CN105899703B (zh) 轴承部件、轴承部件用钢材及它们的制造方法
KR101520208B1 (ko) 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
EP1469094B1 (en) High speed tool steel and its manufacturing method
CN100427629C (zh) 具有优良冷锻性能的调质钢丝
CN104011249A (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
WO2012073485A1 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
JP2010168628A (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
CN104040004A (zh) 螺栓用钢，螺栓以及螺栓的制造方法
JP4964063B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
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
CN103562423B (zh) 滚动疲劳特性优异的钢材
JP5400590B2 (ja) 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材
CN102639735A (zh) 轴承用模铸材以及轴承用钢的制造方法
JP5406687B2 (ja) 転動疲労寿命に優れた鋼材
JP5649838B2 (ja) 肌焼鋼およびその製造方法
JP2938101B2 (ja) 冷間鍛造用鋼の製造方法
JP5976581B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
JP5400589B2 (ja) 転動疲労寿命に優れた鋼材
WO2012160677A1 (ja) 冷間加工性に優れた軸受用鋼
JP4569961B2 (ja) ボールネジまたはワンウェイクラッチ用部品の製造方法
KR101527337B1 (ko) 냉간 가공성이 우수한 베어링용 강재 및 그의 제조 방법
TWI806526B (zh) 機械構造零件用鋼線及其製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 11866410

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 11866410

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP