JPH02125841A - 転がり軸受 - Google Patents
転がり軸受Info
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- JPH02125841A JPH02125841A JP1157288A JP15728889A JPH02125841A JP H02125841 A JPH02125841 A JP H02125841A JP 1157288 A JP1157288 A JP 1157288A JP 15728889 A JP15728889 A JP 15728889A JP H02125841 A JPH02125841 A JP H02125841A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat treatment
- weight
- rolling
- bearing
- steel
- Prior art date
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- Rolling Contact Bearings (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、自動車、農業機械、建設機械及び鉄鋼機械等
に使用される転がり軸受に係り、特に、トランスミッシ
ョンやエンジン用として求められる長寿命な転がり軸受
に関する。
に使用される転がり軸受に係り、特に、トランスミッシ
ョンやエンジン用として求められる長寿命な転がり軸受
に関する。
従来から、例えば自動用に求められる高面圧の状態で使
用される転がり疲れ寿命（以下、寿命、とも鳳う）が長
い転がり軸受についでは、接触面圧に起因する内部せん
断応力分布に合わせて、硬さカーブを設定する必要から
、焼入性の良好な低炭素肌焼鋼５ＣＲ４２０１１，ＳＣ
Ｍ４２０Ｈ，５ＡＥ８６２０Ｈ，５ＡＥ４３２０Ｈ等を
用い、これに浸炭熱処理又は浸炭窒化処理を施すごとに
より、内外輪及び転動体の表面部硬さがＨＲＣ５８〜６
４であり、かつその芯部硬さがＨＲＣ３０〜４８になる
ようにして軸受全体の硬度を上げていた。
用される転がり疲れ寿命（以下、寿命、とも鳳う）が長
い転がり軸受についでは、接触面圧に起因する内部せん
断応力分布に合わせて、硬さカーブを設定する必要から
、焼入性の良好な低炭素肌焼鋼５ＣＲ４２０１１，ＳＣ
Ｍ４２０Ｈ，５ＡＥ８６２０Ｈ，５ＡＥ４３２０Ｈ等を
用い、これに浸炭熱処理又は浸炭窒化処理を施すごとに
より、内外輪及び転動体の表面部硬さがＨＲＣ５８〜６
４であり、かつその芯部硬さがＨＲＣ３０〜４８になる
ようにして軸受全体の硬度を上げていた。
また、米国特許第４１９１５９９号では、高炭素合金鋼
を浸炭雰囲気下で加熱処理し、表面のＭＳ点を芯部より
低くして、焼入れにより熱応力型の変態をさせ、表面に
圧縮の残留応力を残した長寿命の転がり軸受が開示され
ている。
を浸炭雰囲気下で加熱処理し、表面のＭＳ点を芯部より
低くして、焼入れにより熱応力型の変態をさせ、表面に
圧縮の残留応力を残した長寿命の転がり軸受が開示され
ている。
さらに、米国特許第４０２３９８８号では、Ｃ：０．６
−１．５重量％、Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｎｉ、 Ｃｕ、 Ｍ
ｏから選ばれる熱間成形型の低合金鋼を用い、炭化物を
微細化した長寿命の転がり軸受が開示されている。
−１．５重量％、Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｎｉ、 Ｃｕ、 Ｍ
ｏから選ばれる熱間成形型の低合金鋼を用い、炭化物を
微細化した長寿命の転がり軸受が開示されている。
しかしながら、上記従来の肌焼鋼５ＣＲ４２０１１等に
おいて、浸炭硬化層を深くしようとすると、基地の炭素
量（ベースカーボン量）が低いために、浸炭処理を高温
かつ長時間行なわなければならず、これでは熱処理生産
性が低下する。一方、表面炭素濃度を高くすると、上記
肌焼鋼のＣｒ含有量が高いために初析が生じやすく、転
がり疲れＩｆ命が低下する。ソコテ、Ｓ Ａ Ｅ ８６
２０１−１及びＳ Ａ Ｅ ４３２０ ＩＩでは、Ｃｒ
含有量を減じて他の元素（Ｎｉ、 Ｍｏ）を添加して焼
入性を確保しているが、これでは材料コストが増加する
。また、この肌焼鋼の浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理
時、時として、結晶粒が粗大となり、これが応力集中源
となるため、転がり疲れ寿命が低下する。
おいて、浸炭硬化層を深くしようとすると、基地の炭素
量（ベースカーボン量）が低いために、浸炭処理を高温
かつ長時間行なわなければならず、これでは熱処理生産
性が低下する。一方、表面炭素濃度を高くすると、上記
肌焼鋼のＣｒ含有量が高いために初析が生じやすく、転
がり疲れＩｆ命が低下する。ソコテ、Ｓ Ａ Ｅ ８６
２０１−１及びＳ Ａ Ｅ ４３２０ ＩＩでは、Ｃｒ
含有量を減じて他の元素（Ｎｉ、 Ｍｏ）を添加して焼
入性を確保しているが、これでは材料コストが増加する
。また、この肌焼鋼の浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理
時、時として、結晶粒が粗大となり、これが応力集中源
となるため、転がり疲れ寿命が低下する。
一方、これ以外の従来例でも、高価なＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ
等を含有しているために、長寿命な転がり軸受を得るに
は高コストとならざるを得なかった。そして、上記米国
特許第４０２３９８８号の従来例では、微細な炭化物を
形成するためには、例えば、ｓｐｔ＋ｅｒｏｉｄｚｉｎ
ｇ ａｎｎｅａｌ、ｒｏｕｇｈ ｆｏｒｍｉｎｇ、ｎａ
ｒｄｎｉｎｇ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇなどの複雑
な熱処理を必要とし、熱処理生産性の低下を避けること
ができなかった。
等を含有しているために、長寿命な転がり軸受を得るに
は高コストとならざるを得なかった。そして、上記米国
特許第４０２３９８８号の従来例では、微細な炭化物を
形成するためには、例えば、ｓｐｔ＋ｅｒｏｉｄｚｉｎ
ｇ ａｎｎｅａｌ、ｒｏｕｇｈ ｆｏｒｍｉｎｇ、ｎａ
ｒｄｎｉｎｇ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇなどの複雑
な熱処理を必要とし、熱処理生産性の低下を避けること
ができなかった。
米国特許第４１９１５９９号では高価な元素であるＭｏ
、Ｗ、Ｃｒを比較的多く含有し、コスト高になると共に
、表面に残留の圧縮応力を付与する機構のみでは異物混
入潤滑下では長寿命とすることができなかった。
、Ｗ、Ｃｒを比較的多く含有し、コスト高になると共に
、表面に残留の圧縮応力を付与する機構のみでは異物混
入潤滑下では長寿命とすることができなかった。
すなわち、転がり疲れ寿命が低下する原因として、軸受
潤滑油中に混入した金属の切粉、削り屑、ハリ、摩耗粉
等の異物により軸受表層部に生じた損傷（圧痕）を起点
として伝播するマイクロクランクによって発生するフレ
ーキング（ハクリ）、がある。そして、軸受の基地中に
存在し、硬度が高く塑性変形能が小さいために応力集中
源となる非金属介在物があり、この非金属介在物によっ
て応力集中緩和効果を十分達成し得ないことにっても上
記転がり疲れ寿命が低下する。
潤滑油中に混入した金属の切粉、削り屑、ハリ、摩耗粉
等の異物により軸受表層部に生じた損傷（圧痕）を起点
として伝播するマイクロクランクによって発生するフレ
ーキング（ハクリ）、がある。そして、軸受の基地中に
存在し、硬度が高く塑性変形能が小さいために応力集中
源となる非金属介在物があり、この非金属介在物によっ
て応力集中緩和効果を十分達成し得ないことにっても上
記転がり疲れ寿命が低下する。
さらに、上記従来のいずれの転がり軸受でも、加工率に
よっては鍛造等の軸受の前加工時割れを十分抑制できな
い課題があった。
よっては鍛造等の軸受の前加工時割れを十分抑制できな
い課題があった。
本発明はこのような各種の課題を解決するために、材料
コストが増加することなく熱処理生産性が良好で、かつ
、クリーンな潤滑下で軸受を使用する場合に加えて、異
物混入潤滑下で軸受を使用する場合においても、従来の
軸受に比べて長寿命であり、さらに、加工率の高い鍛造
等の前加工時割れが発生しない転がり軸受を提供するこ
と、をその目的としている。
コストが増加することなく熱処理生産性が良好で、かつ
、クリーンな潤滑下で軸受を使用する場合に加えて、異
物混入潤滑下で軸受を使用する場合においても、従来の
軸受に比べて長寿命であり、さらに、加工率の高い鍛造
等の前加工時割れが発生しない転がり軸受を提供するこ
と、をその目的としている。
請求項（１）記載の発明は、内輪、外輪及び転動体から
なる転がり軸受において、内輪、外輪及び転動体の少な
くとも一つが、Ｃ： ０．４〜０．７重量％、Ｓｉ：０
．１５〜１．２重量％、４１２１．２〜１．７重量％、
八ｊ２：２００〜３００ ｐｐｍ、Ｔｉ：４０ ｐｐｍ
以下、Ｎ： １０（１−２００ｐｐｍＸ５：８０ ｐｐ
ｍ以下、０：９ｐｐｍ以下、残部鉄の中炭素マンガン銅
１からなり、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理が施され
、表層部における残留オーステナイト量が２５〜４５
ｖｏｌ％である、ことを特徴としている。
なる転がり軸受において、内輪、外輪及び転動体の少な
くとも一つが、Ｃ： ０．４〜０．７重量％、Ｓｉ：０
．１５〜１．２重量％、４１２１．２〜１．７重量％、
八ｊ２：２００〜３００ ｐｐｍ、Ｔｉ：４０ ｐｐｍ
以下、Ｎ： １０（１−２００ｐｐｍＸ５：８０ ｐｐ
ｍ以下、０：９ｐｐｍ以下、残部鉄の中炭素マンガン銅
１からなり、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理が施され
、表層部における残留オーステナイト量が２５〜４５
ｖｏｌ％である、ことを特徴としている。
また、請求項（２）記載の発明は、上記請求項（１）記
載の中炭素マンガン鋼に、さらにＮｂ０．０３〜０．０
８重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少な
くとも一種が含有されてなる、ことを特徴とするもので
ある。
載の中炭素マンガン鋼に、さらにＮｂ０．０３〜０．０
８重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少な
くとも一種が含有されてなる、ことを特徴とするもので
ある。
また、請求項（３）記載の発明は、内輪、外輪及び転動
体からなる転がり軸受において、内輪、外輪及び転動体
の少なくとも一つが、Ｃ： ０．４〜０．７重量％、Ｓ
ｉ ： ０．１５〜１．２重量％、Ｍｎ：１．２〜１゜
７重量％、Ｔｉ：４０ｐｐｍ以下、Ｓ：８０ｐｐｍ以下
、○： ９ ｐｐｍ以下、Ｎｂ： ０．０３〜０．０８
重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少なく
とも一種、残部鉄の中炭素マンガン鋼からなり、浸炭熱
処理または浸炭窒化熱処理が施され、表層部における残
留オーステナイト量が２５〜４５ｖｏ１％である、こと
を舶徴とするものである。
体からなる転がり軸受において、内輪、外輪及び転動体
の少なくとも一つが、Ｃ： ０．４〜０．７重量％、Ｓ
ｉ ： ０．１５〜１．２重量％、Ｍｎ：１．２〜１゜
７重量％、Ｔｉ：４０ｐｐｍ以下、Ｓ：８０ｐｐｍ以下
、○： ９ ｐｐｍ以下、Ｎｂ： ０．０３〜０．０８
重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少なく
とも一種、残部鉄の中炭素マンガン鋼からなり、浸炭熱
処理または浸炭窒化熱処理が施され、表層部における残
留オーステナイト量が２５〜４５ｖｏ１％である、こと
を舶徴とするものである。
さらに、請求項（４）記載の発明は、前記中炭素マンガ
ン鋼Ｖａｔ、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも平
均結晶粒度番号が８以上の微結晶状である、ことを特徴
とするものである。
ン鋼Ｖａｔ、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも平
均結晶粒度番号が８以上の微結晶状である、ことを特徴
とするものである。
〔作用］
本願発明者らは、転がり軸受鋼の長寿命化及び前加工時
の割れについて種々の検討を加えた結果、軸受表層部に
おける残留オーステナイト量と寿命との関係、結晶粒度
と寿命との関係、Ｓ含有量と前加工時の割れ発生率等と
の関係について種々の新しい知見を得るに到り、この知
見に基づき特許請求の範囲に記載の如くの本発明に到達
したものである。
の割れについて種々の検討を加えた結果、軸受表層部に
おける残留オーステナイト量と寿命との関係、結晶粒度
と寿命との関係、Ｓ含有量と前加工時の割れ発生率等と
の関係について種々の新しい知見を得るに到り、この知
見に基づき特許請求の範囲に記載の如くの本発明に到達
したものである。
まず本発明において、Ｃ： ０．４〜０．７ｗｔ％の中
炭素マンガン鋼を用いている理由につい゛ζ説明する。
炭素マンガン鋼を用いている理由につい゛ζ説明する。
本発明者らは、軸受表面層における残留オーステナイト
量を２５〜４５ｖｏ１％にすることにより、異物混入潤
滑下の転がり軸受の長寿命化を達成できることを見い出
した。しかしながら、軸受表層部における残留オーステ
ナイト量を上記値の範囲とするためには表面炭素濃度を
高めるごとが必要であるが、５ＣＲ４２０１１ＳＣＭ４
２０１１はＣｒの含有量が多いため、軸受の転がり疲れ
寿命に有害な初析を生じやすい。一方で、Ｃｒの含有量
を減少させると焼入性が低下し、転がり軸受として必要
な硬化層深さが得られなくなってしまう。そこで本発明
では、Ｃｒ含有量を０．３５重量％未満とし、かつＣｒ
含有量の低下による焼入性低下を避けるためにＭｎを添
加し、さらにはヘースカーボン量が多い中炭素マンガン
鋼を用いることにより初析の発生を抑え、軸受表層部に
おける残留オーステナイｌｔを２５〜４５ｖｏｌ％の範
囲として、必要な硬化層深さを得るものである。
量を２５〜４５ｖｏ１％にすることにより、異物混入潤
滑下の転がり軸受の長寿命化を達成できることを見い出
した。しかしながら、軸受表層部における残留オーステ
ナイト量を上記値の範囲とするためには表面炭素濃度を
高めるごとが必要であるが、５ＣＲ４２０１１ＳＣＭ４
２０１１はＣｒの含有量が多いため、軸受の転がり疲れ
寿命に有害な初析を生じやすい。一方で、Ｃｒの含有量
を減少させると焼入性が低下し、転がり軸受として必要
な硬化層深さが得られなくなってしまう。そこで本発明
では、Ｃｒ含有量を０．３５重量％未満とし、かつＣｒ
含有量の低下による焼入性低下を避けるためにＭｎを添
加し、さらにはヘースカーボン量が多い中炭素マンガン
鋼を用いることにより初析の発生を抑え、軸受表層部に
おける残留オーステナイｌｔを２５〜４５ｖｏｌ％の範
囲として、必要な硬化層深さを得るものである。
ここで、第１図から第４図を参照して、本発明の特徴で
ある残留オーステナイトの作用について説明する。
ある残留オーステナイトの作用について説明する。
異物混入潤滑下で軸受を使用する場合、異物との繰り返
し接触により内外輪及び転動体の各転動表面に第２図に
示すような圧痕が発生ずる。第２図に示ず圧痕の断面図
から分るように、圧痕にはエツジ部分が生し、このエツ
ジ部に最大応力ｐ ｍａ、がかかる。このエツジ部分の
曲率ｒと圧痕の半径Ｃとは以下説明するように残留オー
ステナイトと密接な関係がある。通常残留オーステナイ
トは、軟らかく、例えば■ν３００くらい（但し素材の
炭素の含有率によっても異なる）である。したがって、
この残留オーステナイ１−を所望の割合で表面層に存在
せしめておくと、圧痕のエツジ部分における応力の集中
を緩和することができ、そのため圧痕生成後に圧痕部に
発生ずるマイクロクラックの伝播を遅らせることができ
る。表面層におレノる残留オーステナイトは、転勤時に
圧痕を通過する相手部月（例えば転動体に対して軌道輪
）の相対通過回数の所定数を過ぎると、表面に加わる変
形エネルギーによりマルテンサイト変態し、硬化する。
し接触により内外輪及び転動体の各転動表面に第２図に
示すような圧痕が発生ずる。第２図に示ず圧痕の断面図
から分るように、圧痕にはエツジ部分が生し、このエツ
ジ部に最大応力ｐ ｍａ、がかかる。このエツジ部分の
曲率ｒと圧痕の半径Ｃとは以下説明するように残留オー
ステナイトと密接な関係がある。通常残留オーステナイ
トは、軟らかく、例えば■ν３００くらい（但し素材の
炭素の含有率によっても異なる）である。したがって、
この残留オーステナイ１−を所望の割合で表面層に存在
せしめておくと、圧痕のエツジ部分における応力の集中
を緩和することができ、そのため圧痕生成後に圧痕部に
発生ずるマイクロクラックの伝播を遅らせることができ
る。表面層におレノる残留オーステナイトは、転勤時に
圧痕を通過する相手部月（例えば転動体に対して軌道輪
）の相対通過回数の所定数を過ぎると、表面に加わる変
形エネルギーによりマルテンサイト変態し、硬化する。
第３図は、ｒ ／ ｃの値と残留オーステナイトＴ８と
の関係を示している。
の関係を示している。
Ｐ、、、／Ｐ、を小さくする（すなわち、応力集中を緩
和する）ためには、Ｃを一定とするとｒを大きくするこ
とが必要である。つまり、ｒ ／ ｃの値は応力集中の
緩和程度を示すファクターであるので、この値が大きく
なれば寿命も延びることになる。しかしながら、第３図
から分るように、残留オーステナイトＴＲの割合を大き
くしても、ｒ／Ｃの値は所定の水準で飽和してしまい、
一定板１−大きくならない。特に残留オーステナイトγ
、が４５ ｖｏｌ％以上になると、これが顕著であり、
ｒ ／ ｃ ｉ、ｌ殆ど飽和してしまう。従って、γ８
をそれ以上大きくしてもかえって表面硬さを下げてしま
うだけであり、転がり疲れ寿命が低下する。
和する）ためには、Ｃを一定とするとｒを大きくするこ
とが必要である。つまり、ｒ ／ ｃの値は応力集中の
緩和程度を示すファクターであるので、この値が大きく
なれば寿命も延びることになる。しかしながら、第３図
から分るように、残留オーステナイトＴＲの割合を大き
くしても、ｒ／Ｃの値は所定の水準で飽和してしまい、
一定板１−大きくならない。特に残留オーステナイトγ
、が４５ ｖｏｌ％以上になると、これが顕著であり、
ｒ ／ ｃ ｉ、ｌ殆ど飽和してしまう。従って、γ８
をそれ以上大きくしてもかえって表面硬さを下げてしま
うだけであり、転がり疲れ寿命が低下する。
次に、本発明の特許請求の範囲に示された各数値限定の
臨界的意義について説明する。
臨界的意義について説明する。
先ず、内外輪及び転動体の異物混入潤滑上使用の寿命は
、第１図のグラフに示される軸受寿命と残留オーステナ
イトγＲ（ｖｏｌ％）との関係から明らかなように、フ
レーキングが生じるまでの経過時間で示される転がり疲
れ寿命Ｌ ｔｏは残留オステナイＬｒＲ量の変化に応し
て変化している。
、第１図のグラフに示される軸受寿命と残留オーステナ
イトγＲ（ｖｏｌ％）との関係から明らかなように、フ
レーキングが生じるまでの経過時間で示される転がり疲
れ寿命Ｌ ｔｏは残留オステナイＬｒＲ量の変化に応し
て変化している。
すなわち、残留オーステナイトＴＲが２５ｖｏ１％以上
になると転がり疲れ寿命ＬＩＯは向上するが、４５ｖｏ
１％を越えると寿命は急激に低下する。したがって、内
外輪、転動体の表層部における残留オーステナイトは、
少なくとも２０ＶＯ１％から４５ｖｏ１％までの範囲に
なくてはならない。
になると転がり疲れ寿命ＬＩＯは向上するが、４５ｖｏ
１％を越えると寿命は急激に低下する。したがって、内
外輪、転動体の表層部における残留オーステナイトは、
少なくとも２０ＶＯ１％から４５ｖｏ１％までの範囲に
なくてはならない。
特に、残留オーステナイトγ８が４５ｖｏｌ％を越える
と、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後の表面硬さが低
下するので好ましくない。
と、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後の表面硬さが低
下するので好ましくない。
クリーンな潤滑下で従来の浸炭鋼軸受と同等以上の寿命
を得るためには、転動体についてＩＩ ＲＣが６３以上
であることが望ましく、内外輪についてはＨＲＣが５８
以上であることが好ましい。このためには、残留オース
テナイトＴＲが４５ｖｏ１％以下であることが必要であ
る。
を得るためには、転動体についてＩＩ ＲＣが６３以上
であることが望ましく、内外輪についてはＨＲＣが５８
以上であることが好ましい。このためには、残留オース
テナイトＴＲが４５ｖｏ１％以下であることが必要であ
る。
尚、第１ＩＩの実験条件は以下の通りである。軸受寿命
試験は、日本精工（株）製 玉軸受寿命試験機を用いタ
ービン油〔日本石油（株）製ＦＢＫオイルＲＯ６８）に
銅粉（硬さ、Ｈｖ３００・〜５００、紛擾８０〜１６０
μｍ〕を１１００ｐｐの混合比で加えた潤滑剤を用い、
軸受負荷荷重（ラジアル荷重）６００ｋｇｆ、軸受回転
数２００Ｏｒｐｍで試験した。
試験は、日本精工（株）製 玉軸受寿命試験機を用いタ
ービン油〔日本石油（株）製ＦＢＫオイルＲＯ６８）に
銅粉（硬さ、Ｈｖ３００・〜５００、紛擾８０〜１６０
μｍ〕を１１００ｐｐの混合比で加えた潤滑剤を用い、
軸受負荷荷重（ラジアル荷重）６００ｋｇｆ、軸受回転
数２００Ｏｒｐｍで試験した。
次に、本発明に用いられる中炭素マンガン鋼の含有元素
の作用及びその含有量の臨界的意義について説明する。
の作用及びその含有量の臨界的意義について説明する。
ＡＮはＡ Ｅ ２０３などの酸化物系非金属介在物を形
成する。ごのＡ Ｅ ２０３は、硬度が高く塑性変形能
が小さいため、応力集中源となり転がり疲れ寿命を低下
させる原因となる。したがって、ＡＮが含有量を低下す
ることが、軸受寿命向上のためには必要である。しかし
他方で、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理時の結晶粒粗
大化防止のためには、八２がｉＮの形で結晶粒界に析出
することが必要である。
成する。ごのＡ Ｅ ２０３は、硬度が高く塑性変形能
が小さいため、応力集中源となり転がり疲れ寿命を低下
させる原因となる。したがって、ＡＮが含有量を低下す
ることが、軸受寿命向上のためには必要である。しかし
他方で、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理時の結晶粒粗
大化防止のためには、八２がｉＮの形で結晶粒界に析出
することが必要である。
そごで、請求項（］）、 （２）記載の発明では、ｉ含
有量を２００〜３００ｐｐｍとした。ＡＮが２００ｐｐ
ｍ未満だと結晶粒が粗大となり軸受の転がり疲れ寿命が
低減し、かつ、八ｌ ３００ｐｐｍを越えると、Ａ Ｎ
２０３量が増加し寿命に悪影響を及ぼす。
有量を２００〜３００ｐｐｍとした。ＡＮが２００ｐｐ
ｍ未満だと結晶粒が粗大となり軸受の転がり疲れ寿命が
低減し、かつ、八ｌ ３００ｐｐｍを越えると、Ａ Ｎ
２０３量が増加し寿命に悪影響を及ぼす。
ＴｉはＴｉＮの形で非金属介在物として出現する。
ＴｉＮは硬度が高く塑性変形能が小さいため、応力集中
源となり転がり疲れ寿命に有害となる。そごで、Ｔｉ含
有量をできるだけ低下させる必要があり、上限を４０ｐ
ｐｍとした。
源となり転がり疲れ寿命に有害となる。そごで、Ｔｉ含
有量をできるだけ低下させる必要があり、上限を４０ｐ
ｐｍとした。
ＮはＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する上で必
要である。しかし、Ｎ含有量が多いと、非金属介在物で
あるＴｉＮ量が多くなる。そこで、請求項（１）、 （
２）記載の発明では、Ｎ含有量を１００〜２００ｐｐｍ
とした。Ｎ含有量が１１００ｐｐより少ないとＩＮの析
出量が不足し結晶粒が粗大化しζしまい、２００ｐｐｍ
を越えるとＴｉＮ量が多くなって転がり疲れ寿命が低下
する。
要である。しかし、Ｎ含有量が多いと、非金属介在物で
あるＴｉＮ量が多くなる。そこで、請求項（１）、 （
２）記載の発明では、Ｎ含有量を１００〜２００ｐｐｍ
とした。Ｎ含有量が１１００ｐｐより少ないとＩＮの析
出量が不足し結晶粒が粗大化しζしまい、２００ｐｐｍ
を越えるとＴｉＮ量が多くなって転がり疲れ寿命が低下
する。
ＳはＭｎＳなどの硫化物系非金属介在物生成の原因とな
る。ＭｎＳは硬度が低く、塑性変形能が大きいことから
鍛造、圧延などの内輪、外輪及び転勤体の少なくとも一
つの前加工時割れ発生の起点として作用する。したがっ
て、鍛造等の前加工時に割れ発生を防止し、より強力ロ
丁を可能にするためＳ含有量を低下さ−する必要があり
、上限を８０ｐｐｍとした。
る。ＭｎＳは硬度が低く、塑性変形能が大きいことから
鍛造、圧延などの内輪、外輪及び転勤体の少なくとも一
つの前加工時割れ発生の起点として作用する。したがっ
て、鍛造等の前加工時に割れ発生を防止し、より強力ロ
丁を可能にするためＳ含有量を低下さ−する必要があり
、上限を８０ｐｐｍとした。
０は酸化物系非金属介在物発生元素として転がり疲労寿
命を低下させるため、その含有量を極力低下させる必要
があり、そこで」二限を９ ｐｐｍとした。
命を低下させるため、その含有量を極力低下させる必要
があり、そこで」二限を９ ｐｐｍとした。
Ｓｉは脱酸剤として必要であるため、その含有量を０．
１５〜１．２重量％とした。０．１５重世間未満である
と脱酸効果が十分でなく、１，２重量％を越えても脱酸
効果に変化がないため、含有量を上記範囲内とした。
１５〜１．２重量％とした。０．１５重世間未満である
と脱酸効果が十分でなく、１，２重量％を越えても脱酸
効果に変化がないため、含有量を上記範囲内とした。
ＭｎはＣｒ含有量減少による焼入性低下を補うために必
要であることから、その含有量を１．２〜１．７重量％
とじた。１．２重量％未満であると焼入性を向上するこ
とができず、また、１．７重量％を越えると、硬度が向
上し鍛造性、被削性等の機械加工性が低下するため、含
有量を上記範囲内とした。
要であることから、その含有量を１．２〜１．７重量％
とじた。１．２重量％未満であると焼入性を向上するこ
とができず、また、１．７重量％を越えると、硬度が向
上し鍛造性、被削性等の機械加工性が低下するため、含
有量を上記範囲内とした。
Ｎｂ、Ｖは、それ自体で結晶粒界に析出してその粗大化
を抑制し、結晶粒を微細にして軸受の長寿命化を図るた
めに有効な元素であり、加えてＡＮＮの結晶粒粗大化防
止作用をさらに増強する」−で効果的である。
を抑制し、結晶粒を微細にして軸受の長寿命化を図るた
めに有効な元素であり、加えてＡＮＮの結晶粒粗大化防
止作用をさらに増強する」−で効果的である。
すなわち、浸炭、浸炭窒化時間短縮のため高温熱処理（
９５０°Ｃ〜９７０°Ｃ）または長時間の熱処理を行う
と、ＡＮＮのみでは結晶粒の粗大化を十分防止できない
ことがある。そこで、請求項（２）記載の発明では、請
求項（１）記載の中炭素マンガン鋼に、Ｎｂ ： ０．
０３〜０．０８重量％およびＶ ： Ｏ，］〜０．１５
重量％の少なくとも一種を含有した。
９５０°Ｃ〜９７０°Ｃ）または長時間の熱処理を行う
と、ＡＮＮのみでは結晶粒の粗大化を十分防止できない
ことがある。そこで、請求項（２）記載の発明では、請
求項（１）記載の中炭素マンガン鋼に、Ｎｂ ： ０．
０３〜０．０８重量％およびＶ ： Ｏ，］〜０．１５
重量％の少なくとも一種を含有した。
また、請求項（３）の発明では、ｉ、Ｎに代えて結晶粒
粗大化を防止するため、上記Ｎｂ：０．０３〜０．０８
重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少なく
とも一種を含有した。
粗大化を防止するため、上記Ｎｂ：０．０３〜０．０８
重量％およびＶ ： ０．１〜０．１５重量％の少なく
とも一種を含有した。
Ｎｂ：Ｑ、Ｑ３重重量未満、Ｖ ： ０．１重量％未満
だと結晶粒の粗大化を防止する上で効果が少なく、Ｎｂ
：０．０８重量％、Ｖ ： ０．１５重量％を越えても
結晶粒の粗大化防止効果は向上せずかえって高コストと
なるためＮｂおよび■の含有量を上記の範囲内に選定し
た。
だと結晶粒の粗大化を防止する上で効果が少なく、Ｎｂ
：０．０８重量％、Ｖ ： ０．１５重量％を越えても
結晶粒の粗大化防止効果は向上せずかえって高コストと
なるためＮｂおよび■の含有量を上記の範囲内に選定し
た。
本発明で用いる炭素鋼のヘースカーボンの数値の臨界的
意義は、以下のとおりである。
意義は、以下のとおりである。
ヘースカーボンの割合が０．４重量％より低くなると浸
炭または浸炭窒化熱処理時間が長くなり、熱処理生産性
が低下してしまう。また、本発明に用いる中炭素マンガ
ン鋼は、Ｃｒ、 Ｍｏ等の焼き入れ性を高める元素を含
まない鋼種であり、ヘースカーボン量が０．４重量％以
下となると、焼き入れ性が不足し十分な硬化深さを得る
ことができない。
炭または浸炭窒化熱処理時間が長くなり、熱処理生産性
が低下してしまう。また、本発明に用いる中炭素マンガ
ン鋼は、Ｃｒ、 Ｍｏ等の焼き入れ性を高める元素を含
まない鋼種であり、ヘースカーボン量が０．４重量％以
下となると、焼き入れ性が不足し十分な硬化深さを得る
ことができない。
逆に、ヘースカーボン含有量が０．７重量％を越えると
、浸炭により侵入するカーボン量が少なくなリマトリッ
クスに侵入固溶する炭素の割合が低下し、不均一固溶状
態となり、転がり疲れ寿命が低下してしまう。
、浸炭により侵入するカーボン量が少なくなリマトリッ
クスに侵入固溶する炭素の割合が低下し、不均一固溶状
態となり、転がり疲れ寿命が低下してしまう。
したがって、以上のことからヘースカーボン量を０．４
〜０．７重量％の範囲に選定した。
〜０．７重量％の範囲に選定した。
第４図に示す如く、このような範囲にある炭素鋼を浸炭
熱処理または浸炭窒化熱処理して、固溶炭素又は固溶炭
素窒素量をＯ１８〜１．１重量％の範囲に調整すること
により、その結果表層部における残留オーステナイト量
を２５〜４５ｖｏ１％の範囲内にすることができる。ま
た、ヘースカーボン量を上記範囲内の炭素鋼に浸炭熱処
理または浸炭窒化熱処理を行えば、Ｆｅ原子中にカーボ
ン及び窒素原子が均一に拡散し、固溶強化するので、最
大ぜん断応力位置でのマイクロクシツクの発生を遅延す
ることができてクリーンな潤滑下においても転がり疲労
寿命が向上する。
熱処理または浸炭窒化熱処理して、固溶炭素又は固溶炭
素窒素量をＯ１８〜１．１重量％の範囲に調整すること
により、その結果表層部における残留オーステナイト量
を２５〜４５ｖｏ１％の範囲内にすることができる。ま
た、ヘースカーボン量を上記範囲内の炭素鋼に浸炭熱処
理または浸炭窒化熱処理を行えば、Ｆｅ原子中にカーボ
ン及び窒素原子が均一に拡散し、固溶強化するので、最
大ぜん断応力位置でのマイクロクシツクの発生を遅延す
ることができてクリーンな潤滑下においても転がり疲労
寿命が向上する。
また、請求項（４）に記載のように、浸炭熱処理または
浸炭窒化熱処理後でも、転がり軸受を構成する中炭素マ
ンガン鋼の結晶粒径を結晶粒度番号で８以上の微細なも
のとするごとにより、より長寿命な転がり軸受を提供す
ることができる。
浸炭窒化熱処理後でも、転がり軸受を構成する中炭素マ
ンガン鋼の結晶粒径を結晶粒度番号で８以上の微細なも
のとするごとにより、より長寿命な転がり軸受を提供す
ることができる。
〔実施例］
次に本発明の実施例について説明する。
従来の炭素鋼である５ＭＮ４４３において、八！。
Ｓ、Ｎ含有量を調整したものを溶解して供試材を作成し
た。各供試材の組成を次の第１表に示す。
た。各供試材の組成を次の第１表に示す。
（以下、余白）
第
■
表
〈Ｓ
八ｊ２．Ｔｉ。
０は
ｐｐｍ。
他はｗｔ％〉
次に、
上記第１表の各供試材の複数個に９３０’ＣＸ８ｈｒの
加熱処理を行い、 結晶粒の大きさを調 べた。
加熱処理を行い、 結晶粒の大きさを調 べた。
その結果を次の第２表に示す。
（転がり寿命試験）
上記第１表の各々の供試材に浸炭熱処理または浸炭窒化
熱処理を施し、表層部の残留オーステナイト量を２５〜
４５ｖｏ１％に調整した試験片を作成した。
熱処理を施し、表層部の残留オーステナイト量を２５〜
４５ｖｏ１％に調整した試験片を作成した。
この実施例における熱処理条件を次に説明する。
浸炭熱処理のうちダイレクト焼入れは、第５図に示すグ
ラフのように、Ｐ×ガス士エンリッチガスの雰囲気で約
８時間、９３０±５°Ｃで熱処理を行ない、その後油焼
入れ、更に、１６０°Ｃ２時間焼戻しをした。更に、浸
炭窒化熱処理については、第６図のグラフに示すように
、Ｒｘガス」−エンリッチガス士アンモニアガス５％の
雰囲気で、約３〜４時間、８３０〜８７０°Ｃで浸炭窒
化熱処理を行ない、その後油焼入れした。
ラフのように、Ｐ×ガス士エンリッチガスの雰囲気で約
８時間、９３０±５°Ｃで熱処理を行ない、その後油焼
入れ、更に、１６０°Ｃ２時間焼戻しをした。更に、浸
炭窒化熱処理については、第６図のグラフに示すように
、Ｒｘガス」−エンリッチガス士アンモニアガス５％の
雰囲気で、約３〜４時間、８３０〜８７０°Ｃで浸炭窒
化熱処理を行ない、その後油焼入れした。
上記浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理を行った各試験片
を用いて転がり軸受の内輪及び外輪のどちらにでも適用
できる円盤状試験片を作成し、この各々の円盤状試験片
について、「特殊鋼便覧（第１版）電気製鋼研究所績、
理工学社、１９６５年５月２５日、第１０頁〜２１頁ｊ
記載の試験機を用いて転がり疲れ寿命試験を行った。試
験条件は次の通りである。
を用いて転がり軸受の内輪及び外輪のどちらにでも適用
できる円盤状試験片を作成し、この各々の円盤状試験片
について、「特殊鋼便覧（第１版）電気製鋼研究所績、
理工学社、１９６５年５月２５日、第１０頁〜２１頁ｊ
記載の試験機を用いて転がり疲れ寿命試験を行った。試
験条件は次の通りである。
Ｐ 、ａ、 −＝５６０ ｋＢ−ｆ／ｍｍ２Ｎ ＝３０
００ ｃ、ｐ、ｍ潤滑油 ＃６８ タービン油 この転がり疲れ寿命の試験結果を第２表及び第７図に示
す。第７図は、前記各供試材の平均結晶粒度番号と転勤
による応力繰り返し数（ｃｙｃｌｅ）で示される軸受寿
命ＬＩＧとの関係を示したものである。第７図から分か
るように、平均結晶粒度番号が大きくなる程、すなわち
結晶粒が小さくなる程１−１０の値が大きくなって軸受
の転がり疲れ寿命が向］二する。
００ ｃ、ｐ、ｍ潤滑油 ＃６８ タービン油 この転がり疲れ寿命の試験結果を第２表及び第７図に示
す。第７図は、前記各供試材の平均結晶粒度番号と転勤
による応力繰り返し数（ｃｙｃｌｅ）で示される軸受寿
命ＬＩＧとの関係を示したものである。第７図から分か
るように、平均結晶粒度番号が大きくなる程、すなわち
結晶粒が小さくなる程１−１０の値が大きくなって軸受
の転がり疲れ寿命が向］二する。
供試材２はｉ、Ｎの含有量が少なく、供試材４は八！の
含有量が少なく、さらに供試材５はＮの含有量が少ない
ため、Ｌ＋ｏの値が小さ（なる。
含有量が少なく、さらに供試材５はＮの含有量が少ない
ため、Ｌ＋ｏの値が小さ（なる。
これに対し、供試材１．３は、ｉ、Ｎの含有量とも本発
明範囲内であるため、ＬＩＯの値が良好である。
明範囲内であるため、ＬＩＯの値が良好である。
一力、供試材６．７では、ＩＦ！Ｎの結晶粒粗大化防１
Ｆ作用を向−］二するＮｂまたはＶが含有されているた
め、結晶粒がさらに微細化されてＬＩＯの値がさらに大
きな値となる。
Ｆ作用を向−］二するＮｂまたはＶが含有されているた
め、結晶粒がさらに微細化されてＬＩＯの値がさらに大
きな値となる。
供試材８はＡＩ２． Ｈの含有量は上記供試材１に比較
して不足しているが、それ自体で結晶粒の粗大化を防止
するＮｂが含有されているために、結晶粒が小さくなっ
てＬ＋ｏの値も良好である。
して不足しているが、それ自体で結晶粒の粗大化を防止
するＮｂが含有されているために、結晶粒が小さくなっ
てＬ＋ｏの値も良好である。
供試材９は、結晶粒は小さいがＡｆｆｉの含有量が本発
明範囲を越えているため、へＩ！、２０Ｊ量が増加して
Ｌ＋ｏの値が小さくなって寿命が短くなる。
明範囲を越えているため、へＩ！、２０Ｊ量が増加して
Ｌ＋ｏの値が小さくなって寿命が短くなる。
供試材１０．１１はｉ、Ｎの他ニＮｂ、 Ｖ（７）含有
量が多くり、。の値が大きくなり、Ｎｂ、 Ｖ添加の割
に結晶粒微細化効果の向上の程度が小さくコスト高とな
る。
量が多くり、。の値が大きくなり、Ｎｂ、 Ｖ添加の割
に結晶粒微細化効果の向上の程度が小さくコスト高とな
る。
本発明において転がり疲れ寿命り、。向上のためには、
浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも結晶粒径が結晶
粒度番号で８以上の微細なものとなるように温度９時間
等を制御して浸炭熱処理、浸炭窒化熱処理を行うことが
望ましい。
浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも結晶粒径が結晶
粒度番号で８以上の微細なものとなるように温度９時間
等を制御して浸炭熱処理、浸炭窒化熱処理を行うことが
望ましい。
（割れ発生試験）
次に上記第２表の供試材を用いてφ２０Ｘ３０ｍａｎの
円柱試料を作成し、据込率８０％で冷間加工（鍛造）を
行い、割れ発生率を調べた。円柱試料を各供試材につい
て１０ケ作成した。この結果を前記第２表及び第８図に
示す。第８図は、各供試材のＳ含有量と割れ発生率との
関係を示すグラフである。
円柱試料を作成し、据込率８０％で冷間加工（鍛造）を
行い、割れ発生率を調べた。円柱試料を各供試材につい
て１０ケ作成した。この結果を前記第２表及び第８図に
示す。第８図は、各供試材のＳ含有量と割れ発生率との
関係を示すグラフである。
第２表に示すように、供試材２，３，４．６は、Ｓの含
有量が多いため割れが発生する。特に、供試材３．６は
結晶粒が小さくＬ＋ｏの値が大きいが、Ｓの含有量が多
いため割れの発生を避けることができない。
有量が多いため割れが発生する。特に、供試材３．６は
結晶粒が小さくＬ＋ｏの値が大きいが、Ｓの含有量が多
いため割れの発生を避けることができない。
第８図から供試材中のＳ含有量が少なくなる程割れ発生
率が低下していることが分り、Ｓ含有量８０ｐｐｍ以下
で割れ発生率が０％であることが分かる。したがって、
Ｓ含有量を８０ｐｐｍ以下とすれば、より強加工が可能
となる。
率が低下していることが分り、Ｓ含有量８０ｐｐｍ以下
で割れ発生率が０％であることが分かる。したがって、
Ｓ含有量を８０ｐｐｍ以下とすれば、より強加工が可能
となる。
尚、上記実施例の転がり寿命試験では、内輪及び外輪の
どちらにも適用できる円盤状試験片についての寿命を示
したが、同様の材料で転動体を形成し、これについて上
記軸がり寿命試験を行っても同様の結果を得ることがで
きる。
どちらにも適用できる円盤状試験片についての寿命を示
したが、同様の材料で転動体を形成し、これについて上
記軸がり寿命試験を行っても同様の結果を得ることがで
きる。
２１′Ｉ
〔発明の効果］
以上説明したように請求項（＋１． （３）記載の発明
よれば、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ等の高価な元素を含有せず、
また、長時間且つ複雑な熱処理も必要としないので、材
料コストが増加することなく熱処理生産性も良好な転が
り軸受を提供することができる。
よれば、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ等の高価な元素を含有せず、
また、長時間且つ複雑な熱処理も必要としないので、材
料コストが増加することなく熱処理生産性も良好な転が
り軸受を提供することができる。
そして、残留オーステナイトが表層部に所定量存在し、
また浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理の際の結晶粒の粗
大化が防止され、さらに非金属介在物量も制限されてい
るために、異物混入潤滑下ばかりでな（クリーンな潤滑
下でも従来の転がり軸受と比較してより長寿命な転がり
軸受となる。
また浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理の際の結晶粒の粗
大化が防止され、さらに非金属介在物量も制限されてい
るために、異物混入潤滑下ばかりでな（クリーンな潤滑
下でも従来の転がり軸受と比較してより長寿命な転がり
軸受となる。
さらに、Ｓ量も制限されているために、加］二率の高い
鍛造等の前加工の際割れが発生しない転がり軸受を提供
できる。
鍛造等の前加工の際割れが発生しない転がり軸受を提供
できる。
また、請求項（２）記載の発明によれば、上記効果に加
えて結晶粒をさらに微細にできるため、その分より長寿
命な転がり軸受を提供できる。
えて結晶粒をさらに微細にできるため、その分より長寿
命な転がり軸受を提供できる。
さらに、請求項（４）記載の発明によれば、上記効果に
加えて、転がり軸受を構成する中炭素マンガン鋼は、浸
炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも結晶粒度番号が８
以上である微細な結晶粒であるため、より長寿命な転が
り軸受を提供できる。
加えて、転がり軸受を構成する中炭素マンガン鋼は、浸
炭熱処理または浸炭窒化熱処理後でも結晶粒度番号が８
以上である微細な結晶粒であるため、より長寿命な転が
り軸受を提供できる。
第１図は、異物混入潤滑下における軸受の転がり疲れ寿
命と残留オーステナイト量との関係を表わすグラフであ
り、 第２図は、応力と共に示す圧痕の断面図であり、第３図
は、ｒ ／ ｃの値とＴＲ量との関係を示すグラフであ
り、ｒ ／ ｃがγ、に対して飽和することを示してお
り、 第４図は、固溶炭素（Ｃ）又は固溶炭素窒素（Ｃ＋Ｎ）
＠と、残留オーステナイトＴＲ量との関係を示すグラフ
であり、 第５図及び第６図は、それぞれダイレクト浸炭熱処理及
び浸炭窒化熱処理の温度と時間との関係を示すグラフで
あり、 第７図は平均粒度番号と軸受寿命り、。との関係を示す
グラフであり、 第８圓はＳ含有量と割れ発生率との関係を示すグラフで
ある。
命と残留オーステナイト量との関係を表わすグラフであ
り、 第２図は、応力と共に示す圧痕の断面図であり、第３図
は、ｒ ／ ｃの値とＴＲ量との関係を示すグラフであ
り、ｒ ／ ｃがγ、に対して飽和することを示してお
り、 第４図は、固溶炭素（Ｃ）又は固溶炭素窒素（Ｃ＋Ｎ）
＠と、残留オーステナイトＴＲ量との関係を示すグラフ
であり、 第５図及び第６図は、それぞれダイレクト浸炭熱処理及
び浸炭窒化熱処理の温度と時間との関係を示すグラフで
あり、 第７図は平均粒度番号と軸受寿命り、。との関係を示す
グラフであり、 第８圓はＳ含有量と割れ発生率との関係を示すグラフで
ある。
Claims (4)
- （１）内輪、外輪及び転動体からなる転がり軸受におい
て、当該内輪、外輪及び転動体の少なくとも一つが、Ｃ
：０．４〜０．７重量％、Ｓｉ：０．１５〜１．２重量
％、Ｍｎ：１．２〜１．７重量％、Ａｌ：２００〜３０
０ｐｐｍ、Ｔｉ：４０ｐｐｍ以下、Ｎ：１００〜２００
ｐｐｍ、Ｓ：８０ｐｐｍ以下、Ｏ：９ｐｐｍ以下、残部
鉄の中炭素マンガン鋼からなり、浸炭熱処理または浸炭
窒化熱処理が施され、表層部における残留オーステナイ
ト量が２５〜４５ｖｏｌ％である、ことを特徴とする転
がり軸受。 - （２）前記中炭素マンガン鋼に、Ｎｂ：０．０３〜０．
０８重量％およびＶ：０．１〜０．１５重量％の少なく
とも一種が含有されてなる、ことを特徴とする請求項（
１）記載の転がり軸受。 - （３）内輪、外輪及び転動体からなる転がり軸受におい
て、当該内輪、外輪及び転動体の少なくとも一つが、Ｃ
：０．４〜０．７重量％、Ｓｉ：０．１５〜１．２重量
％、Ｍｎ：１．２〜１．７重量％、Ｔｉ：４０ｐｐｍ以
下、Ｓ：８０ｐｐｍ以下、Ｏ：９ｐｐｍ以下、Ｎｂ：０
．０３〜０．０８重量％およびＶ：０．１〜０．１５重
量％の少なくとも一種、残部鉄の中炭素マンガン鋼から
なり、浸炭熱処理または浸炭窒化熱処理が施され、表層
部における残留オーステナイト量が２５〜４５ｖｏｌ％
である、ことを特徴とする転がり軸受。 - （４）前記中炭素マンガン鋼は、浸炭熱処理または浸炭
窒化熱処理後でも平均結晶粒度番号が８以上の微結晶状
である、ことを特徴とする請求項（１）なしい（３）の
何れか一項記載の転がり軸受。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1157288A JP2885829B2 (ja) | 1988-07-11 | 1989-06-20 | 転がり軸受 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17203088 | 1988-07-11 | ||
| JP63-172030 | 1988-07-11 | ||
| JP1157288A JP2885829B2 (ja) | 1988-07-11 | 1989-06-20 | 転がり軸受 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02125841A true JPH02125841A (ja) | 1990-05-14 |
| JP2885829B2 JP2885829B2 (ja) | 1999-04-26 |
Family
ID=26484794
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1157288A Expired - Fee Related JP2885829B2 (ja) | 1988-07-11 | 1989-06-20 | 転がり軸受 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2885829B2 (ja) |
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-
1989
- 1989-06-20 JP JP1157288A patent/JP2885829B2/ja not_active Expired - Fee Related
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