JPH0568526B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0568526B2 JPH0568526B2 JP59128236A JP12823684A JPH0568526B2 JP H0568526 B2 JPH0568526 B2 JP H0568526B2 JP 59128236 A JP59128236 A JP 59128236A JP 12823684 A JP12823684 A JP 12823684A JP H0568526 B2 JPH0568526 B2 JP H0568526B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- amount
- rolling
- less
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明はベアリング用肌焼鋼の製造方法に関
し、詳しくは、オーステナイト結晶粒大化温度が
高いと共に、転動疲労特性にすぐれたベアリング
を製造するのに好適である肌焼鋼の製造方法に関
する。 肌焼鋼を用いたベアリングは、すぐれた靭性及
び耐衝撃性を有するので、車両、自動車、建設機
械、圧延機等のように衝撃荷重に加わるころがり
軸受に好適に使用されている。しかし、従来、知
られている肌焼鋼によるベアリングは、その転動
特性において尚十分ではない。更に、一般に、肌
焼鋼は、冷間加工を要する場合には、低加工時に
はそのまま冷間加工し、加工率が大きいときは、
焼きなまし処理により加工性を良好にして冷間加
工し、この後に浸炭処理することが多いが、この
ような場合、加工率によつては、浸炭時に非浸炭
部のオーステナイト結晶粒が粗大化し、内部硬さ
を高め、また、焼入れや歪や靭性の低下をもたら
すことは既によく知られている。 本発明者らは上記した問題を解決するために鋭
意研究した結果、鋼中におけるＳ量及びAl2O3介
在物量を低減すると共に、AlとＮの含有量を
Al／Ｎ重量比及び（Al＋2N）、即ちAl量とＮ量
の２倍量の和によつて規定し、かかる鋼を熱間圧
延前に所定の温度に加熱して、熱間圧延後の
AlN量を所定値以下に抑えることにより、オー
ステナイト結晶粒粗大化温度の高い鋼材が得ら
れ、従つて、かかる鋼材は焼きなまし処理し、冷
間加工し、この後に浸炭処理しても、オーステナ
イト結晶粒の粗大化が抑えられて、細粒組織を保
持し、更に、ベアリングの特性として最も重要で
ある転動特性が著しく改善された肌焼鋼を得るこ
とができることを見出して、本発明に至つたもの
である。 従つて、本発明は、オーステナイト結晶粒粗大
化温度が高く、且つ、転動疲労特性のすぐれたベ
アリングを得ることができる肌焼鋼の製造方法を
提供することを目的とする。 本発明による転動疲労特性の優れたベアリング
用肌焼鋼の製造方法は、 重量％で Ｃ 0.05〜0.35％、 Si 0.4％以下、 Mn 0.5〜2.0％、 Al2O3 20ppm以下、 Al及びＮをAl／Ｎ重量比1.9〜3.5範囲で（Al＋
2N）として0.045〜0.065％、 Ｓ 0.01％以下、及び Cr 0.3〜1.5％を含有する鋼を、熱間圧延前に
次式で規定される温度Ｔ（℃） Ｔ≧3750（Al％＋2N％）＋950 （但し、元素％は当該元素の鋼中の重量％を意味
する。） に加熱し、この後に熱間圧延として、圧延後の
AlN析出量を40ppm以下とすることを特徴とす
る。 本発明の方法において用いる鋼材の化学成分組
成について説明する。 Ｃは、浸炭処理後に鋼材を焼入れ焼戻ししたと
きに心部の靭性を高く保持するために、少なくと
も0.05重量％含有させることが必要である。しか
し、余りに多量に含有させるときは、上記調質処
理後の鋼の靭性を劣化させるので、上限は0.35重
量％とする。 Siは脱酸剤として添加されるが、余りに多いと
きは、SiO2系介在物の量が増加して、冷間加工
性を著しく阻害するので、上限を0.4重量％とす
る。 Mnは焼入れ性を増し、調質処理後の強度を高
くするために必須の元素であるが、過多に添加す
るときは、靭性や被削性を低下させるので、その
含有量は0.5〜2.0重量％の範囲とする。 本発明の方法において、AlとＮとをAl／Ｎ重
量比が1.9〜3.5であり、且つ、（Al＋2N）を0.045
〜0.065重量％の範囲に規制することを要する。
（Al＋2N）量が上記範囲よりも少ないとき、及
びAl／Ｎ重量比が上記範囲からはずれていると
きは熱間圧延前に本発明に従つて所定の温度に加
熱し熱間圧延しても、焼きなまし処理後に冷間加
工し、更にこの後に浸炭処理したとき、オーステ
ナイト結晶粒の粗大化を防ぐに足る量のAlNが
析出しないので、オーステナイト結晶粒の粗大化
が避けられない。一方、（Al＋2N）量が上記範
囲より多いときは、圧延前の加熱によつて、鋼中
にAlNを十分に溶け込ますことができず、やは
り浸炭時にオーステナイトが粗大化する。即ち、
本発明においては、鋼は、Al及びＮの（Al＋
2N）量及びAl／Ｎが共に所定の範囲にあるよう
に含有する。ことを要する。 更に、本発明の方法においては、用いる鋼中の
Al2O3介在物量を20ppm以下とし、且つ、Ｓ量を
0.01％以下とすることが必要である。Al2O3及び
Ｓは、肌焼鋼を浸炭し、焼入れ焼戻しの調質処理
を行なつたときの鋼の転動疲労特性に顕著な影響
を与え、Al2O3の量が20ppmを越えるとき、又は
Ｓ量が0.01％を越える多量であるときは、いずれ
の場合いついても転動疲労特性が劣化する。 Crは浸炭性及び焼入れ性を確保するために、
0.3重量％以上を添加することが必要であるが、
過多に添加するときは、表層部において残留オー
ステナイトにより硬度が低下し、また、巨大炭化
物が生成して、靭性を劣化させるので、その添加
量の上限は1.5重量％とする。 本発明の方法においては、用いる鋼は上記した
合金元素に加えて、例えば、鋼の焼入れ性を改善
するためにMoを0.05〜0.50重量％、浸炭時のオ
ーテステナイト粒の粗大化を抑制し、また、焼き
歪を軽減するためにNiを0.01〜1.50重量％の範囲
で含有することができる。 更に、本発明の方法においては、上記のような
化学組成を有する鋼を熱間圧延した後の鋼中の
AlNが40ppm以下であることを要する。このよ
うに熱間圧延後のAlNを40ppm以下にするには、
上記のように本発明に従つて所定量のAl及びＮ
を含有する鋼を熱間圧延前にその（Al＋2N）量
によつて次式で規定される温度Ｔ（℃）以上に加
熱することによつて達成される。 Ｔ≧3750（Al％＋2N％）＋950 （但し、元素％は当該元素の鋼中の重量％を意味
する。） 本発明者らの広範囲にわたる実験の結果、熱間
圧延後の鋼中のAlNの量は、熱間圧延前の鋼加
熱温度と明瞭な相関関係を有し、鋼中の（Al＋
2N）量が増すにつれて、熱間圧延後の鋼中の
AlNの量を40ppm以下とする下限温度は高くな
り、この下限温度がほぼ上に示すような（Al＋
2N）量の一次関数として規定されることが見出
されたのである。 本発明の方法によれば、以上のように、（Al＋
2N）量とAl／Ｎ重量比を規制した鋼材を、熱間
圧延前に上記（Al＋2N）量によつて前記式にて
規定される温度以上加熱して、圧延後のAl／Ｎ
を40ppm以下とすることによつて、そのオーステ
ナイト結晶粒粗大化温度を高めたので、得られる
鋼材は、焼きなまし処理し、冷間加工した後に、
浸炭処理しても、オーステナイト結晶粒の粗大化
が抑えられ、かくして、細粒組織を保持すること
ができるうえに、鋼におけるAl2O3量とＳ量とを
所定値以下に規制することによつて、転動疲労特
性が著しく向上した肌焼鋼を得ることができる。 以下に参考例及び実施例を挙げて本発明をより
詳細に具体的に説明する。 参考例 第１表に示す鋼について、熱間圧延前に第２表
に示す各温度に加熱した後、直径15mmの線材に圧
延し、これを740℃の温度で焼きなまし処理した
後、10％又は50％の加工率で冷間加工し、次い
で、平均加熱速度１℃／分で950℃に昇温し、こ
の温度に３時間保持した後、オーステナイト粒の
粗大化率を測定した。結果を第２表及び第１図、
第２図、第３図に示すように、本発明に従つて、
鋼材を熱間圧延前にその（Al＋2N）量によつて
前記式で規定される温度以上に加熱し、この後に
熱間圧延して得られる鋼は、いずれもAlNが
40ppm以下であつて、焼きなまし処理後に冷間加
工し、更に高温熱処理しても、組織は細粒組織を
保つている。しかし、熱間圧延前の温度が前記式
で規定される温度以下であるときは、いずれも圧
延後のAl／Ｎ量が40ppmを越えるので、浸炭処
理時にオーステナイト結晶粒の粗大化が著しい。 圧延後のAlN量が40ppm以下であるとき、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化は観察されないが、
圧延後のAlN量が40ppm以上であるとき、加工
率10％及び40％以上の場合に粗大化が顕著である
ことが明らかである。 第３図は（Al＋2N）量と熱間圧延前の加熱温
度とによつて、圧延後のAl量が規制されること
を示し、熱間圧延後の鋼中のAlN量を40ppm以
下とする下限温度は（Al＋2N）量の一次函数と
して規定される。 実施例 １ 第３表鋼番号１〜５に示す化学成分組成を有す
る肌焼鋼を1250℃の加熱炉中で加熱した後、直径
15mmの線材に圧延した。これら圧延材における
AlN折出量を第３表に示す。次いで、この圧延
材から円筒型の転動疲労試験片を作製した。比較
鋼２及び４はＳ含有量が本発明で規定する範囲外
であり、比較鋼３及び５はAl2O3量が本発明で規
定する範囲外である。各試験片を975℃の温度で
２時間浸炭後、焼入れし、次いで、160℃の温度
で２時間加熱して焼戻しをした後、試験片をラツ
ピング加工して仕上げ、ヘルツ応力60Kg／mm2にて
試験に供した。 応力繰り返し数と破損率との関係を第４図に示
す。本発明による肌焼鋼が従来鋼に比べて転動疲
労特性に著しくすぐれていることが明らかであ
る。また、これらの結果に基づいて、転動試験に
おいて試験片を10％の破損が生じるときを寿命と
し、この寿命とＳ含有量との関係を第５図に示
し、またAl2O3量と関係を第６図に示す。Ｓ含有
量が0.01％以下のとき、及びAl2O3含有量が
20ppm以下のときに、転動疲労特性が著しく改善
されることが明らかである。 次に、上記の本発明鋼１を上記と同じ条件で加
熱し、熱間圧延した後、酸洗いし、脱スケール
し、次いで、975℃の温度でカーボン・ポテンシ
ヤル0.87の条件下に３時間浸炭し、焼入れ後、
160℃の温度で２時間焼戻しした。この浸炭品の
硬さ分布曲線を第７図に示す。 また、上記本発明鋼１について浸炭温度（浸炭
時間３時間）とオーステナイト粒度No.との関係を
第８図に示す。本発明の方法によれば、浸炭処理
後にも細粒組織が保持される。他方、本発明鋼１
を1100℃に加熱し、熱間圧延し、AlN量を
102ppmとした。これを同様に浸炭処理したとき
の浸炭温度とオーステナイト粒度No.との関係を第
８図に示す。浸炭温度が高くなるにつれて、オー
ステナイトが粗大化することが明らかである。 実施例 ７ 第３表に示す化学組成を有する本発明鋼６につ
いては、実施例１と同様にして1250℃の温度に加
熱した後、また、比較鋼７については、これを前
記式で規定される温度（1160℃）よりも低い温度
1100℃に加熱した後に、それぞれを熱間圧延して
直径15mmの圧延材とした。これを酸洗いし、脱ス
ケールした後、そのまま、又は10％の冷間加工を
施し、975℃の温度に７時間
し、詳しくは、オーステナイト結晶粒大化温度が
高いと共に、転動疲労特性にすぐれたベアリング
を製造するのに好適である肌焼鋼の製造方法に関
する。 肌焼鋼を用いたベアリングは、すぐれた靭性及
び耐衝撃性を有するので、車両、自動車、建設機
械、圧延機等のように衝撃荷重に加わるころがり
軸受に好適に使用されている。しかし、従来、知
られている肌焼鋼によるベアリングは、その転動
特性において尚十分ではない。更に、一般に、肌
焼鋼は、冷間加工を要する場合には、低加工時に
はそのまま冷間加工し、加工率が大きいときは、
焼きなまし処理により加工性を良好にして冷間加
工し、この後に浸炭処理することが多いが、この
ような場合、加工率によつては、浸炭時に非浸炭
部のオーステナイト結晶粒が粗大化し、内部硬さ
を高め、また、焼入れや歪や靭性の低下をもたら
すことは既によく知られている。 本発明者らは上記した問題を解決するために鋭
意研究した結果、鋼中におけるＳ量及びAl2O3介
在物量を低減すると共に、AlとＮの含有量を
Al／Ｎ重量比及び（Al＋2N）、即ちAl量とＮ量
の２倍量の和によつて規定し、かかる鋼を熱間圧
延前に所定の温度に加熱して、熱間圧延後の
AlN量を所定値以下に抑えることにより、オー
ステナイト結晶粒粗大化温度の高い鋼材が得ら
れ、従つて、かかる鋼材は焼きなまし処理し、冷
間加工し、この後に浸炭処理しても、オーステナ
イト結晶粒の粗大化が抑えられて、細粒組織を保
持し、更に、ベアリングの特性として最も重要で
ある転動特性が著しく改善された肌焼鋼を得るこ
とができることを見出して、本発明に至つたもの
である。 従つて、本発明は、オーステナイト結晶粒粗大
化温度が高く、且つ、転動疲労特性のすぐれたベ
アリングを得ることができる肌焼鋼の製造方法を
提供することを目的とする。 本発明による転動疲労特性の優れたベアリング
用肌焼鋼の製造方法は、 重量％で Ｃ 0.05〜0.35％、 Si 0.4％以下、 Mn 0.5〜2.0％、 Al2O3 20ppm以下、 Al及びＮをAl／Ｎ重量比1.9〜3.5範囲で（Al＋
2N）として0.045〜0.065％、 Ｓ 0.01％以下、及び Cr 0.3〜1.5％を含有する鋼を、熱間圧延前に
次式で規定される温度Ｔ（℃） Ｔ≧3750（Al％＋2N％）＋950 （但し、元素％は当該元素の鋼中の重量％を意味
する。） に加熱し、この後に熱間圧延として、圧延後の
AlN析出量を40ppm以下とすることを特徴とす
る。 本発明の方法において用いる鋼材の化学成分組
成について説明する。 Ｃは、浸炭処理後に鋼材を焼入れ焼戻ししたと
きに心部の靭性を高く保持するために、少なくと
も0.05重量％含有させることが必要である。しか
し、余りに多量に含有させるときは、上記調質処
理後の鋼の靭性を劣化させるので、上限は0.35重
量％とする。 Siは脱酸剤として添加されるが、余りに多いと
きは、SiO2系介在物の量が増加して、冷間加工
性を著しく阻害するので、上限を0.4重量％とす
る。 Mnは焼入れ性を増し、調質処理後の強度を高
くするために必須の元素であるが、過多に添加す
るときは、靭性や被削性を低下させるので、その
含有量は0.5〜2.0重量％の範囲とする。 本発明の方法において、AlとＮとをAl／Ｎ重
量比が1.9〜3.5であり、且つ、（Al＋2N）を0.045
〜0.065重量％の範囲に規制することを要する。
（Al＋2N）量が上記範囲よりも少ないとき、及
びAl／Ｎ重量比が上記範囲からはずれていると
きは熱間圧延前に本発明に従つて所定の温度に加
熱し熱間圧延しても、焼きなまし処理後に冷間加
工し、更にこの後に浸炭処理したとき、オーステ
ナイト結晶粒の粗大化を防ぐに足る量のAlNが
析出しないので、オーステナイト結晶粒の粗大化
が避けられない。一方、（Al＋2N）量が上記範
囲より多いときは、圧延前の加熱によつて、鋼中
にAlNを十分に溶け込ますことができず、やは
り浸炭時にオーステナイトが粗大化する。即ち、
本発明においては、鋼は、Al及びＮの（Al＋
2N）量及びAl／Ｎが共に所定の範囲にあるよう
に含有する。ことを要する。 更に、本発明の方法においては、用いる鋼中の
Al2O3介在物量を20ppm以下とし、且つ、Ｓ量を
0.01％以下とすることが必要である。Al2O3及び
Ｓは、肌焼鋼を浸炭し、焼入れ焼戻しの調質処理
を行なつたときの鋼の転動疲労特性に顕著な影響
を与え、Al2O3の量が20ppmを越えるとき、又は
Ｓ量が0.01％を越える多量であるときは、いずれ
の場合いついても転動疲労特性が劣化する。 Crは浸炭性及び焼入れ性を確保するために、
0.3重量％以上を添加することが必要であるが、
過多に添加するときは、表層部において残留オー
ステナイトにより硬度が低下し、また、巨大炭化
物が生成して、靭性を劣化させるので、その添加
量の上限は1.5重量％とする。 本発明の方法においては、用いる鋼は上記した
合金元素に加えて、例えば、鋼の焼入れ性を改善
するためにMoを0.05〜0.50重量％、浸炭時のオ
ーテステナイト粒の粗大化を抑制し、また、焼き
歪を軽減するためにNiを0.01〜1.50重量％の範囲
で含有することができる。 更に、本発明の方法においては、上記のような
化学組成を有する鋼を熱間圧延した後の鋼中の
AlNが40ppm以下であることを要する。このよ
うに熱間圧延後のAlNを40ppm以下にするには、
上記のように本発明に従つて所定量のAl及びＮ
を含有する鋼を熱間圧延前にその（Al＋2N）量
によつて次式で規定される温度Ｔ（℃）以上に加
熱することによつて達成される。 Ｔ≧3750（Al％＋2N％）＋950 （但し、元素％は当該元素の鋼中の重量％を意味
する。） 本発明者らの広範囲にわたる実験の結果、熱間
圧延後の鋼中のAlNの量は、熱間圧延前の鋼加
熱温度と明瞭な相関関係を有し、鋼中の（Al＋
2N）量が増すにつれて、熱間圧延後の鋼中の
AlNの量を40ppm以下とする下限温度は高くな
り、この下限温度がほぼ上に示すような（Al＋
2N）量の一次関数として規定されることが見出
されたのである。 本発明の方法によれば、以上のように、（Al＋
2N）量とAl／Ｎ重量比を規制した鋼材を、熱間
圧延前に上記（Al＋2N）量によつて前記式にて
規定される温度以上加熱して、圧延後のAl／Ｎ
を40ppm以下とすることによつて、そのオーステ
ナイト結晶粒粗大化温度を高めたので、得られる
鋼材は、焼きなまし処理し、冷間加工した後に、
浸炭処理しても、オーステナイト結晶粒の粗大化
が抑えられ、かくして、細粒組織を保持すること
ができるうえに、鋼におけるAl2O3量とＳ量とを
所定値以下に規制することによつて、転動疲労特
性が著しく向上した肌焼鋼を得ることができる。 以下に参考例及び実施例を挙げて本発明をより
詳細に具体的に説明する。 参考例 第１表に示す鋼について、熱間圧延前に第２表
に示す各温度に加熱した後、直径15mmの線材に圧
延し、これを740℃の温度で焼きなまし処理した
後、10％又は50％の加工率で冷間加工し、次い
で、平均加熱速度１℃／分で950℃に昇温し、こ
の温度に３時間保持した後、オーステナイト粒の
粗大化率を測定した。結果を第２表及び第１図、
第２図、第３図に示すように、本発明に従つて、
鋼材を熱間圧延前にその（Al＋2N）量によつて
前記式で規定される温度以上に加熱し、この後に
熱間圧延して得られる鋼は、いずれもAlNが
40ppm以下であつて、焼きなまし処理後に冷間加
工し、更に高温熱処理しても、組織は細粒組織を
保つている。しかし、熱間圧延前の温度が前記式
で規定される温度以下であるときは、いずれも圧
延後のAl／Ｎ量が40ppmを越えるので、浸炭処
理時にオーステナイト結晶粒の粗大化が著しい。 圧延後のAlN量が40ppm以下であるとき、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化は観察されないが、
圧延後のAlN量が40ppm以上であるとき、加工
率10％及び40％以上の場合に粗大化が顕著である
ことが明らかである。 第３図は（Al＋2N）量と熱間圧延前の加熱温
度とによつて、圧延後のAl量が規制されること
を示し、熱間圧延後の鋼中のAlN量を40ppm以
下とする下限温度は（Al＋2N）量の一次函数と
して規定される。 実施例 １ 第３表鋼番号１〜５に示す化学成分組成を有す
る肌焼鋼を1250℃の加熱炉中で加熱した後、直径
15mmの線材に圧延した。これら圧延材における
AlN折出量を第３表に示す。次いで、この圧延
材から円筒型の転動疲労試験片を作製した。比較
鋼２及び４はＳ含有量が本発明で規定する範囲外
であり、比較鋼３及び５はAl2O3量が本発明で規
定する範囲外である。各試験片を975℃の温度で
２時間浸炭後、焼入れし、次いで、160℃の温度
で２時間加熱して焼戻しをした後、試験片をラツ
ピング加工して仕上げ、ヘルツ応力60Kg／mm2にて
試験に供した。 応力繰り返し数と破損率との関係を第４図に示
す。本発明による肌焼鋼が従来鋼に比べて転動疲
労特性に著しくすぐれていることが明らかであ
る。また、これらの結果に基づいて、転動試験に
おいて試験片を10％の破損が生じるときを寿命と
し、この寿命とＳ含有量との関係を第５図に示
し、またAl2O3量と関係を第６図に示す。Ｓ含有
量が0.01％以下のとき、及びAl2O3含有量が
20ppm以下のときに、転動疲労特性が著しく改善
されることが明らかである。 次に、上記の本発明鋼１を上記と同じ条件で加
熱し、熱間圧延した後、酸洗いし、脱スケール
し、次いで、975℃の温度でカーボン・ポテンシ
ヤル0.87の条件下に３時間浸炭し、焼入れ後、
160℃の温度で２時間焼戻しした。この浸炭品の
硬さ分布曲線を第７図に示す。 また、上記本発明鋼１について浸炭温度（浸炭
時間３時間）とオーステナイト粒度No.との関係を
第８図に示す。本発明の方法によれば、浸炭処理
後にも細粒組織が保持される。他方、本発明鋼１
を1100℃に加熱し、熱間圧延し、AlN量を
102ppmとした。これを同様に浸炭処理したとき
の浸炭温度とオーステナイト粒度No.との関係を第
８図に示す。浸炭温度が高くなるにつれて、オー
ステナイトが粗大化することが明らかである。 実施例 ７ 第３表に示す化学組成を有する本発明鋼６につ
いては、実施例１と同様にして1250℃の温度に加
熱した後、また、比較鋼７については、これを前
記式で規定される温度（1160℃）よりも低い温度
1100℃に加熱した後に、それぞれを熱間圧延して
直径15mmの圧延材とした。これを酸洗いし、脱ス
ケールした後、そのまま、又は10％の冷間加工を
施し、975℃の温度に７時間
【表】
【表】
【表】
加熱して、疑似浸炭処理し、このようにして得ら
れた鋼について、そのオーステナイト結晶粒度を
測定した。その結果、本発明鋼によれば、オース
テナイト粗大化率は非冷間加工部でも、10％加工
部でも０％であつたが、比較鋼によれば、非加工
部で50％、10％加工部では100％に達した。尚、
ここにオーステナイト粗大化率とは、粒度No.６よ
り大きい結晶粒の割合を示す。
れた鋼について、そのオーステナイト結晶粒度を
測定した。その結果、本発明鋼によれば、オース
テナイト粗大化率は非冷間加工部でも、10％加工
部でも０％であつたが、比較鋼によれば、非加工
部で50％、10％加工部では100％に達した。尚、
ここにオーステナイト粗大化率とは、粒度No.６よ
り大きい結晶粒の割合を示す。
第１図はAl／Ｎ重量非と結晶粒粗大化率との
関係を示すグラフ、第２図（Al＋2N）量と結晶
粒粗大化率との関係を示すグラフ、第３図は
（Al＋2N）量と熱間圧前加熱温度と熱間圧延後
の鋼中のAlN量との関係を示すグラフ、第４図
は本発明の方法による鋼１及び比較鋼２，３，４
及び５の転動疲労試験における応力繰り返し数と
破損率との関係を示すグラフ、第５図は転動疲労
試験において試験片の10％の破壊が生じるときを
寿命とし、この寿命とＳ含有量との関係を示すグ
ラフ、第６図は第５図と同様に試験片寿命と
Al2O3量との関係を示すグラフ、第７図は本発明
による鋼を浸炭焼入れ焼戻し処理したときの表面
からの深さとHv硬さとの関係を示すグラフ、第
８図は本発明鋼１を本発明に従つて処理したとき
の浸炭温度とオーステナイト粒度No.との関係を比
較方法と共に示すグラフである。
関係を示すグラフ、第２図（Al＋2N）量と結晶
粒粗大化率との関係を示すグラフ、第３図は
（Al＋2N）量と熱間圧前加熱温度と熱間圧延後
の鋼中のAlN量との関係を示すグラフ、第４図
は本発明の方法による鋼１及び比較鋼２，３，４
及び５の転動疲労試験における応力繰り返し数と
破損率との関係を示すグラフ、第５図は転動疲労
試験において試験片の10％の破壊が生じるときを
寿命とし、この寿命とＳ含有量との関係を示すグ
ラフ、第６図は第５図と同様に試験片寿命と
Al2O3量との関係を示すグラフ、第７図は本発明
による鋼を浸炭焼入れ焼戻し処理したときの表面
からの深さとHv硬さとの関係を示すグラフ、第
８図は本発明鋼１を本発明に従つて処理したとき
の浸炭温度とオーステナイト粒度No.との関係を比
較方法と共に示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ 0.05〜0.35％、 Si 0.4％以下、 Mn 0.5〜2.0％、 Al2O3 20ppm以下、 Al及びＮをAl／Ｎ重量比1.9〜3.5の範囲で（Al
＋2N）として0.045〜0.065％、 Ｓ 0.01％以下、及び Cr 0.3〜1.5％を含有する鋼を、熱間圧延前に
次式で規定される温度Ｔ（℃） Ｔ≧3750（Al％＋2N％）＋950 （但し、元素％は当該元素の鋼中の重量％を意味
する。） に加熱し、この後に熱間圧延して、圧延後の
AlN析出量を40ppm以下とすることを特徴とす
る転動疲労特性のすぐれたベアリング用肌焼鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12823684A JPS616212A (ja) | 1984-06-20 | 1984-06-20 | ベアリング用肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12823684A JPS616212A (ja) | 1984-06-20 | 1984-06-20 | ベアリング用肌焼鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS616212A JPS616212A (ja) | 1986-01-11 |
| JPH0568526B2 true JPH0568526B2 (ja) | 1993-09-29 |
Family
ID=14979855
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12823684A Granted JPS616212A (ja) | 1984-06-20 | 1984-06-20 | ベアリング用肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS616212A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63137145A (ja) * | 1986-11-29 | 1988-06-09 | Nippon Steel Corp | 浸炭用鋼 |
| JPS63247426A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-14 | Kensetsu Kiso Eng Kk | 法枠の施工法 |
| JPH06941B2 (ja) * | 1987-08-13 | 1994-01-05 | 新日本製鐵株式会社 | 浸炭用鋼 |
| JPH0428938Y2 (ja) * | 1987-11-06 | 1992-07-14 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5675551A (en) * | 1979-11-22 | 1981-06-22 | Sanyo Tokushu Seikou Kk | Grain stabilized carburizing steel |
| US4914398A (en) * | 1988-08-01 | 1990-04-03 | International Business Machines Corporation | Method and circuitry to suppress additive disturbances in data channels containing MR sensors |
-
1984
- 1984-06-20 JP JP12823684A patent/JPS616212A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS616212A (ja) | 1986-01-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3358135B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
| US5454887A (en) | Process for manufacturing a medium-carbon steel plate with improved formability and weldability | |
| JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
| JPH08311607A (ja) | 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 | |
| EP3971307A1 (en) | Electric-resistance-welded steel pipe for hollow stabilizer | |
| JP3550886B2 (ja) | 被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法 | |
| EP3020841B1 (en) | Coil spring, and method for manufacturing same | |
| JPH0488148A (ja) | 迅速浸炭可能な高強度歯車用鋼及び高強度歯車 | |
| JPH08260039A (ja) | 浸炭肌焼鋼の製造方法 | |
| JPS616212A (ja) | ベアリング用肌焼鋼の製造方法 | |
| JPH06228734A (ja) | クラッチダイヤフラムスプリング用鋼の製造方法 | |
| JP3467929B2 (ja) | 高周波焼入れ用高靱性熱間鍛造非調質鋼 | |
| JP3996386B2 (ja) | ねじり疲労特性に優れた浸炭用鋼 | |
| JP2952318B2 (ja) | 高周波焼入用高強度鋼 | |
| JP2767254B2 (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の製造方法 | |
| JP3411387B2 (ja) | 熱処理生産性ならびに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受部材 | |
| JP2813917B2 (ja) | 高疲労強度構造用鋼 | |
| JPH04337048A (ja) | 異常層の少ない浸炭用鋼 | |
| JPH0660345B2 (ja) | 冷間加工性にすぐれ，且つ，浸炭加熱時の結晶粒粗大化を防止した鋼の製造方法 | |
| JP2952862B2 (ja) | 焼入れ性，耐温間へたり性に優れたバネ用鋼の製造方法 | |
| JPH108199A (ja) | 浸炭硬化性に優れた肌焼鋼 | |
| JP3055050B2 (ja) | 高靱性歯車用鋼材の耐衝撃性向上方法 | |
| JPS626614B2 (ja) | ||
| JP3411388B2 (ja) | 熱処理生産性ならびに繰り返し応力負荷によるミクロ組織変化の遅延特性に優れた軸受部材 | |
| JP2611241B2 (ja) | 低合金軟窒化鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |