JPH11293403A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH11293403A JPH11293403A JP11593998A JP11593998A JPH11293403A JP H11293403 A JPH11293403 A JP H11293403A JP 11593998 A JP11593998 A JP 11593998A JP 11593998 A JP11593998 A JP 11593998A JP H11293403 A JPH11293403 A JP H11293403A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 長寿命でかつ耐遅れ破壊特性に優れた軸受用
鋼ならびにその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．６５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ａｌ：０．００５〜０．０
５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１０ｐｐｍ以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、さら
に、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、の１種ないし２種以上
を含み、大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化
物を鋼中に微細分散させ、図１に示すスラスト寿命試験
機で優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼及び
その製造方法。
鋼ならびにその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．６５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ａｌ：０．００５〜０．０
５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：１０ｐｐｍ以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、さら
に、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．２０〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、の１種ないし２種以上
を含み、大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化
物を鋼中に微細分散させ、図１に示すスラスト寿命試験
機で優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼及び
その製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軸受や直動軸等、
高硬度状態で使用され鋼材や熱処理、使用中の環境から
侵入してくる水素に起因する遅れ破壊に優れた抵抗性を
有する軸受鋼及びその製造方法に関するものである。
高硬度状態で使用され鋼材や熱処理、使用中の環境から
侵入してくる水素に起因する遅れ破壊に優れた抵抗性を
有する軸受鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】遅れ破壊はボルト等、引張応力状態で使
用環境等から侵入する水素から発生し、調質硬さや合金
元素の調整等材料対策がとられることも多かったが、高
硬度の状態で使用される軸受などでは、遅れ破壊はあま
り問題にされなかった。しかし、最近熱処理や使用雰囲
気等から侵入する水素による早期破損が問題にされるよ
うになり、潤滑油の変更等が行われてはいるが、先に述
べたような材料は強度的にも引張強さが１４０〜１５０
kgf/mm2 硬さ換算で４３〜４５ＨＲＣに相当）といった
ところで、軸受等のような高荷重に耐えられるものでは
なく、耐遅れ破壊に優れた軸受材料からの対策が取られ
ることはなかった。
用環境等から侵入する水素から発生し、調質硬さや合金
元素の調整等材料対策がとられることも多かったが、高
硬度の状態で使用される軸受などでは、遅れ破壊はあま
り問題にされなかった。しかし、最近熱処理や使用雰囲
気等から侵入する水素による早期破損が問題にされるよ
うになり、潤滑油の変更等が行われてはいるが、先に述
べたような材料は強度的にも引張強さが１４０〜１５０
kgf/mm2 硬さ換算で４３〜４５ＨＲＣに相当）といった
ところで、軸受等のような高荷重に耐えられるものでは
なく、耐遅れ破壊に優れた軸受材料からの対策が取られ
ることはなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
用途に適した長寿命でかつ耐遅れ破壊特性に優れた軸受
用鋼を提供しようとするものであり、化学成分の最適化
とそれを可能にする製造方法を開発することにある。
用途に適した長寿命でかつ耐遅れ破壊特性に優れた軸受
用鋼を提供しようとするものであり、化学成分の最適化
とそれを可能にする製造方法を開発することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】発明者らは、軸受鋼にお
ける遅れ破壊挙動を鋭意研究するなかで、遅れ破壊の原
因となる鋼中の水素を微細なTi系析出物によりトラップ
させることにより、無効化させ遅れ破壊の抵抗性を上
げ、長寿命化が図られることを見出した。その場合、析
出物の粒子径は小さいほど水素をトラップする力が強
く、出来るだけ均一微細に分散を図ることが有効である
ことを見出した。しかし、添加量を上げるだけでは有効
な微細析出物は増加せず、粗大化して水素のトラップ力
が弱まり、また、応力集中元となり寿命特性等を逆に低
下させるようになり、添加量の最適化と鋼材を製造する
上での製造条件の最適化が必要であることが判った。
ける遅れ破壊挙動を鋭意研究するなかで、遅れ破壊の原
因となる鋼中の水素を微細なTi系析出物によりトラップ
させることにより、無効化させ遅れ破壊の抵抗性を上
げ、長寿命化が図られることを見出した。その場合、析
出物の粒子径は小さいほど水素をトラップする力が強
く、出来るだけ均一微細に分散を図ることが有効である
ことを見出した。しかし、添加量を上げるだけでは有効
な微細析出物は増加せず、粗大化して水素のトラップ力
が弱まり、また、応力集中元となり寿命特性等を逆に低
下させるようになり、添加量の最適化と鋼材を製造する
上での製造条件の最適化が必要であることが判った。
【０００５】すなわち上記の目的を達成する発明の手段
は、請求項１の発明では、重量割合で、Ｃ：０．６５〜
１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２
〜２．０％、Ｔ１：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．
００５〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２
０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以下、を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ
以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ
た優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼であ
る。
は、請求項１の発明では、重量割合で、Ｃ：０．６５〜
１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２
〜２．０％、Ｔ１：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．
００５〜０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２
０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以下、を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ
以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ
た優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼であ
る。
【０００６】請求項２の発明では、重量割合で、Ｃ：
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させた優れた
遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼である。
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させた優れた
遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼である。
【０００７】請求項３の発明では、請求項１又は請求項
２の手段の長寿命軸受用鋼において、さらに合金成分と
して、重量割合でＢ：０．０００５〜０．００５０％含
有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大きさ７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有す
る長寿命軸受用鋼である。
２の手段の長寿命軸受用鋼において、さらに合金成分と
して、重量割合でＢ：０．０００５〜０．００５０％含
有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、大きさ７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有す
る長寿命軸受用鋼である。
【０００８】請求項４の発明では、重量割合で、Ｃ：
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる鋼
材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、
さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で所定
の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することにより、後
の熱処理工程で大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ
炭窒化物を鋼中に微細分散させることにより優れた遅れ
破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼を製造する方法であ
る。
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる鋼
材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、
さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で所定
の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することにより、後
の熱処理工程で大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ
炭窒化物を鋼中に微細分散させることにより優れた遅れ
破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼を製造する方法であ
る。
【０００９】請求項５の発明では、重量割合で、Ｃ：
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８
００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延
ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさ７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させることにより優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿
命軸受用鋼を製造する方法である。
０．６５〜１．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％
以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下、望ましくは１０ｐｐｍ以
下、を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８
００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延
ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさ７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させることにより優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿
命軸受用鋼を製造する方法である。
【００１０】請求項６の発明では、請求項４又は請求項
５の手段の長寿命軸受用鋼の製造方法における鋼材の合
金成分に、さらに重量割合でＢ：０．０００５〜０．０
０５０％含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる
鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延
し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で
所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することによ
り、後の熱処理工程で大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化
物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴と
する優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼の製
造方法である。
５の手段の長寿命軸受用鋼の製造方法における鋼材の合
金成分に、さらに重量割合でＢ：０．０００５〜０．０
０５０％含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる
鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延
し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で
所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することによ
り、後の熱処理工程で大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化
物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴と
する優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼の製
造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】この発明の実施の形態を実施例を
通じて記載する。この発明を実施するに当っての限定理
由について、まず、化学成分（以下、「重量割合」で示
す。）の限定理由について述べる。
通じて記載する。この発明を実施するに当っての限定理
由について、まず、化学成分（以下、「重量割合」で示
す。）の限定理由について述べる。
【００１２】Ｃ：０．６５〜１．２％について、Ｃは軸
受として必要な硬さを付与する元素であるが、０．６５
％未満では軸受としての必要な硬さＨＲＣ５９以上が得
られないことが有り、下限を０．６５％とする。また、
１．２％を超えると凝固時に巨大炭化物や粗大なＴｉ炭
窒化物が晶出しやすくなり、後工程でもその影響を取り
除くことが出来なくなるため、上限を１．２％とする。
受として必要な硬さを付与する元素であるが、０．６５
％未満では軸受としての必要な硬さＨＲＣ５９以上が得
られないことが有り、下限を０．６５％とする。また、
１．２％を超えると凝固時に巨大炭化物や粗大なＴｉ炭
窒化物が晶出しやすくなり、後工程でもその影響を取り
除くことが出来なくなるため、上限を１．２％とする。
【００１３】Ｓｉ：０．０５〜０．５０％について、Ｓ
ｉは脱酸剤や焼入性向上のために添加されるが、０．０
５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超え
ると加工性が低下するため、下限を０．０５％、上限を
０．５０％とする。
ｉは脱酸剤や焼入性向上のために添加されるが、０．０
５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超え
ると加工性が低下するため、下限を０．０５％、上限を
０．５０％とする。
【００１４】Ｍｎ：０．２〜２．０％について、Ｍｎも
Ｓｉと同様、脱酸材や焼入性向上のために添加される
が、０．２０％未満では焼入性が不足し、２．０％を超
えると著しく加工性が低下するため、下限を０．２０
％、上限を２．０％とする。
Ｓｉと同様、脱酸材や焼入性向上のために添加される
が、０．２０％未満では焼入性が不足し、２．０％を超
えると著しく加工性が低下するため、下限を０．２０
％、上限を２．０％とする。
【００１５】Ｔｉ：０．０５〜０．２０％について、Ｔ
ｉはＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物として鋼中に微細分散す
ることによって、結晶粒度の微細化が図られ、マトリッ
クス強化により疲労特性、寿命特性の向上が図られる。
また、微細なＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物は、水素のトラ
ップサイトとして作用するため、水素の有害性を低下さ
せる。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、ま
た、０．２０％を超えるとＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物が
粗大化して十分な効果を示さなくなるため、下限を０．
０５％、上限を０．２０％とする。
ｉはＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物として鋼中に微細分散す
ることによって、結晶粒度の微細化が図られ、マトリッ
クス強化により疲労特性、寿命特性の向上が図られる。
また、微細なＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物は、水素のトラ
ップサイトとして作用するため、水素の有害性を低下さ
せる。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、ま
た、０．２０％を超えるとＴｉ炭化物やＴｉ炭窒化物が
粗大化して十分な効果を示さなくなるため、下限を０．
０５％、上限を０．２０％とする。
【００１６】Ａｌ：０．００５〜０．０５０％につい
て、Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．００５％未満
ではその効果が無く、また、０．０５０％を超えるとア
ルミナ系酸化物が増加して疲労強度や加工性を低下させ
るため、下限を０．００５％、上限を０．０５０％とす
る。
て、Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．００５％未満
ではその効果が無く、また、０．０５０％を超えるとア
ルミナ系酸化物が増加して疲労強度や加工性を低下させ
るため、下限を０．００５％、上限を０．０５０％とす
る。
【００１７】Ｎ：０．０１２０％以下について、Ｎは量
が多くなると粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物として析
出するようになるため出来るだけ少ないほうが望まし
い。製造条件との関係から上限を０．０１２０％とす
る。
が多くなると粗大なＴｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物として析
出するようになるため出来るだけ少ないほうが望まし
い。製造条件との関係から上限を０．０１２０％とす
る。
【００１８】Ｏ：２０ｐｐｍ以下について、Ｏは酸化物
系介在物として鋼中に存在し水素のトラップサイトとし
ての役割も考えられるが、むしろ粗大な析出物として、
疲労強度低下の役割が大きく、出来るだけ少ないほうが
望ましい。このため上限を２０ｐｐｍ、望ましくは１０
ｐｐｍとする。
系介在物として鋼中に存在し水素のトラップサイトとし
ての役割も考えられるが、むしろ粗大な析出物として、
疲労強度低下の役割が大きく、出来るだけ少ないほうが
望ましい。このため上限を２０ｐｐｍ、望ましくは１０
ｐｐｍとする。
【００１９】上記の成分の他に本発明鋼では、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏを単独あるいは複合して含有させることが出来
る。これらの作用は以下の通りである。
ｒ、Ｍｏを単独あるいは複合して含有させることが出来
る。これらの作用は以下の通りである。
【００２０】Ｎｉ：０．１〜２．０％について、Ｎｉは
焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超
えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下する
ため上限を２．０％とする。
焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超
えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下する
ため上限を２．０％とする。
【００２１】Ｃｒ：０．２０〜２．０％について、Ｃｒ
は焼入性や炭化物の球状化性を向上させ、疲労強度、靱
性等を向上させる。０．２％未満ではその効果が十分で
はなく、２．０％を超えると素材の軟化が困難になり加
工性が著しく低下するため上限を２．０％とする。
は焼入性や炭化物の球状化性を向上させ、疲労強度、靱
性等を向上させる。０．２％未満ではその効果が十分で
はなく、２．０％を超えると素材の軟化が困難になり加
工性が著しく低下するため上限を２．０％とする。
【００２２】Ｍｏ：０．０５〜１．０％について、Ｍｏ
は焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．０５％未満ではその効果が十分ではなく、１．０％
を超えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下
し、また上記の効果も飽和しコスト的にも不利になるた
め上限を１．０％とする。
は焼入性を向上させ、疲労強度、靱性等を向上させる。
０．０５％未満ではその効果が十分ではなく、１．０％
を超えると素材の軟化が困難になり加工性が著しく低下
し、また上記の効果も飽和しコスト的にも不利になるた
め上限を１．０％とする。
【００２３】さらに上記の成分の他に本発明鋼では、Ｂ
を含有させることが出来る。この作用は以下の通りであ
る。
を含有させることが出来る。この作用は以下の通りであ
る。
【００２４】Ｂ：０．０００５〜０．００５０％につい
て、Ｂは高周波焼入れ性を改善する元素として添加す
る。０．０００５％未満ではその効果が十分ではなく、
０．００５０％を超えると熱間加工性を低下させるよう
になるため上限を０．００５０％とする。
て、Ｂは高周波焼入れ性を改善する元素として添加す
る。０．０００５％未満ではその効果が十分ではなく、
０．００５０％を超えると熱間加工性を低下させるよう
になるため上限を０．００５０％とする。
【００２５】上記の化学成分の鋼材を下記の条件で製造
した場合に、最も効果的な微細Ｔｉ系析出物が得られ、
優れた遅れ破壊特性と長寿命性を示すようになる。
した場合に、最も効果的な微細Ｔｉ系析出物が得られ、
優れた遅れ破壊特性と長寿命性を示すようになる。
【００２６】すなわち、上記の成分範囲に溶製した鋼を
鋼片ないし鋼材に圧延する場合に、１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度範囲ない
し更に低い８００〜１０５０℃の温度範囲で所定の寸法
の鋼材に圧延ないし部品に鍛造することにより、後の焼
なましないし焼入焼戻し熱処理後でも、大きさ７０ｎｍ
以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ
ることが出来、優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸
受用鋼の製造方法を得ることが出来る。
鋼片ないし鋼材に圧延する場合に、１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度範囲ない
し更に低い８００〜１０５０℃の温度範囲で所定の寸法
の鋼材に圧延ないし部品に鍛造することにより、後の焼
なましないし焼入焼戻し熱処理後でも、大きさ７０ｎｍ
以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させ
ることが出来、優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸
受用鋼の製造方法を得ることが出来る。
【実施例】表１に示す化学成分の供試材を１００ｋｇ真
空溶解炉で溶製し、１２００〜１３５０℃の温度範囲
で、また、一部は同じ温度範囲及び８００〜１０５０℃
の温度範囲で、さらに鍛伸して６５ｍｍφおよび３０ｍ
ｍφに仕上げた。さらに焼ならし、球状化焼なまし後試
験片に加工し、焼入焼戻しを施して最終使用状態にし
た。
空溶解炉で溶製し、１２００〜１３５０℃の温度範囲
で、また、一部は同じ温度範囲及び８００〜１０５０℃
の温度範囲で、さらに鍛伸して６５ｍｍφおよび３０ｍ
ｍφに仕上げた。さらに焼ならし、球状化焼なまし後試
験片に加工し、焼入焼戻しを施して最終使用状態にし
た。
【００２７】得られた鋼材につき、通常の清浄潤滑下と
０．５％の純水を含んだ潤滑下（水素侵入環境下）にお
けるスラスト寿命特性（試験片サイズ：６０ｍｍ×４０
ｍｍ×５ｍｍ）ならびに耐遅れ破壊性の目安として５％
塩酸浸漬による耐水素割れ感受性試験を行なった。
０．５％の純水を含んだ潤滑下（水素侵入環境下）にお
けるスラスト寿命特性（試験片サイズ：６０ｍｍ×４０
ｍｍ×５ｍｍ）ならびに耐遅れ破壊性の目安として５％
塩酸浸漬による耐水素割れ感受性試験を行なった。
【００２８】
【表１】
【００２９】表２に各供試材ごとの製造条件と析出物粒
子サイズおよび特性試験結果を示す。なお、製造条件で
圧延温度を２条件記入しているものは、２回に分けて鍛
伸を行なったものである。
子サイズおよび特性試験結果を示す。なお、製造条件で
圧延温度を２条件記入しているものは、２回に分けて鍛
伸を行なったものである。
【００３０】
【表２】
【００３１】また、図１にスラスト寿命試験機の構造を
模式的に示し、表３に試験条件を示し、図２に水素割れ
感受性試験に用いた試験片の形状を示す。図１におい
て、１は試験片保持枠、２はスラスト試験片（６０φ×
５〜１０ｍｍ）、３は保持器、４は３／８インチ（９．
５２５ｍｍφ）の鋼球、５は上部レース（＃５１３０ス
ラスト軸受けレース）、６は回転軸（１２００r.p.
m.）、７は潤滑油（＃６０スピンドル油）である。
模式的に示し、表３に試験条件を示し、図２に水素割れ
感受性試験に用いた試験片の形状を示す。図１におい
て、１は試験片保持枠、２はスラスト試験片（６０φ×
５〜１０ｍｍ）、３は保持器、４は３／８インチ（９．
５２５ｍｍφ）の鋼球、５は上部レース（＃５１３０ス
ラスト軸受けレース）、６は回転軸（１２００r.p.
m.）、７は潤滑油（＃６０スピンドル油）である。
【００３２】
【表３】
【００３３】表２より、本発明鋼は水素侵入環境下での
寿命特性の低下が少なく、また、耐水素割れに対して高
い抵抗性を示し、遅れ破壊特性に優れていることが判
る。
寿命特性の低下が少なく、また、耐水素割れに対して高
い抵抗性を示し、遅れ破壊特性に優れていることが判
る。
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は、Tiの効
果的添加と製造条件の最適化により、優れた遅れ破壊抵
抗性を有する長寿命軸受用鋼を提供することができる優
れた効果を有する。
果的添加と製造条件の最適化により、優れた遅れ破壊抵
抗性を有する長寿命軸受用鋼を提供することができる優
れた効果を有する。
【図１】スラスト寿命試験機の構造を模式的に示す図で
ある。
ある。
【図２】水素割れ感受性試験の試験片形状を示す図であ
る。
る。
１ 試験片保持枠 ２ スラスト試験片 ３ 保持器 ４ ３／８インチ鋼球 ５ 上部レース ６ 回転軸 ７ 潤滑油
Claims (6)
- 【請求項１】 重量割合で、Ｃ：０．６５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜
０．５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２０ｐｐｍ
以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、
大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中
に微細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗
性を有する長寿命軸受用鋼。 - 【請求項２】 重量割合で、Ｃ：０．６５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２０ｐｐ
ｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ以下のＴ
ｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを
特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用
鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２記載の長寿命軸受
用鋼において、さらに合金成分として、重量割合でＢ：
０．０００５〜０．００５０％含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物とからなり、大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化
物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴と
する優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼。 - 【請求項４】 重量割合で、Ｃ：０．６５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２０ｐｐ
ｍ以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる
鋼材を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱・圧延
し、さらに同じ温度ないし８００〜１０５０℃の温度で
所定の鋼材ないし部品に圧延ないし鍛造することによ
り、後の熱処理工程で大きさ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化
物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分散させたことを特徴と
する優れた遅れ破壊抵抗性を有する長寿命軸受用鋼の製
造方法。 - 【請求項５】 重量割合で、Ｃ：０．６５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜２．０
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０１２０％以下、Ｏ：２０ｐｐ
ｍ以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の
中から選択した１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３５０
℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ないし８
００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に圧延
ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大きさ７
０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微細分
散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を有す
る長寿命軸受用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４又は請求項５記載の長寿命軸受
用鋼の製造方法における鋼材の合金成分に、さらに重量
割合でＢ：０．０００５〜０．００５０％含有し、残部
Ｆｅ及び不可避不純物とからなる鋼材を１２００〜１３
５０℃の温度範囲に加熱・圧延し、さらに同じ温度ない
し８００〜１０５０℃の温度で所定の鋼材ないし部品に
圧延ないし鍛造することにより、後の熱処理工程で大き
さ７０ｎｍ以下のＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物を鋼中に微
細分散させたことを特徴とする優れた遅れ破壊抵抗性を
有する長寿命軸受用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11593998A JP3426495B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11593998A JP3426495B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293403A true JPH11293403A (ja) | 1999-10-26 |
| JP3426495B2 JP3426495B2 (ja) | 2003-07-14 |
Family
ID=14674928
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11593998A Expired - Fee Related JP3426495B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3426495B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010188834A (ja) * | 2009-02-17 | 2010-09-02 | Jtekt Corp | 車輪用軸受装置 |
| JP2014025096A (ja) * | 2012-07-25 | 2014-02-06 | Ntn Corp | 軌道輪の製造方法、軌道輪および転がり軸受 |
| KR101482364B1 (ko) * | 2009-11-30 | 2015-01-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링용 조괴재 및 베어링용 강의 제조 방법 |
| KR101482365B1 (ko) * | 2009-11-30 | 2015-01-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링 강 |
-
1998
- 1998-04-09 JP JP11593998A patent/JP3426495B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010188834A (ja) * | 2009-02-17 | 2010-09-02 | Jtekt Corp | 車輪用軸受装置 |
| KR101482364B1 (ko) * | 2009-11-30 | 2015-01-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링용 조괴재 및 베어링용 강의 제조 방법 |
| KR101482365B1 (ko) * | 2009-11-30 | 2015-01-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 베어링 강 |
| JP2014025096A (ja) * | 2012-07-25 | 2014-02-06 | Ntn Corp | 軌道輪の製造方法、軌道輪および転がり軸受 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3426495B2 (ja) | 2003-07-14 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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