JP3291068B2 - 球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法 - Google Patents
球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は球状化焼鈍特性の優れた
軸受用鋼材の製造方法にかかわり、さらに詳しくは、軸
受用鋼材の製造に際して網状初析セメンタイトを低減
し、その後の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含
まず、且つ均一な球状炭化物組織を得ることができ、焼
鈍後の切断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、焼
入れ焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲
労特性を得ることができる軸受用鋼材の製造方法に関す
るものである。
軸受用鋼材の製造方法にかかわり、さらに詳しくは、軸
受用鋼材の製造に際して網状初析セメンタイトを低減
し、その後の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含
まず、且つ均一な球状炭化物組織を得ることができ、焼
鈍後の切断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、焼
入れ焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲
労特性を得ることができる軸受用鋼材の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】軸受部品は、通常棒鋼線材を切断、冷間
鍛造、切削等の冷間加工を行うことによって製造されて
いる。冷間加工に際しては、圧延ままでは硬すぎて冷間
加工が困難であるため、冷間加工性の向上を目的とし
て、冷間加工の前に球状化焼鈍が行われている。しかし
ながら、通常の球状化焼鈍組織は微細な球状炭化物と粗
大な板状炭化物からなり、均一な球状炭化物組織を得る
のは現状では極めて困難である。このような炭化物組織
の不均一さは、冷間加工性を劣化させるとともに、最終
部品において転動疲労寿命の劣化の原因にもなる。
鍛造、切削等の冷間加工を行うことによって製造されて
いる。冷間加工に際しては、圧延ままでは硬すぎて冷間
加工が困難であるため、冷間加工性の向上を目的とし
て、冷間加工の前に球状化焼鈍が行われている。しかし
ながら、通常の球状化焼鈍組織は微細な球状炭化物と粗
大な板状炭化物からなり、均一な球状炭化物組織を得る
のは現状では極めて困難である。このような炭化物組織
の不均一さは、冷間加工性を劣化させるとともに、最終
部品において転動疲労寿命の劣化の原因にもなる。
【０００３】これに対して、特開昭６４−５５３３０号
公報には、特定の成分からなる鋼をＡc3点またはＡccm
点以上に加熱し、オーステナイト未再結晶域で加工率１
０〜８０％の熱間圧延を行い、Ｍｓ点直上の温度域まで
１.５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴
とする短時間球状化の可能な鋼材の製造方法が示されて
いる。しかしながら、この方法では、圧延材が微細パー
ライトまたはベイナイト組織を有しているため、短時間
で球状化が可能であるが、微細パーライトまたはベイナ
イト組織部から得られる球状炭化物が顕著に微細とな
り、粒界初析セメンタイト部から得られる球状炭化物の
大きさとの差が大きく、十分に均一な球状炭化物組織が
得られるとはいえない。
公報には、特定の成分からなる鋼をＡc3点またはＡccm
点以上に加熱し、オーステナイト未再結晶域で加工率１
０〜８０％の熱間圧延を行い、Ｍｓ点直上の温度域まで
１.５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴
とする短時間球状化の可能な鋼材の製造方法が示されて
いる。しかしながら、この方法では、圧延材が微細パー
ライトまたはベイナイト組織を有しているため、短時間
で球状化が可能であるが、微細パーライトまたはベイナ
イト組織部から得られる球状炭化物が顕著に微細とな
り、粒界初析セメンタイト部から得られる球状炭化物の
大きさとの差が大きく、十分に均一な球状炭化物組織が
得られるとはいえない。
【０００４】また、特開平３−５３０２１号公報には、
特定の成分からなる鋼をＡｒ1＋２００℃以上の温度に
加熱し、圧下率２０〜９０％の熱間圧延を行い、さらに
引き続きＡｒ1〜Ａｒ1＋２００℃で２０〜９０％の熱間
圧延を行った後にＡｒ1〜Ａｒ1＋２００℃の温度に５〜
９００秒間保持することを特徴とする球状化焼鈍用高炭
素鋼材の製造方法が示されている。この方法を用いれ
ば、球状化焼鈍処理時間短縮に望ましい前組織が得られ
るとされているが、この方法による網状初析セメンタイ
トの低減は必ずしも十分とはいえない。
特定の成分からなる鋼をＡｒ1＋２００℃以上の温度に
加熱し、圧下率２０〜９０％の熱間圧延を行い、さらに
引き続きＡｒ1〜Ａｒ1＋２００℃で２０〜９０％の熱間
圧延を行った後にＡｒ1〜Ａｒ1＋２００℃の温度に５〜
９００秒間保持することを特徴とする球状化焼鈍用高炭
素鋼材の製造方法が示されている。この方法を用いれ
ば、球状化焼鈍処理時間短縮に望ましい前組織が得られ
るとされているが、この方法による網状初析セメンタイ
トの低減は必ずしも十分とはいえない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、通常
の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含まず、且つ
均一な球状炭化物組織を得ることができ、焼鈍後の切
断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、且つ焼入れ
焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲労特
性を得ることができる軸受用鋼材の製造方法を提供しよ
うとするものである。
の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含まず、且つ
均一な球状炭化物組織を得ることができ、焼鈍後の切
断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、且つ焼入れ
焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲労特
性を得ることができる軸受用鋼材の製造方法を提供しよ
うとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、通常の球
状化焼鈍により粗大な板状炭化物を含まず且つ均一な球
状化組織を得るために、鋭意検討を行い次の知見を得
た。 （１）通常の球状化焼鈍により粗大な板状炭化物を含ま
ず且つ均一な球状化組織を得るためには、圧延材につい
て、網状初析セメンタイトの低減、オーステナイト
粒内での粒内初析セメンタイトの生成、パーライトの
ラメラ間隔の粗大化を図ることがポイントである。
状化焼鈍により粗大な板状炭化物を含まず且つ均一な球
状化組織を得るために、鋭意検討を行い次の知見を得
た。 （１）通常の球状化焼鈍により粗大な板状炭化物を含ま
ず且つ均一な球状化組織を得るためには、圧延材につい
て、網状初析セメンタイトの低減、オーステナイト
粒内での粒内初析セメンタイトの生成、パーライトの
ラメラ間隔の粗大化を図ることがポイントである。
【０００７】（２）上記を実現するには次の５点が必須
である。特定量のＡｌ、Ｎ等の炭窒化物生成元素を含
有する鋼材を用い、圧延前の加熱温度を９００〜１１５
０℃に限定して、圧延加熱時のオーステナイト粒の粗大
化を防止するとともに、一部微細炭化物を残存させて、
正味の固溶炭素量を低減し圧延後の網状初析セメンタイ
トを生成しにくくすること。加熱温度〜８８０℃以上
の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を行い、再結晶
によりオーステナイト粒を６〜７番程度に細粒化するこ
と。
である。特定量のＡｌ、Ｎ等の炭窒化物生成元素を含
有する鋼材を用い、圧延前の加熱温度を９００〜１１５
０℃に限定して、圧延加熱時のオーステナイト粒の粗大
化を防止するとともに、一部微細炭化物を残存させて、
正味の固溶炭素量を低減し圧延後の網状初析セメンタイ
トを生成しにくくすること。加熱温度〜８８０℃以上
の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を行い、再結晶
によりオーステナイト粒を６〜７番程度に細粒化するこ
と。
【０００８】８８０℃未満〜４００℃の温度範囲で、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、さらに最終圧延出側の鋼材温度を７００〜
８８０℃とすることにより、オーステナイト粒の粒内に
変形帯を導入し、粒内初析セメンタイトを核生成させ
て、網状初析セメンタイトを低減するとともに、オース
テナイト粒の成長粗大化を抑制すること。
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、さらに最終圧延出側の鋼材温度を７００〜
８８０℃とすることにより、オーステナイト粒の粒内に
変形帯を導入し、粒内初析セメンタイトを核生成させ
て、網状初析セメンタイトを低減するとともに、オース
テナイト粒の成長粗大化を抑制すること。
【０００９】最終圧延後直ちに急冷して、該鋼材の温
度を５５０〜７００℃未満の最終圧延急冷温度とする
か、または５５０〜７００℃未満の溶融塩温度に保持さ
れた溶融塩中に焼入れし、粒界での網状初析セメンタイ
トの生成−成長を抑制すること。その後４５０℃まで
を冷却速度で０.０５〜１.０℃／秒で冷却し、オーステ
ナイト粒内に生成するパーライトのラメラ間隔を粗大化
させること。
度を５５０〜７００℃未満の最終圧延急冷温度とする
か、または５５０〜７００℃未満の溶融塩温度に保持さ
れた溶融塩中に焼入れし、粒界での網状初析セメンタイ
トの生成−成長を抑制すること。その後４５０℃まで
を冷却速度で０.０５〜１.０℃／秒で冷却し、オーステ
ナイト粒内に生成するパーライトのラメラ間隔を粗大化
させること。
【００１０】（３）さらに、熱間圧延前の加熱に際し
て、６５０〜７５０℃の加熱速度を１０〜１００℃／時
間とすることにより、加熱時の微細炭化物の残存量が増
加し、正味の固溶炭素量がより低減され、圧延後の網状
初析セメンタイト量もより低減される。本発明は以上の
新規なる知見にもとずいてなされたものであって、その
要旨とするところは以下の通りである。
て、６５０〜７５０℃の加熱速度を１０〜１００℃／時
間とすることにより、加熱時の微細炭化物の残存量が増
加し、正味の固溶炭素量がより低減され、圧延後の網状
初析セメンタイト量もより低減される。本発明は以上の
新規なる知見にもとずいてなされたものであって、その
要旨とするところは以下の通りである。
【００１１】本発明の請求項１の発明は重量比として、 Ｃ ：０.８０〜１.２０％， Ｓｉ：０.１５〜１.５０％， Ｍｎ：０.１５〜１.５０％， Ｃｒ：０.５０〜１.６０％， Ｓ ：０.００３〜０.０２％， Ａｌ：０.０１５〜０.０５％， Ｎ ：０.００４〜０.０１５％， を含有し、 Ｐ：０.０２０％以下、Ｔｉ：０.００２０％以下、Ｏ：
０.００１５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼を熱間圧延するに際して、 Ａ）９００〜１１５０℃の加熱温度に加熱する工程と、 Ｂ）該加熱温度〜８８０℃以上の温度範囲で総減面率５
０％以上の圧延を行う工程と、 Ｃ）その後、８８０℃未満〜４００℃の温度範囲で、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引く続いて減面率
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、最終圧延出側の鋼材温度を７００〜８８０
℃の最終圧延出側温度とする工程と、 Ｄ）最終圧延後直ちに急冷して、該鋼材の温度を５５０
〜７００℃未満の最終圧延急冷温度とする工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程を特徴とする、組織が実質的に初析
セメンタイトとパーライトからなる球状化焼鈍特性の優
れた軸受用鋼材の製造方法である。
０.００１５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼を熱間圧延するに際して、 Ａ）９００〜１１５０℃の加熱温度に加熱する工程と、 Ｂ）該加熱温度〜８８０℃以上の温度範囲で総減面率５
０％以上の圧延を行う工程と、 Ｃ）その後、８８０℃未満〜４００℃の温度範囲で、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引く続いて減面率
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、最終圧延出側の鋼材温度を７００〜８８０
℃の最終圧延出側温度とする工程と、 Ｄ）最終圧延後直ちに急冷して、該鋼材の温度を５５０
〜７００℃未満の最終圧延急冷温度とする工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程を特徴とする、組織が実質的に初析
セメンタイトとパーライトからなる球状化焼鈍特性の優
れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００１２】本発明の請求項２の発明は、前記のＤ）と
Ｅ）が、 Ｄ）最終圧延後直ちに、５５０〜７００℃未満の溶融塩
温度に保持された溶融塩中に焼入れし、該溶融塩中で
０.５〜３０秒保持する工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程を特徴とする、請求項１記載の組織
が実質的に初析セメンタイトとパーライトからなる球状
化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法である。
Ｅ）が、 Ｄ）最終圧延後直ちに、５５０〜７００℃未満の溶融塩
温度に保持された溶融塩中に焼入れし、該溶融塩中で
０.５〜３０秒保持する工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程を特徴とする、請求項１記載の組織
が実質的に初析セメンタイトとパーライトからなる球状
化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００１３】本発明の請求項３の発明は、請求項１の
Ａ）工程の加熱に際して、６５０〜７５０℃の加熱速度
が１０〜１００℃／時間である請求項１または２記載の
球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法である。
Ａ）工程の加熱に際して、６５０〜７５０℃の加熱速度
が１０〜１００℃／時間である請求項１または２記載の
球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法である。
【００１４】本発明の請求項４の発明は、成分がさら
に、Ｎｉ：０.５０〜２.００％，Ｍｏ：０.０５〜０.５
０％，の１種または２種を含有する請求項１または２ま
たは３記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造
方法である。
に、Ｎｉ：０.５０〜２.００％，Ｍｏ：０.０５〜０.５
０％，の１種または２種を含有する請求項１または２ま
たは３記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造
方法である。
【００１５】本発明の請求項５の発明は、成分がさら
に、Ｎｂ：０.０１〜０.３％，Ｖ ：０.０３〜０.３
％，の１種または２種を含有する請求項１または２また
は３または４記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材
の製造方法である。
に、Ｎｂ：０.０１〜０.３％，Ｖ ：０.０３〜０.３
％，の１種または２種を含有する請求項１または２また
は３または４記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材
の製造方法である。
【００１６】
【作用】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、本発
明の鋼の成分含有範囲を上記の如く限定した理由につい
て説明する。 Ｃ：０.８０〜１.２０％，Ｃは最終製品の軸受部品とし
て必要な転動疲労強度と耐摩耗性を得るために有効な元
素であるが、０.８０％未満ではその効果が不十分であ
り、また１.２０％を超えると網状の粒界初析セメンタ
イト量が顕著になり球状化焼鈍後の加工性、最終製品の
強度の劣化を招くので、含有量を０.８０〜１.２０％と
した。
明の鋼の成分含有範囲を上記の如く限定した理由につい
て説明する。 Ｃ：０.８０〜１.２０％，Ｃは最終製品の軸受部品とし
て必要な転動疲労強度と耐摩耗性を得るために有効な元
素であるが、０.８０％未満ではその効果が不十分であ
り、また１.２０％を超えると網状の粒界初析セメンタ
イト量が顕著になり球状化焼鈍後の加工性、最終製品の
強度の劣化を招くので、含有量を０.８０〜１.２０％と
した。
【００１７】Ｓｉ：０.１５〜１.５０％，Ｓｉは脱酸元
素としておよび転動疲労過程での組織変化抑制による最
終製品の強度を増加させることを目的として添加する
が、０.１５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、１.５０％を超えるとこれらの効果は飽和しむしろ
最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０.１
５〜１.５０％とした。
素としておよび転動疲労過程での組織変化抑制による最
終製品の強度を増加させることを目的として添加する
が、０.１５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、１.５０％を超えるとこれらの効果は飽和しむしろ
最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０.１
５〜１.５０％とした。
【００１８】Ｍｎ：０.１５〜１.５０％，Ｍｎは焼入れ
性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有
効な元素であるが、０.１５％未満ではこの効果は不十
分であり、一方、１.５％を超えるとこの効果は飽和し
むしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を
０.１５〜１.５％とした。
性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有
効な元素であるが、０.１５％未満ではこの効果は不十
分であり、一方、１.５％を超えるとこの効果は飽和し
むしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を
０.１５〜１.５％とした。
【００１９】Ｃｒ：０.５０〜１.６０％，Ｃｒは焼入れ
性を向上し、強靱化を図るとともに炭化物の形成を助長
することを通じて耐摩耗性を向上させるのに有効であ
る。この効果は０.５％未満では不十分であり、一方１.
６％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性
の劣化を招くので、その含有量を０.５０〜１.６０％と
した。
性を向上し、強靱化を図るとともに炭化物の形成を助長
することを通じて耐摩耗性を向上させるのに有効であ
る。この効果は０.５％未満では不十分であり、一方１.
６％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性
の劣化を招くので、その含有量を０.５０〜１.６０％と
した。
【００２０】Ｓ：０.００３〜０.０２％，Ｓは鋼中でＭ
ｎＳとして存在し、被削性の向上および組織の微細化に
寄与するが、０.００３％未満ではその効果は不十分で
ある。一方、０.０２％を超えるとその効果は飽和し、
むしろ靭性の劣化及び異方性の増加を招く。以上の理由
から、Ｓの含有量を０.００３〜０.０２％とした。
ｎＳとして存在し、被削性の向上および組織の微細化に
寄与するが、０.００３％未満ではその効果は不十分で
ある。一方、０.０２％を超えるとその効果は飽和し、
むしろ靭性の劣化及び異方性の増加を招く。以上の理由
から、Ｓの含有量を０.００３〜０.０２％とした。
【００２１】Ａｌ：０.０１５〜０.０５％，Ａｌは脱酸
元素および結晶粒微細化元素として添加するが、０.０
１５％未満ではその効果は不十分であり、一方、０.０
５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性を劣化さ
せるので、その含有量を０.０１５〜０.０５％とした。
元素および結晶粒微細化元素として添加するが、０.０
１５％未満ではその効果は不十分であり、一方、０.０
５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性を劣化さ
せるので、その含有量を０.０１５〜０.０５％とした。
【００２２】Ｎ：０.００４〜０.０１５％，ＮはＡｌＮ
の析出挙動を通じて、オーステナイト粒の微細化に寄与
するが、０.００４％未満ではその効果は不十分であ
り、一方、０.０１５％超では、その効果は飽和しむし
ろ靭性の劣化を招くので、その含有量をＮ：０.００４
〜０.０１５％とした。
の析出挙動を通じて、オーステナイト粒の微細化に寄与
するが、０.００４％未満ではその効果は不十分であ
り、一方、０.０１５％超では、その効果は飽和しむし
ろ靭性の劣化を招くので、その含有量をＮ：０.００４
〜０.０１５％とした。
【００２３】Ｐ：０.０２０％以下、Ｐは鋼中で粒界偏
析や中心偏析を起こし、最終製品の強度劣化の原因とな
る。特にＰが０.０２０％を超えると強度の劣化が顕著
となるため、０.０２０％を上限とした。
析や中心偏析を起こし、最終製品の強度劣化の原因とな
る。特にＰが０.０２０％を超えると強度の劣化が顕著
となるため、０.０２０％を上限とした。
【００２４】Ｔｉ：０.００２０％以下、Ｔｉは硬質析
出物ＴｉＮを生成し、これが最終製品での転動疲労破壊
の起点となり、強度劣化の原因となる。特にＴｉが０.
００２０％を超えると強度の劣化が顕著となるため、
０.００２０％を上限とした。
出物ＴｉＮを生成し、これが最終製品での転動疲労破壊
の起点となり、強度劣化の原因となる。特にＴｉが０.
００２０％を超えると強度の劣化が顕著となるため、
０.００２０％を上限とした。
【００２５】Ｏ：０.００１５％以下 Ｏは硬質介在物Ａｌ2Ｏ3を生成し、これが最終製品での
転動疲労破壊の起点となり、強度劣化の原因となる。特
にＯが０.００１５％を超えると強度の劣化が顕著とな
るため、０.００１５％を上限とした。
転動疲労破壊の起点となり、強度劣化の原因となる。特
にＯが０.００１５％を超えると強度の劣化が顕著とな
るため、０.００１５％を上限とした。
【００２６】次に、請求項４の発明の鋼では、焼入れ性
向上を目的としてＮｉ，Ｍｏの１種または２種を含有さ
せることが出来る。Ｎｉ：０.５０〜２.００％，Ｍｏ：
０.０５〜０.５０％，Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性の向上を通
じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であ
るが、Ｎｉ：０.５０％未満、Ｍｏ：０.０５％未満では
この効果は不十分であり、一方、Ｎｉ：２.００％，Ｍ
ｏ：０.５％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製
品の靭性の劣化を招くので、その含有量をＮｉ：０.５
０〜２.００％，Ｍｏ：０.０５〜０.５０％とした。
向上を目的としてＮｉ，Ｍｏの１種または２種を含有さ
せることが出来る。Ｎｉ：０.５０〜２.００％，Ｍｏ：
０.０５〜０.５０％，Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性の向上を通
じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であ
るが、Ｎｉ：０.５０％未満、Ｍｏ：０.０５％未満では
この効果は不十分であり、一方、Ｎｉ：２.００％，Ｍ
ｏ：０.５％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製
品の靭性の劣化を招くので、その含有量をＮｉ：０.５
０〜２.００％，Ｍｏ：０.０５〜０.５０％とした。
【００２７】次に、請求項５の発明の鋼では、組織微細
化を目的としてＮｂ，Ｖの１種または２種を含有させる
ことが出来る。Ｎｂ：０.０１〜０.３％，Ｖ ：０.０
３〜０.３％，Ｎｂ，Ｖは結晶粒微細化元素として添加
するが、Ｎｂ：０.０１％未満、Ｖ：０.０３％未満では
その効果は不十分であり、一方、Ｎｂ：０.３％、Ｖ：
０.３％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性を劣
化させるので、その含有量をＮｂ：０.０１〜０.３％，
Ｖ：０.０３〜０.３％とした。
化を目的としてＮｂ，Ｖの１種または２種を含有させる
ことが出来る。Ｎｂ：０.０１〜０.３％，Ｖ ：０.０
３〜０.３％，Ｎｂ，Ｖは結晶粒微細化元素として添加
するが、Ｎｂ：０.０１％未満、Ｖ：０.０３％未満では
その効果は不十分であり、一方、Ｎｂ：０.３％、Ｖ：
０.３％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性を劣
化させるので、その含有量をＮｂ：０.０１〜０.３％，
Ｖ：０.０３〜０.３％とした。
【００２８】次に、本発明において、熱間圧延条件を限
定した理由について述べる。まず、加熱温度を９００〜
１１５０℃としたのは、９００℃未満の加熱温度では粗
圧延−中間圧延温度が低くなり再結晶域圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化が不十分であるためであり、また
１１５０℃を超える加熱温度では、オーステナイト結晶
粒が顕著に粗大化するとともに、微細炭化物残存による
正味の固溶炭素量低減の効果が期待できなくなるためで
ある。
定した理由について述べる。まず、加熱温度を９００〜
１１５０℃としたのは、９００℃未満の加熱温度では粗
圧延−中間圧延温度が低くなり再結晶域圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化が不十分であるためであり、また
１１５０℃を超える加熱温度では、オーステナイト結晶
粒が顕著に粗大化するとともに、微細炭化物残存による
正味の固溶炭素量低減の効果が期待できなくなるためで
ある。
【００２９】次に、該加熱温度〜８８０℃以上の温度範
囲で総減面率５０％以上の圧延を行うのは、再結晶によ
りオーステナイト粒を６〜７番程度に細粒化するためで
あり、総減面率５０％以上としたのは、これ未満では再
結晶細粒化の効果が小さいためである。
囲で総減面率５０％以上の圧延を行うのは、再結晶によ
りオーステナイト粒を６〜７番程度に細粒化するためで
あり、総減面率５０％以上としたのは、これ未満では再
結晶細粒化の効果が小さいためである。
【００３０】また、８８０℃未満〜４００℃の温度範囲
で、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一
旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減
面率を１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する
工程で圧延を行うのは、オーステナイト粒の粒内に変形
帯を導入し、粒内初析セメンタイトを核生成させ、網状
初析セメンタイトを低減するためである。該鋼材を８８
０℃未満〜４００℃の温度範囲で圧延すると、加工発熱
により温度が上昇するため、回復により加工歪は解放さ
れ、変形帯の導入は困難になる。つまり、圧延の間に冷
却をはさむのは、回復による加工歪の解放を抑制してパ
ス間の歪を累積させ、粒内初析セメンタイトの核生成が
可能な変形帯を形成させるためである。
で、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一
旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減
面率を１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する
工程で圧延を行うのは、オーステナイト粒の粒内に変形
帯を導入し、粒内初析セメンタイトを核生成させ、網状
初析セメンタイトを低減するためである。該鋼材を８８
０℃未満〜４００℃の温度範囲で圧延すると、加工発熱
により温度が上昇するため、回復により加工歪は解放さ
れ、変形帯の導入は困難になる。つまり、圧延の間に冷
却をはさむのは、回復による加工歪の解放を抑制してパ
ス間の歪を累積させ、粒内初析セメンタイトの核生成が
可能な変形帯を形成させるためである。
【００３１】ここで、冷却前後の減面率１０％以上とし
たのは、減面率１０％未満では累積される歪量が小さい
ためオーステナイト粒の粒内に十分な変形帯が形成され
ないためである。また、冷却後の温度をＭｓ点〜７００
℃としたのは、冷却後の温度が７００℃を超えると加工
歪の解放による変形帯消滅の防止が不十分であり、一方
Ｍｓ点未満であるとマルテンサイト組織が生じるためで
ある。なお、変形帯消滅防止の効果は、６００℃未満に
冷却することによって特に顕著になることから、可能な
らば冷却後の温度をＭｓ点以上、６００℃未満とするの
が望ましい。
たのは、減面率１０％未満では累積される歪量が小さい
ためオーステナイト粒の粒内に十分な変形帯が形成され
ないためである。また、冷却後の温度をＭｓ点〜７００
℃としたのは、冷却後の温度が７００℃を超えると加工
歪の解放による変形帯消滅の防止が不十分であり、一方
Ｍｓ点未満であるとマルテンサイト組織が生じるためで
ある。なお、変形帯消滅防止の効果は、６００℃未満に
冷却することによって特に顕著になることから、可能な
らば冷却後の温度をＭｓ点以上、６００℃未満とするの
が望ましい。
【００３２】また、本発明では、８８０℃未満の温度範
囲において、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材
温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き
続いて減面率１０％以上の圧延を行う」工程の前後に任
意の圧延を行うことが可能であり、またこの工程を２回
以上繰り返す場合、連続して行っても、任意の圧延をは
さんで行っても良い。
囲において、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材
温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き
続いて減面率１０％以上の圧延を行う」工程の前後に任
意の圧延を行うことが可能であり、またこの工程を２回
以上繰り返す場合、連続して行っても、任意の圧延をは
さんで行っても良い。
【００３３】さらに、最終圧延出側の鋼材温度を７００
〜８８０℃の範囲とするのは、７００℃未満の最終圧延
出側温度では、圧延負荷が顕著に増大するためであり、
また最終圧延出側温度が８８０℃を超えた場合、圧延直
後のオーステナイト粒が成長粗大化する危険性があるた
めである。
〜８８０℃の範囲とするのは、７００℃未満の最終圧延
出側温度では、圧延負荷が顕著に増大するためであり、
また最終圧延出側温度が８８０℃を超えた場合、圧延直
後のオーステナイト粒が成長粗大化する危険性があるた
めである。
【００３４】次に、請求項１の発明では最終圧延後直ち
に急冷して、該鋼材の温度を５５０〜７００℃未満の最
終圧延急冷温度とし、また請求項２の発明では最終圧延
後直ちに、５５０〜７００℃未満の溶融塩温度に保持さ
れた溶融塩中に焼入れし、該溶融塩中で０.５〜３０秒
保持するのは、いずれも粒界での網状初析セメンタイト
の生成−成長を抑制するためである。請求項１の発明で
急冷温度範囲を５５０〜７００℃未満としたのは、７０
０℃以上では網状初析セメンタイトの生成−成長の抑制
が不十分であり、また５５０℃未満ではベイナイト組織
が生じる危険性があるためである。なお、最終圧延後５
５０〜７００℃未満への急冷速度は１０℃／ｓ以上が望
ましい。
に急冷して、該鋼材の温度を５５０〜７００℃未満の最
終圧延急冷温度とし、また請求項２の発明では最終圧延
後直ちに、５５０〜７００℃未満の溶融塩温度に保持さ
れた溶融塩中に焼入れし、該溶融塩中で０.５〜３０秒
保持するのは、いずれも粒界での網状初析セメンタイト
の生成−成長を抑制するためである。請求項１の発明で
急冷温度範囲を５５０〜７００℃未満としたのは、７０
０℃以上では網状初析セメンタイトの生成−成長の抑制
が不十分であり、また５５０℃未満ではベイナイト組織
が生じる危険性があるためである。なお、最終圧延後５
５０〜７００℃未満への急冷速度は１０℃／ｓ以上が望
ましい。
【００３５】次に請求項２の発明で焼入れする溶融塩の
温度を５５０〜７００℃未満としたのは、溶融塩温度：
７００℃以上では網状初析セメンタイトの生成−成長の
抑制が不十分であり、また溶融塩温度：５５０℃未満で
はベイナイト組織が生じる危険性があるためである。ま
た、該溶融塩中での保持時間を０.５〜３０秒としたの
は、０.５秒未満では鋼材断面の中心部まで十分に冷却
できない危険性があるためであり、３０秒超では生産性
が低下するためである。
温度を５５０〜７００℃未満としたのは、溶融塩温度：
７００℃以上では網状初析セメンタイトの生成−成長の
抑制が不十分であり、また溶融塩温度：５５０℃未満で
はベイナイト組織が生じる危険性があるためである。ま
た、該溶融塩中での保持時間を０.５〜３０秒としたの
は、０.５秒未満では鋼材断面の中心部まで十分に冷却
できない危険性があるためであり、３０秒超では生産性
が低下するためである。
【００３６】次に、「その後４５０℃までを０.０５〜
１.０℃／秒の冷却速度で冷却する」のは、オーステナ
イト粒内に生成するパーライトのラメラ間隔を粗大化さ
せるためである。この温度範囲の冷却速度が１.０℃／
秒を超えるとパーライトのラメラ間隔が顕著に微細にな
り、一方０.０５℃／秒未満では徐冷の効果が飽和し、
いたずらに時間を消費するため、冷却速度で０.０５〜
１.０℃／秒とした。ここで、球状化焼鈍後により均一
な球状炭化物組織を得るためには、この温度範囲の冷却
速度が０.４℃／秒以下が望ましい。なお、５００℃以
下の冷却は任意の冷却速度を選ぶことができる。調整冷
却の方法として、徐冷カバーをかける等の方法が考えら
れる。
１.０℃／秒の冷却速度で冷却する」のは、オーステナ
イト粒内に生成するパーライトのラメラ間隔を粗大化さ
せるためである。この温度範囲の冷却速度が１.０℃／
秒を超えるとパーライトのラメラ間隔が顕著に微細にな
り、一方０.０５℃／秒未満では徐冷の効果が飽和し、
いたずらに時間を消費するため、冷却速度で０.０５〜
１.０℃／秒とした。ここで、球状化焼鈍後により均一
な球状炭化物組織を得るためには、この温度範囲の冷却
速度が０.４℃／秒以下が望ましい。なお、５００℃以
下の冷却は任意の冷却速度を選ぶことができる。調整冷
却の方法として、徐冷カバーをかける等の方法が考えら
れる。
【００３７】なお、圧延後得られる組織が、実質的に初
析セメンタイトとパーライトからなることとしたのは、
組織がベイナイト、マルテンサイトを含むと、これらの
部分が球状化焼鈍後に微細な球状炭化物組織となり、均
一な球状炭化物組織を得られないためである。
析セメンタイトとパーライトからなることとしたのは、
組織がベイナイト、マルテンサイトを含むと、これらの
部分が球状化焼鈍後に微細な球状炭化物組織となり、均
一な球状炭化物組織を得られないためである。
【００３８】次に、請求項３の発明は、球状化焼鈍後に
より一層均一な球状化焼鈍組織を得るための軸受用鋼材
の製造方法に関する発明である。請求項３の発明で熱間
圧延前の加熱に際して、６５０〜７５０℃の加熱速度が
１０〜１００℃／時間としたのは、昇温過程のＡ1点直
下の温度域で徐加熱することにより、炭化物をオーステ
ナイト中でより安定化させて、圧延加熱時の微細炭化物
の残存量を増加させ、正味の固溶炭素量をより低減する
ためである。但し、６５０〜７５０℃の加熱速度が１０
０℃／時間を超えるとこの効果は小さく、一方１０℃／
時間未満では徐加熱の効果が飽和し、いたずらに時間を
消費するため加熱速度を１０〜１００℃／時間とした。
より一層均一な球状化焼鈍組織を得るための軸受用鋼材
の製造方法に関する発明である。請求項３の発明で熱間
圧延前の加熱に際して、６５０〜７５０℃の加熱速度が
１０〜１００℃／時間としたのは、昇温過程のＡ1点直
下の温度域で徐加熱することにより、炭化物をオーステ
ナイト中でより安定化させて、圧延加熱時の微細炭化物
の残存量を増加させ、正味の固溶炭素量をより低減する
ためである。但し、６５０〜７５０℃の加熱速度が１０
０℃／時間を超えるとこの効果は小さく、一方１０℃／
時間未満では徐加熱の効果が飽和し、いたずらに時間を
消費するため加熱速度を１０〜１００℃／時間とした。
【００３９】なお、球状化焼鈍後にさらにより一層均一
な球状炭化物組織を得るためには、本発明の製造方法に
より製造される軸受用鋼材を、圧延後の組織の旧オース
テナイト粒度が９番以上である軸受用鋼材とするのが望
ましい。これは、圧延後の組織の旧オーステナイト粒度
を９番以上とすることにより、球状化焼鈍加熱保定時の
オーステナイト粒径が微細化され、球状化焼鈍後の炭化
物の均一性を一層増大させることができるためであり、
この効果が９番以上で特に顕著なためである。以下に、
本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
な球状炭化物組織を得るためには、本発明の製造方法に
より製造される軸受用鋼材を、圧延後の組織の旧オース
テナイト粒度が９番以上である軸受用鋼材とするのが望
ましい。これは、圧延後の組織の旧オーステナイト粒度
を９番以上とすることにより、球状化焼鈍加熱保定時の
オーステナイト粒径が微細化され、球状化焼鈍後の炭化
物の均一性を一層増大させることができるためであり、
この効果が９番以上で特に顕著なためである。以下に、
本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００４０】
【実施例】表１に供試材の化学成分を示す。これらはい
ずれも転炉溶製後連続鋳造で鋳造された。１６２ｍｍ角
鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で丸棒鋼に圧延
した。
ずれも転炉溶製後連続鋳造で鋳造された。１６２ｍｍ角
鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で丸棒鋼に圧延
した。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】本発明法については、圧延後、冷却床に徐
冷カバーをかけることにより調整冷却を行った。また、
一部の鋼種については上記１６２ｍｍ角鋼片から５０ｍ
ｍ角の角材を切り出し、表３に示す圧延条件で厚さ１５
ｍｍへ圧延した。圧延後、これらの圧延材に球状化焼鈍
を施した。
冷カバーをかけることにより調整冷却を行った。また、
一部の鋼種については上記１６２ｍｍ角鋼片から５０ｍ
ｍ角の角材を切り出し、表３に示す圧延条件で厚さ１５
ｍｍへ圧延した。圧延後、これらの圧延材に球状化焼鈍
を施した。
【００４６】球状化焼鈍材について、球状化率、炭化物
径（円相当直径）の平均値と最大値、硬さ（冷間加工性
の指標）を評価した。球状化率は長径／短径が５.０以
下のセメンタイト数の全セメンタイト数に対する割合で
表した。表４に各鋼材の評価結果を本発明と比較例を対
比して示す。これから明らかなように、本発明法では、
いずれも球状化率１００％である。また平均炭化物径が
役１μｍで且つ最大炭化物径が２μｍ未満と、粗大な板
状炭化物がなく且つ均一な球状炭化物組織が得られてい
る。また硬さもＨＲＢ９０以下と比較例に比べて良好な
軟質化レベルを示している。
径（円相当直径）の平均値と最大値、硬さ（冷間加工性
の指標）を評価した。球状化率は長径／短径が５.０以
下のセメンタイト数の全セメンタイト数に対する割合で
表した。表４に各鋼材の評価結果を本発明と比較例を対
比して示す。これから明らかなように、本発明法では、
いずれも球状化率１００％である。また平均炭化物径が
役１μｍで且つ最大炭化物径が２μｍ未満と、粗大な板
状炭化物がなく且つ均一な球状炭化物組織が得られてい
る。また硬さもＨＲＢ９０以下と比較例に比べて良好な
軟質化レベルを示している。
【００４７】一方、比較例５，３５は圧延時の加熱温度
が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、比較例
６，３６は８８０℃未満の温度範囲での圧延において、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率
を１０％以上の圧延を行う」工程を行わなかった場合で
あり、比較例７は最終圧延直後の急冷の冷却停止温度が
本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、比較例
８，３７は、圧延直後急冷の後の４５０℃までを冷却速
度が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、いず
れも球状化率が７０％以下であり、球状化炭化物の大き
さも不均一であり、また軟質化の程度も十分とはいえな
い。
が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、比較例
６，３６は８８０℃未満の温度範囲での圧延において、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率
を１０％以上の圧延を行う」工程を行わなかった場合で
あり、比較例７は最終圧延直後の急冷の冷却停止温度が
本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、比較例
８，３７は、圧延直後急冷の後の４５０℃までを冷却速
度が本発明の範囲の上限値を上回った場合であり、いず
れも球状化率が７０％以下であり、球状化炭化物の大き
さも不均一であり、また軟質化の程度も十分とはいえな
い。
【００４８】次に、表４の本発明例３，４，３４，比較
例５で製造した鋼材について、直径１２ｍｍφ、長さ２
２ｍｍの円筒型転動疲労試験片を作成し、調質処理後、
点接触型転動疲労試験機によりヘルツ最大接触応力６０
０ｋｇｆ／ｍｍ2で転動疲労試験を行った。疲労寿命の
尺度として、通常、「試験結果を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
までの応力繰返し数」がＬ10寿命として用いられる。本
発明例のＬ10寿命は比較例５のＬ10寿命に比べて、本発
明例３で１.５倍、本発明例４で１.８倍、本発明例３４
で１.５倍に各々寿命が向上する。
例５で製造した鋼材について、直径１２ｍｍφ、長さ２
２ｍｍの円筒型転動疲労試験片を作成し、調質処理後、
点接触型転動疲労試験機によりヘルツ最大接触応力６０
０ｋｇｆ／ｍｍ2で転動疲労試験を行った。疲労寿命の
尺度として、通常、「試験結果を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
までの応力繰返し数」がＬ10寿命として用いられる。本
発明例のＬ10寿命は比較例５のＬ10寿命に比べて、本発
明例３で１.５倍、本発明例４で１.８倍、本発明例３４
で１.５倍に各々寿命が向上する。
【００４９】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれ
ば、通常の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含ま
ず、且つ均一な球状化組織を得ることができ、焼鈍後の
切断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、且つ焼入
れ焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲労
特性を得ることができる軸受用鋼材の製造が可能とな
り、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
ば、通常の球状化焼鈍により、粗大な板状炭化物を含ま
ず、且つ均一な球状化組織を得ることができ、焼鈍後の
切断、冷間鍛造、切削等の冷間加工性に優れ、且つ焼入
れ焼戻し処理を行った軸受部品において優れた転動疲労
特性を得ることができる軸受用鋼材の製造が可能とな
り、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
Claims (5)
- 【請求項１】重量比として、 Ｃ ：０.８０〜１.２０％， Ｓｉ：０.１５〜１.５０％， Ｍｎ：０.１５〜１.５０％， Ｃｒ：０.５０〜１.６０％， Ｓ ：０.００３〜０.０２％． Ａｌ：０.０１５〜０.０５％， Ｎ ：０.００４〜０.０１５％， を含有し、 Ｐ：０.０２０％以下、Ｔｉ：０.００２０％以下、Ｏ：
０.００１５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼を熱間圧延するに際して、 Ａ）９００〜１１５０℃の加熱温度に加熱する工程と、 Ｂ）該加熱温度〜８８０℃以上の温度範囲で総減面率５
０％以上の圧延を行う工程と、 Ｃ）その後、８８０℃未満〜４００℃の温度範囲で、
「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材温度が一旦Ｍ
ｓ点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、最終圧延出側の鋼材温度を７００〜８８０
℃の最終圧延出側温度とする工程と、 Ｄ）最終圧延後直ちに急冷して、該鋼材の温度を５５０
〜７００℃未満の最終圧延急冷温度とする工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程を特徴とする、組織が実質的に初析
セメンタイトとパーライトからなる球状化焼鈍特性の優
れた軸受用鋼材の製造方法。 - 【請求項２】請求項１のＤ）とＥ）が Ｄ）最終圧延後直ちに、５５０〜７００℃未満の溶融塩
温度に保持された溶融塩中に焼入れし、該溶融塩中で
０.５〜３０秒保持する工程と、 Ｅ）その後４５０℃までを０.０５〜１.０℃／秒の冷却
速度で冷却する工程であることを特徴とする、請求項１
記載の組織が実質的に初析セメンタイトとパーライトか
らなる球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法。 - 【請求項３】請求項１のＡ）工程の加熱に際して、６５
０〜７５０℃の加熱速度が１０〜１００℃／時間である
請求項１または２記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用
鋼材の製造方法。 - 【請求項４】成分がさらに、 Ｎｉ：０.５０〜２.００％，Ｍｏ：０.０５〜０.５０
％，の１種または２種を含有する請求項１または２また
は３記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方
法。 - 【請求項５】成分がさらに、 Ｎｂ：０.０１〜０.３％，Ｖ ：０.０３〜０.３％，の
１種または２種を含有する請求項１または２または３ま
たは４記載の球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08440593A JP3291068B2 (ja) | 1993-04-12 | 1993-04-12 | 球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08440593A JP3291068B2 (ja) | 1993-04-12 | 1993-04-12 | 球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06299240A JPH06299240A (ja) | 1994-10-25 |
| JP3291068B2 true JP3291068B2 (ja) | 2002-06-10 |
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ID=13829686
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|---|---|---|---|
| JP08440593A Expired - Fee Related JP3291068B2 (ja) | 1993-04-12 | 1993-04-12 | 球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法 |
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| Country | Link |
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| KR100342673B1 (ko) * | 1997-12-29 | 2002-10-11 | 주식회사 포스코 | 구상화열처리특성이우수한중탄소강선재제조방법 |
| WO2005078297A1 (ja) * | 2004-02-12 | 2005-08-25 | Ntn Corporation | シェル型針状ころ軸受、コンプレッサ主軸の支持構造およびピストンポンプ駆動部の支持構造 |
| JP4600988B2 (ja) * | 2005-04-05 | 2010-12-22 | 日新製鋼株式会社 | 被削性に優れた高炭素鋼板 |
| BRPI0822102A2 (pt) * | 2008-02-28 | 2015-06-30 | Sintokogio Ltd | Matéria-prima para materiais de "shot peening", fio acabado, método de fabricação de materiais de "shot peening" e materiais de "shot peening" |
| JP5328331B2 (ja) * | 2008-12-11 | 2013-10-30 | 日新製鋼株式会社 | 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法 |
| JP5423571B2 (ja) * | 2010-05-07 | 2014-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 高周波焼入れ部品用熱間加工高炭素鋼材 |
| JP5820325B2 (ja) | 2012-03-30 | 2015-11-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法 |
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| KR102421642B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2022-07-18 | 주식회사 포스코 | 베어링용 선재 및 이의 제조방법 |
| CN111763889A (zh) * | 2020-06-02 | 2020-10-13 | 钢铁研究总院 | 一种高碳轴承钢及其制备方法 |
-
1993
- 1993-04-12 JP JP08440593A patent/JP3291068B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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