WO2004057049A1 - 製造性と耐食性に優れた軸受鋼およびその製造方法ならびに軸受部品およびその製造方法 - Google Patents

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Hiromasa Takada
Junzou Shinbe
Hidekazu Michioka
Takeki Shirai
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Nippon Steel Corporation
Thk Co., Ltd
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    • F16C2204/70—Ferrous alloys, e.g. steel alloys with chromium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a corrosion resistant bearing steel which is a material of a bearing component used in a relatively mild corrosive environment and an environment in which the use of anti-soiling oil is restricted, and a method of manufacturing a steel bar or wire rod of the bearing steel
  • the present invention relates to bearing parts and precision equipment parts manufactured from the bar or wire rod.
  • the present invention is applied to the general use of rails and carriages for linear motion guide systems, porous screws, XY tables, and rolling bearings, rotary bearings, sliding bearings, steel balls, etc. Ru. [Background technology]
  • bearing parts are used with the rolling parts exposed to a relatively mild corrosive environment, there are some bearings that can not be applied with anti-corrosion agents or lubricants due to the requirements of their intended use.
  • high alloy steel such as martensitic stainless steel is applied to such bearings.
  • a martensitic stainless steel standardized to Japanese Industrial Standard (J I S) is a steel containing Cr at least at least 1.5 mass%.
  • S U S 40 which is used for bearings, contains 0.6 mass% or more of C and 16 mass% or more of C r.
  • Such high Cr steels are not only expensive, but are also very easy to harden, so they can be used to prevent cracking and secure shear properties in the manufacturing process from construction to bar or wire. Annealing after heating and processing Is essential.
  • the cost of the final parts is extremely high because the parts are less manufacturable because the hot ductility of the steel is low and high hardening temperatures are required.
  • N nitrogen
  • martensitic stainless steel an example of using N dissolved as a hardening element during quenching and heating is used.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-234342 discloses that 0.53 to 1.3 mass% of C is used as a wear-resistant corrosion-resistant bearing steel excellent in rolling fatigue characteristics.
  • a steel containing 1 to 20 mass% of ⁇ and 0.20 to 0.20 mass% of ⁇ is disclosed.
  • Martensitic stainless steel and its substitutes are excellent in corrosion resistance and have sufficient rolling fatigue characteristics as a bearing steel.
  • these steels have the following problems.
  • the present invention further provides corrosion resistance and rolling fatigue life comparable to conventional steels even when the C r content is further reduced, and manufactures to steel ingots, billets and bars or wires. It is intended to provide a corrosion resistant bearing steel having excellent properties, a method for producing the bearing steel material, and a bearing component produced using the material and a method for producing the same, thereby solving the above problems.
  • the first means to reduce the alloy cost is to reduce the Cr content.
  • C r is an alloy component necessary to enhance corrosion resistance, it is necessary to compensate for corrosion resistance in some way.
  • the inventor noted that the corrosion resistance required for bearing components is mainly pitting corrosion resistance. It is well known that the passivation film of C r reduces the total amount of corrosion, but the suppression effect of C r is large also for the occurrence of pitting corrosion.
  • N-residual Fe steel (hereinafter referred to as A steel) is melted by vacuum melting, mirror-formed into 16 kg ingots, hot forged, diameter 45 mm Then, in order to reproduce the manufacturing process of the actual bearing parts, 1000 ° C-600 seconds heating-annealing annealing annealing, 950 ° C-1 0 8 0 0 seconds Heating—annealing annealing, and further, QT treatment (quenched tempering treatment) with 1 o'clock 0 ° C. for 1 s. Then, it was ground by grinding to a surface roughness of R z 1.0 ⁇ m and a 40 mm diameter steel bar.
  • the unannotated plot in Figure 1 relates to a steel with Ni, A1, Ti, and Mo at 0% and containing 0.1% N.
  • Figure 1 shows that C r needs to be 3% or more, and S needs to be reduced in relation to C r and Z or N i.
  • N i 0% auxiliary line and N i: 1.0% auxiliary line Showed the impact.
  • a steel containing N i: 0% and N: 0.10% is A steel (conventionally, a region (high C r 1 low S region) above the auxiliary wire of N i: 0%). It has pitting corrosion resistance equal to or more than steel. Also, a steel containing 1.0% Ni is similarly provided with a pitting corrosion resistance equal to or higher than A steel (conventional steel).
  • the inventor of the present invention evaluated pitting corrosion resistance in the warm-wet cycle test specified in JIS C 0 0 2 0 8 and found that it is equivalent to 10 mass% (1: steel A (conventional steel)). It has been found that pitting corrosion resistance can be realized by a combination of 3 to 8% by mass (1: addition and reduction of the amount of inclusions and Z or precipitates in the steel).
  • the warm-wet cycle test specified in J I S C 0 2 0 8 is a test that reproduces a relatively mild corrosive environment not in contact with salt or acid.
  • CCT continuous cooling transformation
  • B steel N-residual Fe steel
  • the inventor further, while maintaining the corrosion resistance, the quenching We examined the difficult component composition.
  • the effect of C r on the peinite transformation nose on the CCT chart is not remarkable, and in this composition range, a small amount of Mn It has been found that the addition of Z and Mo causes the Payneite transformation nose to move largely to the short side.
  • a method of promoting ferrite transformation there is a method of using a ferrite stabilizing element S i., At the time of rolling of the material 0; refining of crystal grains to promote ferrite and bentonite transformation In order to do this, it was found that it is effective to use a combination of methods utilizing carbonitrides of V and / or N b.
  • the present inventor examined a method for producing a steel material in order to reliably soften the rolled material according to the present invention steel.
  • controlled rolling and controlled cooling used to soften alloy steels such as case-hardened steels are applied to the rolling of the present invention steel, ferrite-perlite or bainite transformation is promoted and martensite It was confirmed that the fraction decreased.
  • the rolling finish temperature should be less than 950 ° C., and the transformation temperature range of ferrite, pearlite and bainite. It was confirmed that it is preferable to cool 0 to 400 ° O at 0.3 ° C./sec or less.
  • the present inventors generally Next, we examined a manufacturing method to soften steel by using a continuous heat treatment furnace installed for the purpose of annealing and slow cooling.
  • the heat treatment furnace following the rolling line can be effectively used for softening.
  • the steel of the present invention is charged into a heat treatment furnace while in an austenitic state, reheated to the pearlite transformation temperature range, and held as it is, or held to the ferrite / perlite transformation temperature range.
  • soft pearlite or ferrite 'perlite tissue can be obtained in a short time.
  • Mass 0 /. And C 0.3 to 0.6%, Si: 0.1 to 2. 0%, Mn: 0.1 to 0.5%, Cr: 3. 0 to 8. 0%. , M o: 0.5% or less (including 0%), N: 0.5% or less (including%), and it is particularly preferable to contain S which satisfies the following formula (1) Bearing steel with excellent productivity and corrosion resistance.
  • composition is characterized in that it is limited by mass% to A 1: 0. 0 4% or less (including 0%), T i: 0, 0 1% or less (including 0%).
  • the mass 0/0, O the, characterized in that to limit the 0.0 0 1 5% or less (including 0%) (1) to (4) either to the serial mounting of Bearing steel with excellent manufacturability and corrosion resistance.
  • the rolling finish temperature is 950 ° C.
  • a method for producing a soft bearing steel material characterized in that the average cooling rate at 800 ° C. to 400 ° C. after rolling is less than 0.5 ° C. or less.
  • a bearing component excellent in corrosion resistance characterized by using the bearing steel according to any one of (1) to (5) as a raw material and manufacturing it in a manufacturing process including a hardening and tempering treatment process.
  • the soft bearing steel material produced by the method for producing a soft bearing steel material according to (6) or (7) above is subjected to a bearing component production process including a hardening-tempering process.
  • a method of manufacturing bearing parts with excellent corrosion resistance characterized.
  • FIG. 1 is a figure which shows the evaluation result of corrosion resistance by a heat-and-wet cycle test in comparison with the corrosion resistance of the conventional steel (10% Cr steel (A steel)).
  • Fig. 2 is a C C T diagram of A steel.
  • Figure 3 is a CCT diagram of a 5% Cr steel with the same corrosion resistance as A steel.
  • C needs to have a surface hardness HR C 5 2 or more by quenching and tempering, and needs to be 0.3% or more in order to increase rolling fatigue strength. Desirably, it is 0.4% or more.
  • the content is more than 0.6%, the quenching hardness becomes higher than necessary, which makes not only the machining after quenching difficult but also the tendency to cause quenching cracks. Therefore, the upper limit of the C content is made 0.6%.
  • S i promotes ferrite transformation in the steel of the present invention, and is added to soften the steel bar or the wire rod in the manufacture of the steel bar or the wire rod. Additions of less than 0.1% can not be expected to have an accelerating effect on the ferrite transformation. On the other hand, if the content is more than 2.0%, the deformation resistance in cold and hot increases and the workability decreases.
  • Mn combines with S to form MnS, and acts to enhance hot ductility and machinability. At least 0.1% Mn is required to fix S as Mn S. On the other hand, when the amount of Mn in the solid solution state increases, the steel becomes easy to harden.
  • Bearing parts are used after QT processing, so focus on QT processing only There is no problem with easy burning, but focusing on the productivity of the steel bar or wire rod material that is the material of the bearing parts, if the rolled material is hardened by hardening, it is impossible to shear after cooling, and it can not bend. Risk of occurrence and delayed destruction increases.
  • control of the hardness after rolling of the steel bar or wire rod, which is the material of the bearing component is very important in securing the manufacturability of the material.
  • the martensite structure fraction increases and hardens after rolling of the steel bar or wire depends on the alloying elements other than Mn and their contents, the rolling conditions, and the cooling rate, but the composition of the present invention steel In this case, if Mn is added in excess of 0.5%, it is necessary to gradually cool for softening after rolling of the steel bar or wire rod, resulting in a significant increase in manufacturing costs. Therefore, the upper limit of the Mn content is 0.5%.
  • Cr should be at least 3.0% to obtain minimum corrosion resistance in the atmospheric environment or in a mildly corrosive environment.
  • the upper limit of the C r content is 8.0%. Preferably, it is 7.0% or less.
  • Mo acts to enhance pitting corrosion resistance. However, the addition of a small amount of Mo makes it easy to harden, and thus acts to increase the undesirable martensitic structure after rolling of a steel bar or wire material. Therefore, Mo should be limited to 0.5% or less in order to limit the hardness of the steel bar or wire material to a level that does not affect production. In addition, it is desirably less than 0.2%.
  • V, N b V and N b are added to use V and / or N b precipitates as a means to make the rolled structure of the steel bar or wire rod a soft structure.
  • the precipitates of V and Z or N b are bar or wire.
  • the content needs to be at least 0.1%.
  • the content exceeds 0.1%, the rolled material hardens due to the precipitation strengthening effect, so the upper limit of both is set to 0.1%.
  • N i The same as C r, the larger the Ni content, the higher the corrosion resistance. Therefore, if necessary, a predetermined amount is added, but as the Ni amount increases, the hardenability becomes higher, and the rolled steel bar or wire rod Increase in hardness and increase the risk of delayed destruction. Therefore, N i is limited to 2.0% or less in order to suppress the hardness. Certainly, the Ni content desired to reduce the hardness of the steel bar or wire is not more than 1.0%.
  • N The addition of a large amount of N causes the formation of coarse nitrides, which are the origin of pitting corrosion. Therefore, in order to suppress the formation of coarse nitrides, N is limited to not more than 0.2% (including 0%).
  • a 1 precipitates as fine A 1 N, prevents coarsening of crystal grains during quenching, and acts to reduce quenching distortion, so an appropriate amount is added.
  • a 1 is present as an oxide, it becomes a starting point of pitting corrosion, so when high corrosion resistance is required, it is limited to not more than 0.04% (including 0%). .
  • T i precipitates mainly as T i N, prevents coarsening of crystal grains during rolling of a steel bar or a wire rod, and acts to promote softening. However, depending on the melting method, coarse TiN will be generated and it will be the origin of pitting corrosion, so the Ti content should be limited to 0.1% or less (including 0%).
  • N i C r and S satisfy the equation (1), and also include N i If it has, Cr, Ni and S are required to satisfy the formula (2) to enhance the corrosion resistance Cr and Ni, and the balance of S that contributes to the formation of MnS that is the base point of pitting corrosion. Is very important in the present invention.
  • the steel of the present invention is 10% in a corrosion environment specified in JIS C 0 0 2 8 Achieves pitting corrosion resistance equal to or better than conventional Cr steels.
  • O forms oxides and disperses in steel. Oxides, like nitrides, are the starting point of pitting corrosion, so their amount is desired to be small. In addition, oxides are a starting point of fracture when rolling load during use of bearing parts is used, and it reduces rolling fatigue life, so it is desirable to limit to 0. 0 0 15% or less. In particular, when a long life is required, it is limited to not more than 0. 0 0 1 0%.
  • the content of Cu should be limited to less than 0.2% because Cu tends to slightly reduce the pitting corrosion resistance and makes it easy to harden. P does not particularly affect the resistance to pitting corrosion and mechanical properties if it is within the range of the usual content (about 0.05% or less).
  • Ca, M g, T e, H f, Z r, C e, S b, etc. can be used to make the sulfide fine, improve the machinability, prevent decarburization, etc. Add a small amount within the range that does not inhibit the characteristics. Since the above elements form oxides, it is desirable to avoid large additions.
  • the rolling finish temperature should be 9 to ensure that the bearing steel is softened. Lower than 50 ° C. By setting the rolling finish temperature to less than 950 ° C., it is possible to refine austenite grains after rolling and to effectively prevent secondary recrystallization.
  • the temperature range of 800 to 400 ° C. is cooled at an average cooling rate of 0.5 ° C./s or less. This cooling promotes transformation of ferrite, pearlite and bainite.
  • the combination of the above rolling finish temperature, cooling zone and cooling rate promotes transformation of ferrite and pearlite and softens bearing steel material.
  • the bearing steel of the present invention After hot rolling the bearing steel of the present invention to a steel material for bearing (bar or wire), furthermore, it promotes ferrite transformation and ferrite transformation to ensure that the steel material for bearing is softened.
  • the holding temperature of 60.degree. To 750.degree. C. is a transformation temperature range of ferrite and pearlite, so that softening becomes easy in this temperature range.
  • the holding time at the above holding temperature is at least 900 seconds. If the holding time is less than 900 seconds and rapid cooling is performed, untransformed austenite will transform to martensite, which may cause variations in hardness.
  • Bearing parts made of the steel of the present invention and manufactured by hardening and tempering treatment have the necessary hardness and fatigue life as bearing parts.
  • quenching quenching in air, inert gas atmosphere or in vacuum, or induction quenching can be used.
  • tempering is mainly performed for the purpose of removing internal stress to prevent generation of strain, so it is desirable to carry out tempering at 150 ° C. or less . When tempering over 150 ° C, the hardness decreases significantly.
  • the bearing component of the present invention is formed by molding and bearing the steel material for bearing of the present invention into a required shape, and then subjected to hardening and tempering treatment to increase rolling fatigue strength.
  • quenching quenching in air, inert gas atmosphere or in vacuum, or induction quenching can be used.
  • a condition that stabilizes the hardness For quenching, it is necessary to select a condition that stabilizes the hardness.
  • a stable hardness HR C 62 or more
  • Table 1 shows an example of a preferable component composition of the steel of the present invention.
  • C steel contains 5.7% and 0.5% of Cr and Ni, respectively, which enhance the resistance to pitting corrosion, and forms an origin of pitting corrosion S, N, Ti and O It is a steel that is controlled to not more than 0. Q 2%, not more than 0.20%, not more than 0.10%, and not more than 0. 0 0 10%, respectively.
  • C steel has pitting corrosion resistance and rolling fatigue characteristics similar to those of conventional steels (the aforementioned steel [10% Cr steel]).
  • D steel contains Cr at a concentration of 6.1%, and is reduced in content of S, T i and O to impart pitting corrosion resistance comparable to conventional steel. Since steel has a high S i content of 0.7% and promotes pearlite transformation after rolling compared to C steel, D steel has a composition of bearing steel that has a composition that makes it easier to obtain a softer bar or wire. It is.
  • C steel and D steel were melted in a converter, put into a piece of 220 ⁇ 2 2 O mm, and rolled into a billet by rolling. This billet was rolled into bar and wire.
  • the steel bar has a heating temperature of 1 0.5 0 ° C, a finishing temperature of 8 80 ° C and a diameter of 6 5 It is rolled to mm.
  • the average cooling rate between 800 ° C. and 400 ° C. was 0.32 ° C. Z seconds. There were no abnormalities such as bending during cooling.
  • the wire is rolled to a diameter of 16 mm at a heating temperature of 1 100 ° C and a finishing temperature of 900 ° C, rolled, and wound into a 2 ton coil.
  • a heating temperature of 1 100 ° C and a finishing temperature of 900 ° C When the center part of the coil side surface reaches 600 ° C, it is charged into a continuous heat treatment furnace with an ambient temperature of 720 ° C, held for 240 seconds, and then in the rear chamber of the above furnace After cooling slightly, it was taken out of the furnace at 69O 0 C and allowed to cool.
  • the structure of the wire rod after cooling was a pearlite structure of approximately 100%, and the hardness was 2 5 5 H v for C steel and 2 6 7 H v for D steel. That is, in the production of the wire rod coil, the wire rod can be easily softened by using the continuous heat treatment furnace, and delayed fracture can be prevented.
  • the performance of bearing parts made of C steel and D steel manufactured under the above manufacturing conditions, and the performance of bearing parts made of A steel (conventional steel described above) are manufactured through the same heat treatment process as the parts manufacturing process.
  • the rolling fatigue test pieces were evaluated as follows.
  • the pitting corrosion number of the upper half of the test specimen placed horizontally with the tester floor (when observed from the top) is 1 C steel vs. 20 for A steel (conventional steel) after 16 cycles of test. 6, D steel was 7.
  • the corrosion resistance improves more than the annealed state when subjected to a hardening and tempering treatment.
  • the bearing parts manufactured by applying the hardening and tempering treatment include a rail and a carriage for a linear motion guide system, a pole screw, an XY table, and a rolling bearing that rotates. It is a precision equipment component with general bearing parts and bearing functions, such as sliding bearings and steel balls.
  • the steels having the composition shown in Table 2 were melted by vacuum melting at 100 kg and fabricated into ingots.
  • No. 30 is a 10% Cr corrosion resistant steel used as a corrosion resistant bearing steel
  • No. 32 is applied to parts without a demand for corrosion resistance and is most widely used Bearing steel SUJ 2.
  • a portion of the above steel ingot is formed into a 30 mm diameter steel bar by hot forging and annealed, then oil quenched by reheating to 1000 ° C. for 600 seconds, and then 1 It was tempered at 30 ° C. for 3 600 seconds.
  • the corrosion resistance was evaluated by the heat and moisture cycle test (24 hours / cycle) without low temperature cycle based on JISC 0 0 2 8.
  • Table 3 shows the evaluation results of the onset condition.
  • the degree of pitting corrosion of the steel of the present invention is equivalent to that of a conventional steel containing 10% of Cr.
  • ⁇ indicates that the number of fine pitting corrosion is 5 or less in the whole sample
  • ⁇ indicates that the pitting corrosion is 5 to 25 minor
  • X indicates 2 Represents those with six or more outbreaks of sputum.
  • a portion of the same 100 kg vacuum melting pin is formed into a 70 mm diameter steel bar by hot forging, and after cooling, 20 0 9 mm thick disk-like samples are cut out from the steel bar. The Then, the disk-like sample was reheated to 1000 ° C. for 600 seconds, water-quenched, and then tempered at 130 ° C. for 360 seconds.
  • the method for producing a bearing steel material of the present invention was reproduced in a laboratory by bar-rolling a test specimen having a diameter of 8 mm and a length of 12 mm.
  • the test piece is heated at 1000 ° C. in vacuum for 600 seconds and then cooled to 920 ° C. in 5 ° C. Z seconds to obtain a 50% upset in the longitudinal direction. And then, 0.5 Cz seconds Cooled to room temperature.
  • the martensite fraction of the 1/4 thickness portion of the test piece was measured. After rolling of steel bars, if the martensite is 50% or more, bending in the cooling bed occurs, and the probability of shear failure and delayed fracture increases.
  • the martensite fraction in the structure is shown in Table 4.
  • the martensite fraction is less than 50% in all cases.
  • test piece is heated in vacuum at 600 ° C. for 600 seconds, then cooled to 100 ° C. at 5 ° C./sec, and 50% upset in the length direction Processed and then cooled to 410 ° C. at 0.7 ° C./sec.
  • the temperature was immediately raised to 700 ° C. at 3 ° C./sec, held for 900 seconds, and then cooled to room temperature at 1 ° C./sec.
  • the steel of the present invention has a lower Cr composition than conventional steels and is significantly less likely to be hardened, so slow cooling is not necessary to soften the steel bar or wire rod, which is the material for bearing parts.
  • the bearing parts produced by hardening and tempering the bearing steel of the present invention are excellent in the manufacturability of the material for parts, and are corrosion resistant bearing steels containing 10% or more of Cr in a warm and humid environment. Corrosion resistance equivalent to steel).
  • bearing components having resistance to pitting corrosion can be manufactured and provided at low cost, so that they are highly applicable as machine component manufacturing technology, and development of the machine technology industry Contribute to

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｃｒ：３．０～８．０％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎ：０．０２％以下（０％含む）に制限し、且つ、下式（１）を満足するＳを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。　　Ｃｒ−３００×Ｓ≧２．０　　　　　　　　　　・・・（１）

Description

明 細 書 製造性と耐食性に優れた軸受鋼およびその製造方法ならびに軸受部 品およびその製造方法
' [技術分野] '
本発明は、 比較的穏やかな腐食環境および防鲭油の使用が制限さ れる環境で使用する軸受部品の素材となる耐食性軸受鋼、 および、 該軸受鋼の棒鋼または線材を製造する製造方法、 ならびに、 該棒鋼 または線材から製造した軸受部品や精密機器部品に関するものであ る。
本発明は、 直動運動案内システム用のレールとキャリ ッジ、 ポー ノレね じ、 X Yテーブル、 および、 回転運動する転がり軸受、 すべり 軸受、 鋼球など、 軸受部品一般および精密機器部材に適用される。 [背景技術]
軸受部品の中には、 転動部分が比較的穏やかな腐食環境にさらさ れた状態で使用されるが、 その使用目的の要請から、 防鲭剤ゃ潤滑 剤を適用できないものがある。 現在、 このような軸受には、 マルテ ンサイ ト系ステンレス鋼のような高合金鋼が適用されている。
日本工業規格 （ J I S ) に規格化されているマルテンサイ ト系ス テンレス鋼は、 C r を少なく とも 1 1 . 5質量％以上含有する鋼で ある。 特に、 軸受用と して使用されている S U S 4 4 0は、 0 . 6 質量％以上の C、 1 6質量％以上の C r を含有する。
このような高 C r鋼は高価であるばかりでなく、 非常に焼きが入 り易いので、 铸造から棒鋼または線材までの製造工程において、 置 き割れの防止、 剪断性の確保などのために、 加熱一加工後に徐冷す るこ とが必須である。
さ らに、 鋼の熱間延性が低いことや、 高い焼入れ温度を必要とす る等の点で、 部品製造性も悪いので、 最終部品のコス トが非常に高 くなる。
このような問題を解決するため、 S U S 4 4 0 よ り低合金で、 か つ、 必要な耐食性と転動疲労強さを兼備える鋼が検討されてきた。 例えば、 特開平 9 - 1 9 5 0 0 8号公報には、 耐食軸受鋼として 、 Cを 0. 7 5〜 0. 8 5質量％、 C r を 8. 0〜： L 0. 5質量％ 含有し、 平均炭化物間距離が 0. 4 5 μ πι以上、 1 . 0 0 /z m以下 の軸受鋼が開示されている。
また、 特開平 1 1— 2 1 7 6 5 3号公報には、 被削性に優れた高 耐食高強度マルテンサイ ト系ステンレス鋼と して、 Cを 0. 2 5〜 0. 5 0質量％、 C r を 1 0〜 1 6質量0 /0とすることで C/C r の 比を大きく して耐食性を高め、 さ らに、 3 1 を 1 . 0質量％以上と することで切削性を高めた鋼が開示されている。
ォ一ステナイ ト系ステンレス銅においては、 N (窒素) が耐食性 を高めることが知られているが、 マルテンサイ ト系ステンレス鋼で は、 焼入れ加熱時に固溶する Nを強化元素と して利用する例もある 例えば、 特開平 7— 2 3 3 4 4 2号公報には、 転動疲労特性に優 れた耐摩耗耐食軸受鋼と して、 Cを 0. 5〜 1 . 3質量％、 C r を 1 1 ~ 2 0質量％、 ^を 0. 0 6〜 0. 2 0質量％含有する鋼が開 示されている。
マルテンサイ ト系ステンレス鋼とその代替鋼は、 耐食性に優れる とともに、 軸受鋼と して十分な転動疲労特性を備えた鋼である。 し かし、 これらの鋼は、 以下の問題を抱えている。
すなわち、 （a)高 C r組成であるため合金コス トが高い、 および 、 （b )非常に焼きが入り易いので、 鋼塊、 鋼片、 および、 棒鋼また は線材の各製造工程で徐冷を施して軟質化し、 剪断性の低下や遅れ 破壊を防止する必要がある点で、 製造性が悪いという問題である。
[発明の開示]
本発明は、 高価な C r含有量を更に低減しても、 なお、 従来鋼並 みの耐食性と転動疲労寿命を備え、 かつ、 鋼塊、 鋼片、 および、 棒 鋼または線材への製造性に優れる耐食性軸受鋼と該軸受鋼素材の製 造方法、 および、 該素材を用いて製造した軸受部品とその製造方法 を提供し、 上記問題の解決を図るものである。
合金コス トを低減する第 1 の手段は、 C r含有量を低減すること である。 しかし、 C r は耐食性を高めるために必要な合金成分であ るので、 何らかの方法で、 耐食性を補償することが必要である。 本発明者は、 軸受部品に要求される耐食性が、 主に、 耐孔食腐食 性であることに注目した。 C r の不動態皮膜が腐食総量を低減する ことはよく知られているが、 孔食腐食の発生に関しても、 C r によ る抑制効果は大きい。
しかし、 孔食腐食は、 何らかの表面欠陥を起点と して優先的に形 成されるものであるから、 孔食腐食の発生には、 欠陥と して働く第 二相を形成する合金成分、 特に、 S、 A 1 、 T i 、 および Zまたは 、 Nの影響が大きいと考えられる。
そこで、 C r量を最低限に抑制しつつ、 耐孔食腐食性を高めるこ とを目指し、 種々の鋼組成について検討した。
はじめに、 質量0 /0で、 0 . 5 % C _ 0 . 2 % S i - 0 . 5 % M n - 0 . 0 2 % P—残部 F eおよび不可避不純物を基本組成と し、 C r 、 S、 N i 、 A l 、 T i 、 M o、 および、 Nの各含有量を変えた 鋼、 および、 低 C r含有量の従来鋼と して、 0 . 5 % C— 0 . 2 % S i - 0. 3 % M n - 0. 0 2 % P - 0. 0 1 8 % S - 1 0. 5 % C r — 0. 0 3 % A 1 - 0. 5 % M o - 0. 0 2 5 % N—残部実質 F eの鋼 （以下、 A鋼と言う。 ） を、 真空溶解にて溶解し、 1 6 k gのインゴッ トに鏡造し、 熱間鍛造で、 直径 4 5 mmの棒鋼にした その後、 実際の軸受部品の製造工程を再現するため、 1 0 0 0 °C - 6 0 0秒加熱ー徐冷の焼きならし、 9 5 0 °C— 1 0 8 0 0秒加熱 —徐冷の焼鈍、 さらに、 1 0 0 0 °C— 3 0 0秒加熱一油冷一 1 5 0 °C一 3 6 0 0秒加熱一放冷の Q T処理 （焼入れ一焼戻し処理） を行 い、 その後、 研削仕上げで、 表面粗さ R z 1. 0 μ m、 直径 4 0 m mの棒鋼に仕上げた。
これらの鋼について、 J I S C 0 0 2 8に則り、 低温サイクル なしの温湿潤サイクル試験 （ 2 4 h r /サイクル） を行い、 孔食腐 食発生までのサイクル数を比較して、 図 1にまとめた。
図 1では、 比較結果を C r含有量と S含有量で整理した。 ©は 鋼 （従来鋼） より も優れている （孔食腐食発生までのサイクル数が 従来鋼よ り も多い） こと、 〇は同等であること、 また、 △は劣る （ 孔食腐食発生までのサイクル数が従来鋼よ り も少ない） ことを表し ている。
図 1 において、 注釈のないプロ ッ トは、 N i 、 A 1 、 T i 、 およ び、 M oが 0 %で、 Nを 0. 0 1 %含有する鋼に係るものである。 図 1 よ り、. C r は 3 %以上必要であり、 Sは、 C rおよび Zまたは N i と関係させて、 低減する必要があることが分かる。
更に、 耐食性の向上効果を有する N i および Zまたは M oを添加 すると耐食性は向上するが、 一方で、 A l 、 T i および/または N を低減すると、 同様に、 耐食性が向上することが分かる。 図 1では 、 N i ： 0 %の補助線と N i ： 1 . 0 %の補助線によって、 N i の 影響を示した。
例えば、 N i ： 0 %で、 N ： 0. 0 1 %を含有する鋼は、 N i ： 0 %の補助線よ り上の領域 （高 C r 一低 S領域） で、 A鋼 （従来鋼 ) と同等以上の耐孔食腐食性を備えている。 また、 N i ： 1 . 0 % を含有する鋼も、 同様に、 A鋼 （従来鋼） と同等以上の耐孔食腐食 性を備えている。
本発明者は、 J I S C 0 0 2 8号に規定された温湿潤サイクル 試験で、 耐孔食腐食性を評価した結果、 1 0質量％ ( 1： を含有する A鋼 （従来鋼） と同等の耐孔食腐食性を、 3〜 8質量％の（ 1：添加 と、 鋼中介在物および Zまたは析出物量の低減との組合せで実現で きることを見出した。
なお、 J I S C 0 0 2 8号に規定された温湿潤サイクル試験は 、 塩や酸と接触しない比較的穏やかな腐食環境を再現する試験であ る。
さ らに、 本発明者は、 図 2および図 3に示すように、 A鋼 （従来 鋼） の連続冷却変態 （C C T) 線図、 および、 A鋼と同等の耐食性 を備えると考えられる " 0. 5 0 % C— 0. 2 % S i - 0. 6 %M n— 0. 0 2 % P - 5. 0 % C r - 0. 5 % M o— 0. 5 % N i - 0. 0 1 5 %N—残部実質 F eの鋼" （以下、 B鋼と言う。 ） の連 続冷却変態 （C C T) 線図を作成した。
図 2および図 3よ り、 B鋼は、 C r量が A鋼よ り も 5 %以上少な いにもかかわらず、 フェライ ト、 べィ イ トの変態ノーズが短時間 側にあり、 A鋼 （従来鋼） より も焼きが入り易いことが分かる。 す なわち、 B—鋼のような成分組成の鋼は、 A鋼またはステンレス軸受 鋼と同様に、 素材棒鋼や線材を圧延する際は、 軟化のための後熱処 理が必要となる。
そこで、 本発明者は、 さらに、 耐食性を維持しつつ、 焼きが入り 難い成分組成を検討した。 その結果、 少なく とも C r量 4〜 7 %の 組成範囲で、 C C T線図上のペイナイ ト変態ノーズに及ぼす C rの 影響は顕著ではないこと、 および、 この組成範囲で、 微量の M nお よび Zまたは M oの添加が、 ペイナイ ト変態ノーズを短時間側に大 きく移動させることを見出した。
即ち、 鋼の耐食性を維持しつつ焼きを入り難くするためには、 C 1- を増加し、 かつ、 M nおよび/または M oを低減することが合理 的であることを見出した。
さらに、 フェライ ト変態を促進する方法と して、 フェライ ト安定 化元素である S i .を利用する方法と、 素材圧延時の 0；結晶粒を微細 化してフェライ ト、 べィナイ ト変態を促進するため、 Vおよび ま たは N bの炭窒化物を利用する方法を併用することが効果的である ことを見出した。
また、 本発明者は、 本発明鋼に係る圧延材を確実に軟質化するた め、 鋼素材の製造方法を検討した。 その結果、 本発明鋼の圧延に、 肌焼鋼などの合金鋼の軟質化に用いる制御圧延および制御冷却を適 用すると、 フェライ ト · パーライ ト、 または、 ベイナイ ト変態が促 進され、 マルテンサイ ト分率が低減することを確認した。
制御圧延によ り、 特段、 徐冷をしなく とも、 冷却後の硬さが低減 して、 シヤー切断性を確保し、 遅れ破壊を防止することができた。 また、 マルテンサイ ト変態を抑制して、 冷却中の曲がり発生も防止 することができた。
そして、 上記軟質化効果を発揮する条件と しては、 圧延終了温度 (仕上げ温度） を 9 5 0 °C未満と し、 かつ、 フェライ ト、 パーライ ト、 ベイナイ トの変態温度域である 8 0 0〜 4 0 0 °〇を 0 . 3 °C / 秒以下で冷却することが好ましいことを確認した。
さらに、 本発明者は、 一般に、 線材圧延工場において、 圧延ライ ンに続いて、 焼鈍、 徐冷の目的で設置されている連続熱処理炉を活 用して、 鋼の軟質化を図る製造方法についても検討した。
本発明鋼並みに焼きが入り難く なると、 圧延ラインに続く熱処理 炉を、 軟質化のために有効に活用することができる。
すなわち、 本発明鋼を、 熱間圧延後、 オーステナイ ト状態にある まま熱処理炉に装入し、 パーライ ト変態温度域に再加熱し、 そのま ま、 フェライ ト · パーライ ト変態温度域に保定または徐冷すると、 短時間で、 軟質なパーライ トまたはフェライ ト ' パーライ ト組織を 得ることができる。
一方、 従来鋼の場合には、 軟質化のための処理時間が非常に長く なり、 連続炉の生産性を著しく低下させることになる。
以上の検討から、 本発明を完成した。 そして、 本発明の要旨とす るところは、 以下のとおりである。
( 1 ) 質量0/。で、 C ： 0. 3〜 0. 6 %、 S i ： 0. 1〜 2. 0 %、 Mn : 0. 1〜 0. 5 %、 C r ： 3. 0〜 8. 0 %を含有し 、 M o ： 0. 5 %以下 （ 0 %含む） 、 N ： 0. 0 2 %以下 （◦ %含 む） に制限し、 且つ、 下式 （ 1 ) を満足する Sを含有することを特 徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
C r - 3 0 0 X S≥ 2. 0 · · · ( 1 )
( 2 ) 質量％で、 C ： 0. 3〜 0. 6 %、 S i ： 0. 1〜 2. 0 %、 M n ： 0. 1〜 0. 5 %、 C r ： 3. 0〜 8. 0 %、 N i ： 2. 0 %以下を含有し、 M o ： 0. 5 %以下 （ 0 %含む） 、 N : 0 . 0 2 %以下 （ 0 %含む） に制限し、 且つ、 下式 （ 2 ) を満足する Sを含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
C r + 2. O XN i — 3 0 0 X S≥ 2. 0 · · · ( 2 )
( 3 ) さ らに、 質量0 /。で、 N b ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 V ： 0 . 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種を含有することを特徴とする前 記 （ 1 ) または （ 2 ) に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
( 4 ) さらに、 質量％で、 A 1 ： 0. 0 4 %以下 （ 0 %含む） 、 T i ： 0， 0 1 %以下 （ 0 %含む） に制限することを特徴とする 前記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかに記載の製造性と耐食性に優れた軸 受鋼。
( 5 ) さ らに、 質量0 /0で、 O ： 0. 0 0 1 5 %以下 （ 0 %含む ) に制限することを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記 載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
( 6 ) 前記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の成分組成を有す る鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、 圧延終 了温度を 9 5 0 °C未満と し、 かつ、 圧延終了後の 8 0 0〜 4 0 0 °C における平均冷却速度を 0. 5 °CZ秒以下とすることを特徴とする 軟質な軸受用鋼素材の製造方法。
( 7 ) 前記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の成分組成を有す る鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、 圧延終 了後、 引続いて 4 0 0 °C以上の温度から再加熱炉に装入し、 6 0 0 〜 7 5 0 °Cに 9 0 0秒以上保持することを特徴とする軟質な軸受用 鋼素材の製造方法。
( 8 ) 前記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の軸受鋼を素材と し、 焼入れ一焼戻し処理工程を含む製造工程にて製造したことを特 徴とする耐食性に優れた軸受部品。
( 9 ) 前記 （ 6 ) または （ 7 ) に記載の軟質な軸受用鋼素材の 製造方法で製造した軟質な軸受用鋼素材を、 焼入れ一焼戻し処理ェ 程を含む軸受部品製造工程に供することを特徴とする耐食性に優れ た軸受部品の製造方法。
[図面の簡単な説明] 図 1は、 温湿潤サイクル試験による耐食性の評価結果を、 従来鋼 ( 1 0 % C r鋼 （A鋼） ） の耐食性と比較して示す図である。
図 2は、 A鋼の C C T線図である。
図 3は、 A鋼と同等の耐食性を備える 5 % C r鋼の C C T線図で ある。
[発明を実施するための最良の形態]
以下に、 本発明について詳細に説明する。
まず、 鋼の成分組成に係る限定理由について説明する。 なお、 ％ は、 質量％を意味する。
C ： Cは、 焼入れ一焼き戻しによ り、 表面硬さ HR C 5 2以上を 得、 転動疲労強さを高めるため、 0. 3 %以上必要である。 望まし くは 0. 4 %以上である。 一方、 0. 6 %を超えて含有すると、 焼 入れ硬さが必要以上に高くなり、 焼入れ後の機械加工が困難となる ばかりでなく、 焼き割れが発生し易く なる。 それ故、 C含有量の上 限を 0. 6 %とする。
. S i ： S i は、 本発明鋼においてはフェライ ト変態を促進し、 素 材である棒鋼または線材の製造時に、 該棒鋼または線材を軟質化す るために添加する。 0. 1 %未満の添加では、 フヱライ ト変態の促 進効果を期待することはできない。 一方、 2. 0 %を越えて含有す ると、 冷間および熱間での変形抵抗が高くなり、 加工性が低下する
Mn : Mnは、 S と結合して Mn Sを形成し、 熱間延性と被削性 を高める作用をなす。 Sを Mn S と して固定するには、 最低 0. 1 %の Mnが必要である。 一方、 固溶状態にある Mnが多くなると、 鋼に焼きが入り易くなる。
軸受部品は、 Q T処理して使用されるので、 Q T処理だけに着目 すれば、 焼きが入り易いことに問題はないが、 軸受部品の素材であ る棒鋼または線材の製造性に着目すると、 圧延材に焼きが入って硬 化した場合、 冷却後の剪断不能、 曲がり発生、 遅れ破壊発生の危険 性が高まる。
すなわち、 軸受部品の素材である棒鋼または線材の圧延後の硬さ 制御が、 素材の製造性を確保する上で非常に重要である。
棒鋼または線材の圧延後にマルテンサイ ト組織分率が高くなって 硬化するかどうかは、 M n以外の合金元素とその含有量、 圧延条件 、 ならびに、 冷却速度にもよるが、 本発明鋼の成分組成の場合、 M nを◦ . 5 %を越えて過剰に添加すると、 棒鋼または線材の圧延後 に、 軟質化のための徐冷が必要となり、 この結果、 製造コス トが大 きく上昇する。 それ故、 M n含有量の上限を 0 . 5 %とする。
C r ： C r は、 大気環境、 または、 穏やかな腐食環境で最低限の 耐食性を得るため、 最低 3 . 0 %必要である。 C r含有量が多いほ ど、 耐孔食腐食性は向上するが、 過剰に含有すると、 鋼材のコス ト が高くなるばかりでなく、 棒鋼素材または線材素材の圧延時におけ る圧延反力が大きくなつて、 制御圧延が困難となる。 それ故、 C r 含有量の上限を 8 . 0 %とする。 好ましくは 7 . 0 %以下である。
M o ： M oは、 耐孔食腐食性を高める作用をなす。 しかし、 M o は、 微量の添加で、 焼きを入り易くするので、 棒鋼素材または線材 素材の圧延後に、 望ましくないマルテンサイ ト組織を増やす作用を なす。 それ故、 棒鋼素材または線材素材の硬さを製造上支障のない 範囲に抑制するため、 M oを 0 . 5 %以下に制限する。 なお、 望ま しくは 0 . 2 %未満である。
V、 N b ： Vと N bは、 棒鋼または線材の圧延組織を軟質な組織 とする一手段と して、 Vおよび/または N bの析出物を利用するた めに添加する。 Vおよび Zまたは N bの析出物は、 棒鋼または線材 の圧延時におけるオーステナイ ト組織の粗大化防止および再結晶の 遅延作用を通じて、 フェライ ト変態を促進する効果を奏する。
V、 N b ともにこの効果を期待するには、 どちらも 0. 0 1 %以 上の含有が必要である。 一方、 0. 1 %を越えると析出強化作用に よ り、 圧延材が硬化するので、 どちらの上限も 0. 1 %とする。
N i ： N i は C r と同様に含有量が多いほど耐食性が増すので、 必要に応じて、 所定量添加するが、 N i量が多くなるほど焼入れ性 が高く なり、 圧延後の棒鋼または線材の硬さが増し、 遅れ破壊の危 険性が高まる。 それ故、 硬さを抑制するため、 N i は 2. 0 %以下 に限定する。 確実に、 棒鋼または線材の硬さを低減するために望ま しい N i含有量は、 1 . 0 %以下である。
N ： 多量の Nの添加は、 孔食腐食の発生起点となる粗大な窒化物 の生成原因となる。 それ故、 粗大な窒化物の生成を抑制するため、 Nを 0. 0 2 %以下 （ 0 %を含む） に制限する。
A 1 ： A 1 は、 微細 A 1 Nとして析出し、 焼入れ時に結晶粒の粗 大化を防止し、 焼入れ歪を低減する作用をなすので、 適量添加する 。 しかし、 A 1 が酸化物と して存在する と、 孔食腐食の発生起点と なるので、 高い耐食性を必要とする場合には、 0. 0 4 %以下 .（ 0 %を含む） に制限する。
T i ： T i は、 主に T i Nとして析出し、 棒鋼または線材の圧延 時における結晶粒の粗大化を防止し、 軟質化を促進する作用をなす 。 しかし、 溶製方法によっては、 粗大な T i Nが生成し、 孔食腐食 の発生起点となるので、 T i含有量は 0. 0 1 %以下 （ 0 %を含む ) に制限する。
C r - 3 0 0 X S≥ 2. 0 (式 （ 1 ) ) および C r + 2. 0 X N i - 3 0 0 X S≥ 2. 0 (式 （ 2 ) ) ： 本発明鋼においては、 N i を含有しない場合、 C r と Sは式 （ 1 ) を満たし、 また、 N i を含 有する場合、 C r、 N i および Sは、 式 （ 2 ) を満たす必要がある 耐食性を高める C r と N i と、 孔食腐食の基点となる M n Sの生 成に寄与する Sのパランスは、 本発明において非常に重要である。 C r と S、 または、 C r、 N i および Sが、 上記式 （ 1 ) または （ 2 ) を満たすとき、 本発明鋼は、 J I S C 0 0 2 8に規定する腐 食環境において、 1 0 % C r の従来鋼と同等以上の耐孔食腐食性を 実現する。
なお、 Sは、 被削性の要求が格別厳しくない限り 0. 0 1 %以下 に制限することが望ましい。
O ： Oは、 酸化物を形成して鋼中に分散する。 酸化物は、 窒化物 と同様に、 孔食腐食の発生起点となるので、 その量は少量であるこ とが望まれる。 また、 酸化物は、 軸受部品の使用中の転動負荷時に 破壊起点となり、 転動疲労寿命を低下させるので、 0. 0 0 1 5 % 以下に制限することが望ましい。 特に、 高寿命を必要とする場合は 、 0. 0 0 1 0 %以下に制限する。
その他の元素については、 以下のとおりである。
C uは、 耐孔食腐食性を極わずかながら損なう傾向があり、 また 、 焼きを入り易くするので、 含有量は 0. 2 %未満に制限する。 P は、 通常の含有量 （ 0. 0 5 %以下程度） の範囲内にあれば、 耐孔 食腐食性およびに機械的特性に特段影響しない。
その他、 C a、 M g、 T e、 H f 、 Z r、 C e、 S bなどを、 硫 化物の微細化、 被削性の向上、 脱炭防止などの目的に応じ、 本発明 鋼の特性を阻害しない範囲で微量添加する。 上記元素は酸化物を形 成するので、 多量の添加は避けるのが望ましい。
本発明の軸受鋼を軸受用鋼素材 （棒鋼または線材） に熱間圧延す る際、 該軸受鋼材を確実に軟質化せしめるため、 圧延終了温度を 9 5 0 °C未満とする。 圧延終了温度を 9 5 0 °C未満とすることで、 圧 延後のオーステナイ ト結晶粒を微細化すると ともに、 二次再結晶を 効果的に防止することができる。
さらに、 圧延終了後は、 8 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域を平均 0 . 5 °C /秒以下の冷却速度で冷却する。 この冷却によ り、 フェライ ト、 パーライ ト、 および、 べィナイ トの変態が促進される。 上記圧延終 了温度と、 冷却域および冷却速度の組合せで、 フヱライ ト、 パーラ ィ 卜の変態が促進され、 軸受用鋼素材が軟質化する。
本発明の軸受鋼を軸受用鋼素材 （棒鋼または線材） に熱間圧延し た後、 さらに、 フヱライ ト、 パーライ ト変態を促進して軸受用鋼素 材を確実に軟質化するため、 4 0 0 °C以上の温度から再加熱炉に装 入し、 6 0 0〜 7 5 0 °Cに 9 0 0秒以上保持する。
再加熱前の温度が 4 0 0 °C未満であると、 鋼の成分組成によって は、 部分的にマルテンサイ ト変態が開始して、 均一な組織が得られ ない。 保持温度 6 0 0〜 7 5 0 °Cは、 フェライ ト、 パーライ 卜の変 態温度域であるので、 この温度域で軟質化が容易となる。
上記保持温度での保持時間は 9 0 0 s以上とする。 保持時間を 9 0 0秒未満と し、 かつ、. 急速な冷却を行う と、 未変態のオーステナ ィ トがマルテンサイ トに変態し、 硬さにばらつきが生じる可能性が める。
本発明鋼を素材と し、 焼入れ一焼き戻し処理によ り製造した軸受 部品は、 軸受部品と して必要な硬さおよび疲労寿命を備えている。 焼入れは、 大気中、 不活性ガス雰囲気中または真空中での焼入れ、 または、 高周波焼入れを用いることができる。
十分な硬さを得るためには、 焼入れ温度を 9 5 0 °C以上とするこ とが望ましい。 また、 焼戻しは、 主に内部応力を除去して歪みの発 生を防止する 目的で行うので、 1 5 0 °C以下で行う ことが望ましい 。 1 5 0 °Cを越えて焼戻すと、 硬さが大きく低下する。
本発明の軸受部品は、 本発明の軸受用鋼素材を所要形状に成形加 ェした後、 焼入れ一焼戻し処理を施して、 転動疲労強さを高めたも のである。 焼入れは、 大気中、 不活性ガス雰囲気中または真空中で の焼入れ、 または、 高周波焼入れを用いることができる。
焼入れは、 硬さが安定する条件を選ぶ必要がある。 例えば、 後出 の表 1 に示す C鋼を焼入れする場合、 焼入れ加熱温度 9 5 0〜 1 0 5 0 °Cで、 安定した硬さ （HR C 6 2以上） を得ることができる。 ここで、 本発明鋼の好ましい成分組成例を表 1に示す。
C鋼は、 耐孔食腐食性を高める C rおよび N i を、 それぞれ、 5 . 7 %ぉょび 0. 5 %含有し、 孔食腐食の起点を形成する S、 N、 T i および Oを、 それぞれ、 0. Q 2 %以下、 0. 0 2 %以下、 0 . 0 1 %以下および 0. 0 0 1 0 %以下に抑制した鋼である。
炭素含有量を 0. 5 0 %以上とすると、 焼入れ焼戻し後に、 H v 7 0 0以上の硬さを得るこ とができ、 従来鋼並みの転動疲労寿命を 確保するこ とができる。 即ち、 C鋼は、 従来鋼 （前述の Α鋼 [ 1 0 % C r鋼] ) 並の耐孔食腐食性と転動疲労特性を備えるものである
D鋼は、 C r を 6. 1 %含有し、 かつ、 S、 T i および Oの各含 有量を低減することで、 従来鋼並みの耐孔食腐食性を付与したもの である。 C鋼と比較して、 S i含有量が 0. 7 %と高く、 圧延後の パーライ ト変態が促進されるので、 D鋼は、 よ り軟質な棒鋼または 線材を得やすい成分組成の軸受鋼である。
C鋼および D鋼を転炉で溶製し、 2 2 0 X 2 2 O mmの铸片に铸 込み、 分塊圧延をしてビレッ ト と した。 このビレッ トを棒鋼と線材 に圧延した。
棒鋼は、 加熱温度 1 0.5 0 °C、 仕上げ温度 8 8 0 °Cで、 直径 6 5 mmに圧延したものである。 この棒鋼を冷却する際、 8 0 0〜 4 0 0 °C間における平均冷却速度は 0. 3 2 °CZ秒であった。 冷却中に 曲がり等の異常はなかった。
冷却後の棒鋼の組織は、 若干のマルテンサイ トが混在するものの 、 C鋼、 D鋼とも、 狙いとする軟質なパーライ ト主体の組織となつ た。 その結果、 棒鋼の硬さは、 C鋼は 3 9 0 H v、 D鋼は 3 7 5 H V となり、 シヤー切断に問題は生じなかった。
すなわち、 C鋼および D鋼を棒鋼に製造する際、 圧延後の徐冷な どの特別な後熱処理を行う必要がなく、 全て、 通常の低合金鋼と同 様の製造方法を採用することができた。
線材は、 加熱温度 1 1 0 0 °C、 仕上げ温度 9 2 0 °Cで直径 1 6 m mに圧延し、 圧延後、 2 ト ンコイルに卷き取ったものである。 コィ ル側面の中央部が 6 6 0 °Cになった時点で、 雰囲気温度 7 2 0 °Cの 連続熱処理炉に装入し、 2 4 0 0秒保持し、 その後、 上記炉の後室 で若干冷却してから 6 9 0 °Cで炉から取り出し、 放冷した。
冷却後の線材の組織は、 ほぼ 1 0 0 %のパーライ ト組織であり、 硬さは、 C鋼が 2 5 5 H v、 D鋼が 2 6 7 H vであった。 すなわち 、 線材コイルの製造に際しては、 連続熱処理炉を使用することによ り、 線材を容易に軟質化するこ とができ、 遅れ破壊を防止すること ができる。
上記製造条件で製造した C鋼および D鋼を素材とする軸受部品の 性能、 および、 A鋼 （前述の従来鋼） を素材とする軸受部品の性能 は、 部品製造工程と同じ熱処理工程を経て作製した転動疲労試験片 で、 以下のよ うに評価した。
すなわち、 直径 6 5 mmの棒鋼素材を、 球状化焼鈍一 1 0 0 0 °C 焼入れ一 1 3 0 °C焼戻しの処理を施した後、. 研削 · 穴開け加工し、 スラス ト式転動疲労試験片 （直径 6 0. 5 mm, 厚さ 5. O mm、 表面粗さ R y = l . 0 m) に仕上げ、 該試験片を、 鋼球数 6、 へ ルツ応力 4 1 1 6 MP a、 回転数 2 0 0 0 r p mの条件で、 スラス ト転動疲労試験に供した。
n = 2 0の試験結果から、 C鋼、 D鋼および A鋼 （従来鋼） の ]： 1 0寿命は、 5. 8 X 1 06回、 6. 0 X 1 07回、 6. 3 X 1 07 回と求められ、 本発明鋼である C鋼および D鋼は、 A鋼 （従来鋼） と同等の転動疲労寿命を備えていることが分かる。
さらに、 C鋼、 D鋼および A鋼 （従来鋼） に、 球状化焼鈍 _ 1 0 0 0 °C焼入れ一 1 3 0 °C焼戻しの処理を施した後、 直径 5 5 mm、 長さ 1 0 0 m、 表面粗さ R y = 1. 0 ± 0. の棒状試験片に 旋削仕上げし、 該試験片について、 J I S C.0 0 2 8に基づいて 、 低温サイクルなしの温湿潤サイクル試験 （24 h r Zサイクル） を行い、 耐食性を評価した。
試験機床面と水平に置いた試験片の上半分 （上から観察した場合 ) の孔食腐食数は、 1 6サイクル試験後、 A鋼 （従来鋼） の 2 0に 対して、 C鋼が 1 6、 D鋼が 7であった。
なお、 本発明鋼は、 焼入れ一焼戻し処理を施すと、 焼鈍状態より も耐食性が向上する。
このように焼入れ一焼戻し処理を施して製造される軸受部品は、 具体的には、 直動運動案内システム用のレールとキャリ ッジ、 ポー ルねじ、 XYテーブル、 および、 回転運動する転がり軸受、 すべり 軸受、 鋼球など、 軸受部品一般および軸受け機能を備える精密機器 部材である。
Figure imgf000019_0001
[実施例]
表 2に示す成分組成の鋼を 1 0 0 k g、 真空溶解にて溶解し、 ィ ンゴッ トに铸造した。 N o . 3 0は、 耐食軸受鋼と して用いられて いる 1 0 % C r耐食鋼であり、 N o . 3 2は、 耐食性の要請のない 部品に適用され、 最も広く使用されている軸受鋼 S U J 2である。 上記鋼のインゴッ トの一部を、 熱間鍛造で直径 3 0 mmの棒鋼に 成形し徐冷した後、 1 0 0 0 °Cに 6 0 0秒再加熱して油焼入れし、 その後、 1 3 0 °Cで 3 6 0 0秒焼戻した。
上記棒鋼を、 直径 2 6 mm、 長さ 1 5 0 mm、 表面粗さ； y = l . 0〜 1 . 2 μ mの棒鋼に仕上げ、 耐食性試験試料と した。
適用 C Si Mn p S Νί Cu Cr Mo AI Ti V N 発明鋼 0.52 0.81 0.25 0.020 0.010 6.3 0.020
発明鋼 0.53 1.05 0.23 0.015 0.009 一 5.9 0.026 0.03 発明鋼 0.53 0.75 0.22 0.013 0.008 一 6.0 一 0.024 一 0.0 発明鋼 0.53 0.30 0.24 0.020 0.005 一 5.6 ― 0.021 一 _ - 発明鋼 0.46 0.66 0.29 0.012 0.009 0.01 5.0 ― 0.022 一 0.02 0.0 発明鋼 0.54 0.49 0.19 0.016 0.005 一 0.05 5.5 0.2 0.004 0.007 0.02 0.1 発明鋼 0.52 1.55 0.18 0.020 0.011 一 一 6.0 0.024 一 0.02 0.0 発明鋼 0.54 1.64 0.21 0.025 0.012 0.3 一 6.0 0.025 0.02 0.0 発明鋼 0.54 0.72 0.23 0.010 0.008 0.3 6.6 _ 0.025 0.02 0.0 発明鋼 0.50 1.01 0.49 0.031 0.005 0.5 4.1 0.5 0.026
発明鋼 0.33 0.75 0.51 0.025 0.007 0.5 5.1 0.4 0.027
発明鋼 0.49 0.40 0.50 0.017 0.009 1.6 3.0 0.015
発明鋼 0.59 0.22 0.24 0.011 0.014 0.2 0.05 7.5 0.021 ι
発明鋼 0.47 0.70 0.58 0.015 0.009 7.6 0.025 0.02 0.0 発明鋼 0.53 0.75 0.50 0.032 0.011 0.5 6.1 0.5 0.005
発明鋼 0.50 0.72 0.49 0.015 0.006 0.5 0.05 4.2 0.3 0.025 0.010 発明鋼 0.55 0.50 0.31 0.009 0.008 0.2 0.04 6.3 0.012 0.009 0.0 発明鋼 0.52 0.69 0.30 0.026 J 0.005 0.5 0.19 4.0 0.2 0.025
発明鋼 0.52 0.50 0.43 0.030 0.004 0.5 0.16 6.0 0.5 0.030 — _ : 発明鋼 0.52 0.26 0.45 0.022 0.008 4.1 0.5 0.027 0.016 比較鋼 0.25 0.22 0.52 0.020 0.006 0.5 0.32 5.0 0.3 0.024 0.010 比較鋼 0.55 0.25 0.49 0.029 0.034 0.5 0.33 4.0 0.6 0.025
比較鋼 0.50 0.23 0.48 0.030 0.019 4.0 0.5 0.027
比較鋼 0.54 0.25 0.52 0.025 0.009 0.5 2.7 1.3 0.025
比較鋼 0.51 0.23 1.01 0.030 0.009 0.1 0.17 4.0 0.025 0.03 0.0 比較鋼 0.54 1.10 0.99 0.022 0.011 0.5 0.05 5.1 0.020 0.035 比較鋼 0.51 0.23 0.50 0.032 0.005 0.5 0.31 6.1 0.5 0.025
比較鋼 0.35 0.23 0.49 0.030 0.005 0.5 0.31 5.0 0.5 0.026
比較鋼 0.37 0.25 0.50 0.022 0.007 0.5 0.08 6.1 0.5 0.020
比較鋼 0.54 0.23 0.25 0.022 0.018 0.2 0.05 10.0 0.5 0.017 0.003 比較鋼 0.56 0.18 1.54 0.017 0.025 0.1 0.12 0.2 0.010
比較鋼 1.02 0.20 0.30 0.009 0.006 0.1 0.04 1.4 0.014
7=Cr+2.0 Ni-300 x S
耐食性は、 J I S C 0 0 2 8に基づく低温サイクルなしの温湿 潤サイクル試験 ( 2 4 h r /サイクル) での発銹で評価した。 発銹 状態の評価結果を表 3に示す。
表 3
温湿度サイクル o 験結 硬さ 転動疲労寿命
No. 週用 4サイクル後 8サイクル後 1 2サイクル後 16サイクル後 ( Hv) し 1 0( X 107 回）
1 発明鋼 〇 〇 O 〇 714 5.25
2 発明鋼 〇 〇 〇 〇 710 5.87
3 発明鋼 〇 〇 o 〇 728 6.08
4 発明鋼 〇 〇 〇 〇 717 6.54
5 発明鋼 〇 〇 △ Δ 682 5.25
6 発明鋼 〇 〇 △ Δ 713 6.29
7 発明鋼 O 〇 〇 △ 700 5.00
8 発明鋼 〇 〇 厶 Δ 736 6.25
9 発明鋼 〇 〇 〇 厶 713 5.59
10 発明鋼 O 〇 〇 〇 696 5.90
11 発明鋼 厶 厶 厶 厶 550 3.32
12 発明鋼 〇 厶 Δ 厶 704 5.53
13 発明鋼 〇 〇 〇 厶 750 4.76
14 発明鋼 〇 〇 〇 〇 681 3.83
15 発明鋼 〇 〇 〇 〇 719 5.36
16 発明鋼 〇 〇 厶 Δ 688 5.77
17 発明鋼 〇 〇 〇 Δ 742 6.36
18 発明鋼 〇 厶 厶 Δ 704 6.86
19 発明鋼 〇 〇 〇 〇 727 7.24
20 発明鋼 厶 △ 厶 厶 704 3.39
21 比較鋼 〇 〇 厶 厶 408 0.72
22 比較鋼 X X X X 736 0.88
23 比較鋼 厶 X X X 693 1.02
24 比較鋼 厶 X X X 730 5.45
25 比較鋼 〇 △ 厶 厶 698 5.81
26 比較鋼 Δ Δ 厶 厶 713 2.01
27 比較鋼 〇 〇 〇 〇 715 5.65
28 比較鋼 厶 △ △ X 549 1.47
29 比較鋼 厶 X X X 571 0.80
30 比較鋼 o Δ △ Δ 708 6.29
31 比較鋼 X X X X 733 1.84
32 比較鋼 X X X X 745 2.61
本発明鋼の孔食腐食の程度は、 C r を 1 0 %含有する従来鋼と同 等である。 表 3の腐食状況において、 〇印は、 微少な孔食腐食が試 料全体で 5個以下のもの、 △印は、 孔食腐食が 5〜 2 5個の軽微な もの、 X印は、 2 6個以上の鲭発生があるものを表す。
1 0 %の C r を含有する従来鋼 N 0. 3 0は、 孔食腐食が皆無で はないものの、 温湿潤 1 6サイクル後まで、 軽微な鲭 （△印） で留 まっている。 また、 通常の軸受鋼 N o . 3 2 ( S U J 2 ) において は、 4サイクル後に、 試料全体に鲭が発生した。 これに対し、 本発 明鋼は、 従来の耐食軸受鋼 N o . 3 0 と同等以上の耐食性を備えて いる。
同じ 1 0 0 k g真空溶解ィンゴッ トの一部を、 熱間鍛造で、 直径 7 0 mmの棒鋼に成形し、 冷却した後、 該棒鋼から、 厚さ 9 mmの 円盤状試料を 2 0枚切り出した。 そして、 上記円盤状試料を、 1 0 0 0 °Cに 6 0 0秒再加熱し、 水焼入れし、 その後、 1 3 0 °Cで 3 6 0 0秒焼戻した。
これらの試料を、 スラス ト式転動疲労試験片 （直径 6 0. 5 mm 、 厚さ 5. 0 mm、 表面粗さ R y = l . 0 m) に仕上げ、 鋼球数 6、 ヘルツ応力 4 1 1 6 M P a、 回転数 2 0 0 0 r p m、 打ち切り 回数 1 . 1 X I 08回の条件で行うスラス ト転動疲労試験に供した 。 試験結果は、 L 1 0寿命で評価し、 表 3に併せて示す。
本発明鋼の L 1 0寿命は、 硬さが、 従来の高 C r耐食鋼 （従来鋼 ) の N o . 3 0 ( L 1 0 = 6. 2 9 X 1 07) と同等である場合、 従来鋼と同等である。
本発明の軸受用鋼素材の製造方法を、 実験室で、 直径 8 mm、 長 さ 1 2 mmの試験片を棒鋼圧延して再現した。 この試験片を、 真空 中で、 1 0 0 0 °Cで 6 0 0秒加熱した後、 5 °C Z秒で 9 2 0 °Cに冷 却し、 長さ方向に 5 0 %の据え込み加工し、 その後、 0. 5 °CZ秒 で室温まで冷却した。
そして、 試験片の 1 / 4厚さ部分のマルテンサイ ト分率を測定し た。 棒鋼圧延後、 マルテンサイ トが 5 0 %以上となると、 冷却床で の曲がり発生し、 シャ一剪断の不良の発生、 および、 遅れ破壊の発 生の確率が大きくなる。
表 4に、 組織中のマルテンサイ ト分率を示すが、 本発明鋼におい ては、 すべて、 マルテンサイ ト分率が 5 0 %未満である。
表 4
Figure imgf000026_0001
また、 本発明の別の軸受用鋼素材の製造方法を、 実験室で、 上記 直径 8 m m、 長さ 1 2 m mの試験片を線材圧延し、 続いて連続熱処 理して再現した。
上記試験片を、 真空中で、 1 0 5 0 °Cで 6 0 0秒加熱した後、 5 °C /秒で 1 0 0 0 °Cに冷却し、 長さ方向に 5 0 %の据え込み加工し 、 その後、 0 . 7 °C /秒で 4 1 0 °Cまで冷却した。
その後、 直ちに、 3 °C /秒で 7 0 0 °Cまで加熱、 9 0 0秒保持し た後、 1 °C /秒で室温まで冷却した。
その結果を表 4に示す。 本発明鋼の全てが、 H v 3 0 0未満の硬 さとなつた。 すなわち、 本発明の製造方法によれば、 軸受用鋼素材 の硬さを、 遅れ破壌が生じない程度の硬さに制御できる。
[産業上の利用可能性]
本発明鋼は、 従来鋼と比較して低 C r組成であり、 格段に焼きが 入り難いので、 軸受部品用の素材となる棒鋼または線材を軟質化す るための徐冷が不要であり、 軸受部品用素材の製造性に優れている また、 本発明の軸受鋼を、 焼入れ一焼き戻して製造した軸受部品 は、 温湿潤環境下において、 C r を 1 0 %以上含有する耐食軸受鋼 (従来鋼） と同等の耐孔食腐食性を備えている。
したがって、 本発明によれば、 耐孔食腐食性を備える軸受部品を 、 低コス トで製造し提供できるので、 機械部品製造技術としての利 用可能性の高いものであり、 機械技術産業の発展に貢献する。

Claims

求 の 範 囲
1. 質量％で、 C ： 0. 3〜 0. 6 %、 S i ： 0. 1〜 2. 0 % 、 Mn : 0. 1〜 0. 5 %、 C r ： 3. 0〜 8. 0 %を含有し、 M
0 ： 0. 5 %以下 （ 0 %含む） 、 N ： 0. 0 2 %以下 （ 0 %含む） に制限し、 且つ、 下式 （ 1 ) を満足する Sを含有することを特徴と 青
する製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
C r - 3 0 0 X S≥ 2. 0 —— . （ 1 )
2. 質量0 /。で、 C ： 0. 3〜 0. 6 %、 S i ： 0. ；!〜 2. 0 % 、 Mn : 0. 1〜 Q . 5 %、 C r ： 3. 0〜 8. 0 %、 N i : 2. 0 %以下を含有し、 M o ： 0. 5 %以下 （ 0 %含む） 、 N : 0. 0 2 %以下 （ 0 %含む） に制限し、 且つ、 下式 （ 2 ) を満足する Sを 含有することを特徴とする製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
C r + 2. O XN i — 3 0 0 X S≥ 2. 0 · · · ( 2 )
3. さらに、 質量0 /0で、 N b ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種を含有することを特徴とする請求の 範囲 1 または 2に記載の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
4. さらに、 質量0 /0で、 A 1 ： 0. 0 4 %以下 （ 0 %含む） 、 T
1 ： 0. 0 1 %以下 （ 0 %含む） に制限することを特徴とする請求 の範囲 1〜 3のいずれか 1項に記載の製造性と耐食性に優れた軸受 鋼。
5. さらに、 質量0 /0で、 O ： 0. 0 0 1 5 %以下 （ 0 %含む） に 制限するこ とを特徴とする請求の範囲 1〜 4のいずれか 1項に記載 の製造性と耐食性に優れた軸受鋼。
6. 請求の範囲 1〜 5のいずれか 1項に記載の成分組成を有する 鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、 圧延終了 温度を 9 5 0 °C未満とし、 かつ、 圧延終了後の 8 0 0〜 4 0 0でに おける平均冷却速度を 0 . 5 °C /秒以下とすることを特徴とする軟 質な軸受用鋼素材の製造方法。
7 . 請求の範囲 1 〜 5のいずれか 1項に記載の成分組成を有する 鋼を熱間圧延して軸受用鋼素材を製造する方法において、 圧延終了 後、 引続いて 4 0 0 °C以上の温度から再加熱炉に装入し、 6 0 0〜 7 5 0 °Cに 9 0 0秒以上保持することを特徴とする軟質な軸受用鋼 素材の製造方法。
8 . 請求の範囲 1〜 5のいずれか 1項に記載の軸受鋼を素材とし 、 焼入れ—焼戻し処理工程を含む製造工程にて製造したことを特徴 とする耐食性に優れた軸受部品。
9 . 請求の範囲 6または 7に記載の軟質な軸受用鋼素材の製造方 法で製造した軟質な軸受用鋼素材を、 焼入れ一焼戻し処理工程を含 む軸受部品製造工程に供することを特徴とする耐食性に優れた軸受 部品の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007270343A (ja) * 2006-03-08 2007-10-18 Honda Motor Co Ltd 外輪部材の製造方法
WO2012032819A1 (ja) 2010-09-08 2012-03-15 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れた軸受鋼と、軸受部品及び精密機器部品
CN107419166A (zh) * 2017-07-04 2017-12-01 广东省材料与加工研究所 一种高强耐磨蚀合金钢材料及其制备方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102005057299A1 (de) * 2005-12-01 2007-06-06 Schaeffler Kg Hülsenfreilauf
DE102009035111B4 (de) 2009-07-29 2022-11-03 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Windkraftanlage mit einem Wälzlagerbauteil
JP5400089B2 (ja) 2010-08-31 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5696575B2 (ja) * 2011-04-22 2015-04-08 株式会社ジェイテクト 転がり摺動部材およびその製造方法ならびに転がり軸受
CN103562423B (zh) * 2011-05-25 2015-11-25 株式会社神户制钢所 滚动疲劳特性优异的钢材
CN103667980B (zh) * 2013-11-07 2016-06-15 安徽省智汇电气技术有限公司 一种高速轴承用合金钢材料及其制备方法
DE102017216762A1 (de) * 2017-09-21 2019-03-21 Thyssenkrupp Ag Werkstoff und Herstellungsverfahren für Wälzlagerkomponenten
CN111254356B (zh) * 2020-03-20 2021-04-09 浙江天马轴承集团有限公司 一种高强高氮稀土不锈轴承钢
CN115747442A (zh) * 2022-10-21 2023-03-07 南京钢铁股份有限公司 一种免正火中碳轮毂轴承用钢的制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6153404B2 (ja) * 1983-06-20 1986-11-18 Nippon Steel Corp
JPH02294453A (ja) * 1989-05-08 1990-12-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受用ステンレス鋼及びその製造方法
JP2000087191A (ja) * 1998-09-14 2000-03-28 Daido Steel Co Ltd 耐食性に優れた高周波焼入れ用高硬度鋼
EP1123986A1 (en) * 2000-02-10 2001-08-16 Nsk Ltd Rolling bearing

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04236715A (ja) * 1991-01-14 1992-08-25 Daido Steel Co Ltd 鋼の直接球状化焼なまし方法
JPH04337024A (ja) * 1991-05-10 1992-11-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受鋼の製造方法
JP2000297345A (ja) * 1999-04-14 2000-10-24 Daido Steel Co Ltd 浸炭軸受用鋼
JP4348964B2 (ja) * 2002-04-15 2009-10-21 日本精工株式会社 ベルト式無段変速機用転がり軸受及びその製造方法
EP1357308B1 (en) * 2002-04-23 2009-12-23 NSK Ltd., Rolling element bearing with ring or rolling elements made of chromium steel

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6153404B2 (ja) * 1983-06-20 1986-11-18 Nippon Steel Corp
JPH02294453A (ja) * 1989-05-08 1990-12-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 軸受用ステンレス鋼及びその製造方法
JP2000087191A (ja) * 1998-09-14 2000-03-28 Daido Steel Co Ltd 耐食性に優れた高周波焼入れ用高硬度鋼
EP1123986A1 (en) * 2000-02-10 2001-08-16 Nsk Ltd Rolling bearing

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1574592A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007270343A (ja) * 2006-03-08 2007-10-18 Honda Motor Co Ltd 外輪部材の製造方法
WO2012032819A1 (ja) 2010-09-08 2012-03-15 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れた軸受鋼と、軸受部品及び精密機器部品
CN107419166A (zh) * 2017-07-04 2017-12-01 广东省材料与加工研究所 一种高强耐磨蚀合金钢材料及其制备方法

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