TWI448565B - 轉動疲勞特性優異的鋼材 - Google Patents
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Description
本發明係關於一種可使用於汽車或各種產業機械等之軸承零件或機械構造用零件所適用之鋼材，特別係關於一種使用來作為上述各種構件時發揮優異之轉動疲勞特性的鋼材。
軸承或曲軸等之零件係支撐機械類的旋轉部或滑動部之重要零件，但接觸面壓相當高，亦有時外力變動，故所使用之環境嚴苛的情形很多。因此，為其材料之鋼材係要求優異之耐久性。
近年，如此做法之要求係隨機械類之高性能化或輕量化進展，逐年變嚴苛者。於軸零件之耐久性提昇係對於潤滑性之技術的改善亦很重要，但鋼材具有優異之轉動疲勞特性成為特別重要的要件。
可使用於軸承之鋼材係自以往JIS G 4805(1999)所規定之SUJ2等的高碳鉻軸承鋼被使用來作為在汽車或各種產業機械等各種領域所使用的軸承之材料。但軸承係因在接觸面壓非常高之滾珠軸承或滾子軸承等之內、外輪或轉動體等嚴苛的環境所使用，故從非常微細的缺陷(介入物等)易產生疲勞破壞之問題仍存在。對於此問題，為減少保守之次數，嘗試增長轉動疲勞壽命本身之軸承用鋼材的改善。
例如，於專利文獻1中係已提出一種在軸承材料中，規定Ti及Al之含量，同時並於球狀化退火後進行加熱處理，俾控制微細的Ti碳化物、Ti碳氮化物、Al氮化物等之量，藉其，使舊沃斯田鐵結晶粒(舊γ結晶粒)微細化，提昇轉動疲勞特性。
但，在上述之技術中係Ti含量非常高達0.26%以上，不僅鋼材成為高成本，尚有鋼材之加工性降低的問題。又，以上述之技術所得到的鋼材係鑄造時易生成粗大的TiN，有時因此析出物之生成而於疲勞壽命產生參差不齊。另外，以上述之技術所得到的鋼材係對於Al之含量亦成為0.11%以上，依鑄造時及壓延時生成之Al系氮化合物，有龜裂或傷痕產生等，並有製造性變差之問題。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]特許第3591236號公報
本發明係有鑑於如此之事情者，其目的在於提供一種製造性高、且轉動疲勞特性提高之鋼材。
可達成上述目的之本發明的鋼材係具有如下要點：其係含有C：0.65~1.30%(意指質量%，以下相同)、Si：0.05~1.00%、Mn：0.1~2.00%、P：0.050%以下(不包含0%)、S：0.050%以下(不包含0%)、Cr：0.15~2.00%、Al：0.010~0.100%、N：0.025%以下(不包含0%)、Ti：0.015%以下(不包含0%)及O：0.0025%以下(不包含0%)，其餘部份為由鐵及不可避免的雜質所構成，分散於鋼中之Al系氮化合物的平均相當圓直徑為25~200nm，相當圓直徑為25~200nm的Al系氮化合物的個數密度為1.1個/μm2
以上、6.0個/μm2
以下。
又，所謂上述「相當圓直徑」係想像其面積相等之圓的直徑。在本發明中係算出於透過型電子顯微鏡(TEM)或掃型電子顯微鏡(SEM)之觀察面上所看到之Al系氮化合物的相當圓直徑。又，在本發明作為對象之Al系氮化合物係AlN為當然者，亦意指包含於一部分(至合計含量為30%左右)含有Mn、Cr、S、Si等之元素者。
在本發明之鋼材中係宜為舊沃斯田鐵之平均結晶粒度編號為11.5以下，藉由滿足如此做法之要件，而可得到更優異之轉動疲勞特性。
又，於本發明之鋼材係依需要而進一步就其他之元素而言，亦可含有(a)由Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)及Mo：0.25%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上；(b)由Nb：0.5%以下(不包含0%)、V：0.5%以下(不包含0%)及B：0.005%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上；(c)由Ca：0.05%以下(不包含0%)、REM：0.05%以下(不包含0%)、Mg：0.02%以下(不包含0%)、Li：0.02%以下(不包含0%)及Zr：0.2%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上；(d)由Pb：0.5%以下(不包含0%)、Bi：0.5%以下(不包含0%)及Te：0.1%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上等。鋼材之特性係依照所含有之成分而可更改善。
若依本發明，適當地調整化學成分組成，同時並使適度大小的Al系氮化合物適度分散於鋼材內，可製造性佳實現進一步提昇轉動疲勞特性之鋼材。因此，本發明之鋼材係適用於軸承等時，即使在嚴苛的環境下使用，亦可發揮優異之轉動疲勞特性。
[用以實施發明之形態]
本發明人等係不使製造性惡化而以轉動疲勞特性優異之(轉動疲勞壽命長)鋼材的實現作為目標，從各種之角度進行研究。繼而，於提昇鋼材之轉動疲勞特性上係可得到滿足下述(A)~(D)之要件很有效之見識。
(A)一邊減少Al含量，一邊使微細的Al系氮化合物許多數目分散，藉其分散強化而抑制龜裂的發生‧傳遞，可得到良好的轉動疲勞壽命；
(B)為抑制在鑄造及壓延時之龜裂，必須規定Al系氮化合物之量(個數密度)與大小；
(C)為達成微細的Al系氮化合物中之分散情形(個數密度)，嚴密控制鋼中之Al或N的含量乃很重要，及，在製造步驟中，使鋼材於熱間壓延後徐冷至Al系氮化合物之析出溫度範圍的850℃至650℃，其後，可加速冷卻速度；
(D)若舊沃斯田鐵(舊γ)之結晶粒太過微細，為降低淬火性，故不完全淬火相易生成，有轉動疲勞壽命變短之傾向。
本發明人等係依據上述見識，為提昇鋼材之轉動疲勞特性，進一步累積專心研究。其結果，發現若嚴密規定鋼材中之Al或N含量，同時並控制其製造條件，淬火‧回火後分散於鋼中之Al系氮化合物的平均相當圓直徑為25~200nm，同時並相當圓直徑為25~200nm之Al系氮化合物的個數密度為1.1個/μm2
以上，6.0個/μm2
以下，可明顯提昇鋼材之轉動疲勞特性，終完成本發明。
在本發明之鋼材中係適當控制相當圓直徑為25~200m之Al系氮化合物的個數密度成為很重要的要件。亦即，藉由Al系氮化合物之分散強化，而抑制龜裂的發生‧傳遞，達成良好的轉動疲勞壽命。因此，必須適當地控制Al系氮化合物之大小。Al系氮化合物係其大小(平均相當圓直徑)小於25nm，若大於200nm，無法發揮分散強化之效果。此Al系氮化合物之大小宜為40nm以上(更宜為50nm以上)，宜為150nm以下(更宜為125nm以下)。
相當圓直徑為25~200m之Al系氮化合物的個數密度未達1.1個/μm2
，係以分散強度所得到之轉動疲勞特性的提昇效果未有效地發揮(轉動疲勞特性變差)。又，若相當圓直徑為25~200m之Al系氮化合物的個數密度超過6.0個/μm2
，結晶粒粗大化，生成不完全淬火相(例如微細波來體(pearlite)或變韌體(bainite)相)，故轉動疲勞壽命變短(轉動疲勞特性變差)。Al系氮化合物之個數密度宜為1.5個/μm2
以上(更宜為2.0個/μm2
以上)，宜為5.0個/μm2
以下(更宜為4.0個/μm2
以下)。
在本發明之鋼材中係控制舊沃斯田鐵(舊γ)之結晶粒亦有效。舊γ之結晶粒度編號愈大(結晶粒愈小)，硬度提昇，龜裂傳遞特性提高。但，若結晶粒度編號太大(若結晶粒太過小)，淬火性降低，易生成不完全淬火相，故反而，轉動疲勞壽命變短。從如此之事，舊γ之結晶粒度編號宜為11.5以下，更宜為11.0以下(更宜為10.5以下)。
本發明之鋼材係含有上述之Al或N的含量，必須亦適度調整其化學成分組成(C、Si、Mn、P、S、Cr、Al、N、Ti、O)。此等之成分的範圍限定理由如下述。
[C：0.65~1.30%]
C係用以增大淬火硬度，維持室溫、高溫之強度而賦予耐磨耗性必要的元素。為發揮如此之效果，C必須含有0.65%以上，宜含有0.8%以上(更宜為0.95%以上)。但，若C含量太過多，易生成巨大碳化物，對轉動疲勞特性反而造成不良影響，故C含量為1.30%以下，宜抑制至1.2%以下(更佳係1.1%以下)。
[Si：0.05~1.00%]
Si係用以提昇基質之固溶強化及淬火性有用的元素。為發揮如此之效果，Si必須含有0.05%以上，宜含有0.1%以上(更宜為0.15%以上)。但，若Si含量太過多，加工性或被削性明顯降低，故Si含量為1.00%以下，宜抑制至0.9%以下(更佳係0.8%以下)。
[Mn：0.1~2.00%]
Mn係用以提昇基質之固溶強化及淬火性有用的元素。為發揮如此之效果，Mn必須含有0.1%以上，宜含有0.15%以上(更宜為0.2%以上)。但，若Mn含量太過多，加工性或被削性明顯降低，故Mn含量為2.00%以下，宜抑制至1.6%以下(更佳係1.2%以下)。
[P：0.050%以下(不包含0%)]
P係不可避免地含有雜質之元素，但於粒界進行偏析，為降低加工性，宜極力降低，但極端地降低係招致製鋼成本的增大。從此事，P含量為0.050%以下。宜降低至0.04%以下(更宜為0.03%以下)。
[S：0.050%以下(不包含0%)]
S係不可避免地含有雜質之元素，但析出為MnS，為提昇轉動疲勞特性，宜極力降低，但極端地降低係招致製鋼成本的增大。從此事，S含量為0.050%以下。宜降低至0.04%以下(更宜為0.03%以下)。
[Cr：0.15~2.00%]
Cr係與C鍵結而形成碳化物，賦予耐磨耗性，同時助於淬火性之提高的元素。為發揮如此之效果，Cr含量必須為0.15%以上。宜為0.5%以上(更宜為0.9%以上)。但，若Cr含量過剩，生成粗大的碳化物，轉動疲勞壽命反而變短。因而，Cr量為2.00%以下。宜為1.8%以下(更宜為1.6%以下)。
[Al：0.010~0.100%]
Al係在本發明之鋼材中發揮很重要的角色之元素，藉由與N鍵結，就Al系氮化合物而言，微細地分散於鋼中，提昇鋼材之轉動疲勞特性上為很重要的元素，為生成微細之Al系氮化合物，必須至少含有0.010%以上。但，Al含量成為過剩而超過0.100%，析出之Al系氮化合物的大小及個數增加，於鑄造或壓延時易產生龜裂或傷痕。又，若Al含量過剩，結晶粒太過細，故淬火性降低，不適用於大型零件，而且轉動疲勞壽命縮短。又，Al含量較佳之下限，為0.013%(更宜為0.015%以上)，較佳之上限為0.08%(更宜為0.05%以下)。
[N：0.025%以下(不包含0%)]
N係與上述Al同樣地，係在本發明之鋼材中發揮很重要的角色之元素，發揮Al系氮化合物之微細分散所產生之轉動疲勞特性提昇效果上為很重要的元素。但，N含量成為過剩而超過0.025%，析出之Al系氮化合物的大小及個數密度增加，於鑄造或壓延時易產生龜裂傷。又，若N含量過剩，結晶粒太過細，故淬火性降低，不適用於大型零件，而且轉動疲勞壽命縮短。N含量之下限係只要可析出Al系氮化合物特定量，無特別限定，而只要依照壓延後之冷卻速度、或與N鍵結之元素(Ti、V、Nb、B、Zr、Te等)之量及Al含量適當設定即可。例如，若N含量成為0.0035%以上，使特定量之Al系氮化合物析出。又，N含量較佳之下限，為0.004%(更宜為0.006%以上)，較佳之上限為0.020%(更宜為0.022%以下)。
[Ti：0.015%以下(不包含0%)]
Ti係與鋼中之N鍵結而生成TiN，不僅對轉動疲勞特性造成不良影響，冷間加工性或熱間加工性亦有害之有毒元素，宜為極力降低，但極端降低係招致製鋼成本的增大。從此事，Ti含量必須為0.015%以下。又，Ti含量較佳之上限為0.01%(更佳係0.005%以下)。
[O：0.0025%以下(不包含0%)]
O係於鋼中之雜質的形態造成很大的影嚮，形成對轉動疲勞特性造成不良影響之Al2
O3
或SiO2
的介入物，故宜為極力降低，但極端降低係招致製鋼成本的增大。從此事，O含量必須為0.0025%以下。又，O含量較佳之上限為0.002%(更佳係0.0015%以下)。
在本發明所規定之含有元素如上述般，殘部為鐵及不可避免雜質，就該不可避免雜質而言，可容許依原料、資料、製造設備等狀況而攜入之元素的混入。又，為增長轉動疲勞壽命，亦可使下述元素於規定範圍內積極地含有。
[由Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)及Mo：0.25%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上]
Cu、Ni及Mo係任一者均作用為母相之淬火性提昇元素，提高硬度而助於轉動疲勞特性之提昇的元素。此等之結果，任一者均藉由含有0.03%以上而有效地發揮。但，任一者的含量若超過0.25%，加工性劣化。
[由Nb：0.5%以下(不包含0%)、V：0.5%以下(不包含0%)及B：0.005%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上]
Nb、V及B係任一者均與N鍵結，形成氮化合物，使結晶粒整粒化，提昇轉動疲勞特性上為有效的元素。Nb及B係若添加0.0005%以上、V係添加0.001%以上，提昇轉動疲勞特性。但，若Nb或V超過0.5%，B若超過0.005%，結晶粒微細化，易生成不完全淬火相。又，更佳之上限為Nb及V係0.3%(更佳係0.1%以下)，B為0.003%(更宜為0.001%以下)。
[由Ca：0.05%以下(不包含0%)、REM：0.05%以下(不包含0%)、Mg：0.02%以下(不包含0%)、Li：0.02%以下(不包含0%)及Zr：0.2%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上]
Ca、REM(稀土族元素)、Mg、Li及Zr任一者均使氧化物系介入物球狀化，助於轉動疲勞特性提昇之元素。此等之效果係藉由就Ca或REM含有0.0005%以上、就Mg、Li或Zr含有0.0001%以上而有效地發揮。但，即使過剩地含有，效果亦飽和，無法期待符合含量之效果，成為不經濟，故應分別為上述範圍內。又，更佳之上限係Ca或REM為0.03%(更佳係0.01%以下)，Mg或Li為0.01%(更佳係0.005%以下)，Zr為0.15%(更佳係0.10%以下)。
[由Pb：0.5%以下(不包含0%)、Bi：0.5%以下(不包含0%)、及Te：0.1%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上]
Pb、Bi及Te係任一者均為提高被削性元素。此等之效果係藉由就Pb、Bi含有0.01%以上、就Te含有0.0001%以上而有效地發揮。但，若Pb、Bi之含量超過0.5%，或Te之含量超過0.1%，產生壓延傷的發生等製造上之問題。又，更佳之上限係Pb及Bi為0.3%(更佳係0.2%以下)，Te為0.075%(更佳係0.05%以下)。
在本發明之鋼材中，為於淬火‧回火後在鋼中分散微細之Al系氮化合物，在鋼材之製造步驟中，使用滿足上述成分組成之鑄片，控制壓延後之冷卻速度很重要。在壓延後之冷卻過程析出之Al系氮化合物係即使經過其後之球狀化退火、零件加工、淬火‧回火過程，亦以同樣的狀態直接殘存。Al系氮化合物之平均相當圓直徑為25~200nm，同時分散相當圓直徑為25~200nm之Al系氮化合物1.1個/μm2
以上、6.0個/μm2
以下，係必須使Al系氮化合物之析出溫度範圍之平均冷卻速度，亦即，冷卻鋼材從850℃至650℃之間的平均冷卻速度(稱為一次平均冷卻速度)為0.10~0.90℃/秒的範圍，使650℃至室溫(25℃)之平均冷卻速度(稱為二次冷卻速度)為1℃/秒以上。又，在此壓延後之冷卻過程析出之Al系氮化合物之平均相當圓直徑、及相當圓直徑為25~200nm之Al系氮化合物每單位面積個數，即使經過其後之球狀化退火、零件加工、淬火‧回火過程，亦不依其等步驟之處理條件，而可直接維持。
若上述一次冷卻速度為未達0.10℃/秒之冷卻，Al系氮化合物粗大化。又，若一次冷卻速度超過0.90℃/秒，Al系氮化合物之平均相當圓直徑未達25nm，特定之大小的個數密度成為未達1.1個/μm2
，故無法得到所希望的大小與個數。又，藉由使二次冷卻速度為1℃/秒以上，可抑制Al系氮化合物之粗大化，可抑制其大小。
本發明之鋼材係形成特定之零件形狀後，被淬火‧回火而製造承軸零件等，但鋼材之形狀係可適用於如此之製造的線狀、棒狀、其他任何的形狀，就鋼材之大小亦可依最終製品而適當決定。
以下，依實施例而更具體地說明本發明，但本發明係不受下述實施例限制，而當然可在可適合於前、後述之意旨的範圍加上變更而實施，其等係任一者均包含於本發明之技術範圍。
[實施例]
使下述表1、2所示之各種化學成分組成的鋼材(試驗No.1~51)以加熱爐或均熱(Soaking)爐加熱至1100~1300℃後，以900~1200℃實施分塊壓延。其後，加熱至900~1100℃後，進行壓延(亦包含模化壓延之鍛造)，製作直徑：70mm之圓棒材。壓延終了後，使其圓棒材從850℃至650℃係以各種之平均冷卻速度進行冷卻(下述表3、4)而同時並從650℃至室溫(25℃)係以1℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻而得到壓延材或鍛造材。
對上述壓延材或鍛造材，以795℃(保持時間：6小時)實施球狀化退火後，藉由切削而進行其壓延材或鍛造材之削皮。其後，從壓延材或鍛造材，切出直徑：60mm、厚：5mm之圓盤，實施以840℃加熱30分鐘後之油淬火，以160℃實施120分鐘的回火。最後，實施精加工研磨，製作表面粗度為Ra(算術平均粗度)成為0.04μm以下之試驗片。
對於上述所得到之試驗片，以下述之條件測定Al系氮化合物之個數、大小、舊沃斯田鐵(舊γ)之結晶粒(結晶粒度編號)，同時評估疲勞壽命、龜裂之有無。
[Al系氮化合物之個數、大小的測定]
Al系氮化合物之分散狀況的確認方法係切割熱處理後之試驗片，研磨此截面後，對其面進行碳蒸鍍，藉FE-TEM(電場放出型透過型電子顯微鏡)實施複製品觀察。此時，藉TEM之EDX(能量分散型X線檢測器)特定含有Al、N之Al系氮化合物的成分，以30000倍之倍率進行其視野觀察。此時，使1視野為16.8μm2
，觀察任意的3視野(合計50.4μm2
)，使用粒子解析軟體[(粒子解析III for Windows.Version 3.00 SUMITOMO METAL TECHNOLOGY)(商品名)]，求出其大小(平均相當圓直徑)、及相當圓直徑為25~200nm之Al系氮化合物的個數(個數係換算成每μm2
：個數密度)。
[舊沃斯田鐵(舊γ)之結晶粒(結晶粒度編號)之測定]
切割熱處理後之試驗片，研磨其截面後，進行舊沃斯田鐵粒界顯現腐蝕，從表層攝影150μm深度位置4處，依據JIS G 0551而實施(依據標準圖之方法)舊沃斯田鐵粒度測定。
[疲勞壽命之測定]
以推力型轉動疲勞試驗機，以重複速度：1500rpm、面壓：5.3GPa、中止次數：2×108
次之條件，對於各鋼材(試驗片)，實施轉動疲勞試驗各16次，評估疲勞壽命L10
(於Weibull機率紙作圖所得到之累積破損機率10%中的疲勞破壞的應力重複數)。此時，就疲勞壽命L10
(L10
壽命)以1.0×107
次以上作為合格基準。
[有無龜裂之評估]
切削壓延及鍛造後之試樣表面，目視觀察其表面，可看到3mm以上之傷痕時，判斷為有龜裂。
此等之結果與製造條件(一次冷卻速度、二次冷卻之有無)一併記載於下述表3、4中。
從此等之結果，可如下般考察。亦即，可知試驗No.3~5、8、10、11、14、16~22、27~32者係滿足本發明所規定之要件(化學成分組成、Al系氮化合物之大小、個數)或較佳之要件(舊γ結晶粒度編號)，任一者均未產生龜裂，可達成優異之轉動疲勞特性。
然而，試驗No.1、2、6、7、9、12、13、15、23~26、33~51者係超出在本發明所規定之要件的任一者，故任一者均轉動疲勞壽命變短。
試驗No.1、6、15、23、26、33、35、37、38者係壓延後之冷卻條件不適當，故Al系氮化合物之大小變成太大(其中，試驗No. 23、26、33、37、38者係亦超出舊γ結晶粒度編號)，任一者均轉動疲勞壽命變短。
試驗No.2、7、9、24、25者係冷卻速度快，故試驗No.40者係Ti含量變多而形成TiN，故任一者均Al系氮化合物之個數不足，試驗No.34者係Al含量較本發明所規定之範圍更多，故Al系氮化合物之個數密度及大小成為過剩，任一者均轉動疲勞壽命變短。
試驗No.12、13者係Al系氮化合物之個數密度成為過剩，又，較佳之要件的舊γ結晶粒度編號超出本發明所規定之範圍，任一者均轉動疲勞壽命變短。
試驗No.36~39、41~51者係超出本發明所規定之化學成分組成(試驗No.37、38係亦超出上述的要件)，任一者均轉動疲勞壽命變短。
依據此等之數據，使Al系氮化合物(相當圓直徑為25~200之Al系氮化合物)的個數密度與疲勞壽命L10
的關係表示於圖1中，Al系氮化合物之個數密度與大小(平均相當圓直徑)之關係分別表示於圖2(以上，化學成分上滿足本發明所規定之範圍者進行作圖)。從此等之圖，可知藉由適當控制Al系氮化合物之個數密度或大小，而可達成長的疲勞壽命L10
(轉動疲勞壽命)。
舊γ結晶粒度編號與疲勞壽命L10
之關係表示於圖3中。從圖可知，使舊γ結晶粒度編號為適當的範圍，係達成長的疲勞壽命L10
(轉動疲勞壽命)上為有效的手段。又，使一次冷卻速度(平均冷卻速度)與Al系氮化合物之大小(Al系氮化合物之平均相當圓直徑)之關係表示於圖4中。從此圖可知使一次冷卻速度調整於適當的範圍，在控制Al系氮化合物之大小上很有效。
圖1係表示Al系氮化合物之個數密度與疲勞壽命L10
之關係的圖表。
圖2係表示Al系氮化合物之個數密度與大小的關係之圖表。
圖3係表示舊γ結晶粒度編號與疲勞壽命L10
之關係的圖表。
圖4係表示一次冷卻速度與Al系氮化合物之大小的關係之圖表。
Claims (7)
- 一種鋼材，其特徵係含有C：0.65~1.30%(意指質量%，以下相同)、Si：0.05~1.00%、Mn：0.1~2.00%、P：0.050%以下(不包含0%)、S：0.050%以下(不包含0%)、Cr：0.15~2.00%、Al：0.010~0.100%、N：0.025%以下(不包含0%)、Ti：0.015%以下(不包含0%)及O：0.0025%以下(不包含0%)，其餘部份為由鐵及不可避免的雜質所構成，分散於鋼中之Al系氮化合物的平均相當圓直徑為25~200nm，相當圓直徑為25~200nm的Al系氮化合物的個數密度為1.1個/μm2 以上、6.0個/μm2 以下。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中舊沃斯田鐵之平均結晶粒度編號為11.5以下。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中進一步就其他之元素而言，含有由Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)及Mo：0.25%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中進一步就其他之元素而言，含有由Nb：0.5%以下(不包含0%)、V：0.5%以下(不包含0%)及B：0.005%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中進一步就其他之元素而言，含有由Ca：0.05%以下(不包含0%)、 REM：0.05%以下(不包含0%)、Mg：0.02%以下(不包含0%)、Li：0.02%以下(不包含0%)及Zr：0.2%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中進一步就其他之元素而言，含有由Pb：0.5%以下(不包含0%)、Bi：0.5%以下(不包含0%)及Te：0.1%以下(不包含0%)所構成之群中選出的一種以上。
- 如申請專利範圍第1項之鋼材，其係進一步含有作為其他元素之屬於以下(a)~(d)之1種以上的元素，(a)由Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)及Mo：0.25%以下(不包含0%)所構成之群中選出之一種以上；(b)由Nb：0.5%以下(不包含0%)、V：0.5%以下(不包含0%)及B：0.005%以下(不包含0%)所構成之群中選出之一種以上；(c)由Ca：0.05%以下(不包含0%)、REM：0.05%以下(不包含0%)、Mg：0.02%以下(不包含0%)、Li：0.02%以下(不包含0%)及Zr：0.2%以下(不包含0%)所構成之群中選出之一種以上；(d)由Pb：0.5%以下(不包含0%)、Bi：0.5%以下(不包含0%)及Te：0.1%以下(不包含0%)所構成之群中選出之一種以上。
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Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| JPS62294150A (ja) * | 1986-06-12 | 1987-12-21 | Daido Steel Co Ltd | 高品質軸受鋼およびその製造方法 |
| CN1460127A (zh) * | 2001-01-26 | 2003-12-03 | 川崎制铁株式会社 | 轴承材料 |
| JP2004018925A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れた鋼 |
| TW200535249A (en) * | 2004-04-28 | 2005-11-01 | Jfe Steel Corp | Machine parts and manufacturing method thereof |
| TW200900513A (en) * | 2007-03-31 | 2009-01-01 | Daido Steel Co Ltd | Austenitic free-cutting stainless steel |
-
2011
- 2011-05-30 TW TW100118855A patent/TWI448565B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62294150A (ja) * | 1986-06-12 | 1987-12-21 | Daido Steel Co Ltd | 高品質軸受鋼およびその製造方法 |
| CN1460127A (zh) * | 2001-01-26 | 2003-12-03 | 川崎制铁株式会社 | 轴承材料 |
| JP2004018925A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Nippon Steel Corp | 被削性に優れた鋼 |
| TW200535249A (en) * | 2004-04-28 | 2005-11-01 | Jfe Steel Corp | Machine parts and manufacturing method thereof |
| TW200900513A (en) * | 2007-03-31 | 2009-01-01 | Daido Steel Co Ltd | Austenitic free-cutting stainless steel |
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