JP2006009145A - 転動部材およびその製造方法 - Google Patents
転動部材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2006009145A JP2006009145A JP2005131605A JP2005131605A JP2006009145A JP 2006009145 A JP2006009145 A JP 2006009145A JP 2005131605 A JP2005131605 A JP 2005131605A JP 2005131605 A JP2005131605 A JP 2005131605A JP 2006009145 A JP2006009145 A JP 2006009145A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cementite
- temperature
- layer
- weight
- hardened layer
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/06—Surface hardening
- C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
- C21D1/10—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation by electric induction
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2221/00—Treating localised areas of an article
- C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/36—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for balls; for rollers
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Gears, Cams (AREA)
Abstract
【解決手段】 本発明に係る転動部材は、表面層に形成され、0.35〜0.8重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第1焼入れ硬化層1と、前記第1焼入れ硬化層1より深い層に形成され、0.07〜0.3重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層2と、を具備することを特徴とする。
【選択図】 図8
Description
また、本発明に係る転動部材は、表面層に形成され、0.35〜0.8重量%の濃度で炭素が固溶されたオーステナイト相を急冷して形成されるマルテンサイト相を母相とする第1焼入れ硬化層と、
前記第1焼入れ硬化層より深い層に形成され、第1焼入れ硬化層の母相より固溶炭素濃度が少ないオーステナイト相を急冷して形成される(例えば0.07〜0.5重量%C)マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする。
Ac1温度〜1150℃の温度範囲またはAc3温度〜1150℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
を具備することを特徴とする。
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を900〜1150℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をAc1温度〜950℃の低温域またはAc3温度〜950℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることも可能である。
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ac1温度〜950℃の範囲の温度で2〜1000秒間の誘導加熱、および900〜1150℃の範囲で0.1〜5秒間の誘導加熱を行った後に急冷することも可能である。
まず、少なくとも0.4〜1.5重量%のCと、それぞれ2重量%以下のCr,Mn,V,Mo,Wのうち一種以上の合金元素を含有する鋼材であって、この鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、その鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する。次いで、Ac1温度(共析変態温度)〜1150℃の温度範囲またはAc3温度〜1150℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱調整した後に急冷する。これにより、少なくとも前記鋼材の表面層に、0.35〜0.8重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト母相からなる第1焼入れ硬化層を形成し、その第1の焼入れ硬化層より深い層に0.07〜0.5重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶のセメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層を形成することができる。
尚、前記鋼材は、0.1〜2重量%のMn、0.05〜1.5重量%の(Si+Al)、0.7重量%以下のMo、1.4重量%以下のW、2重量%以下のV、1重量%以下のAl、3重量%以下のNi、0.01重量%以下のB、1重量%以下の(Ti+Nb+Zr)のうち一種以上を含有するものであっても良い。
t≦(1350/(T+273))28 ・・・(1)
また、第1焼入れ硬化層より深部には、0.07〜0.3重量%の濃度の炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、未固溶セメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層が深く形成されている。従って、従来技術では前記第1焼入れ硬化層との境界部に発生しやすい引張り残留応力を低減させ、素地部強度を改善することができ、スポーリングなどの内部から破壊や捩じり曲げ応力に対する強度改善を図ることができるとともに、第1焼入れ硬化層の機能を十分発現させるための基礎強度の改善を図ることができる。また、前記第1焼入れ硬化層に2〜17体積%の硬質なセメンタイトを分散させることによって、より優れた耐摩耗性と耐焼付き性の改善を図ることができる。
tM=((98.794×Ln(R)+1576.6)/(273+T))28
M重量%=(1−f)×<M重量%>+f×[M重量%]
f=C重量%/6.67
(ここで、fはセメンタイトの分散量(体積%)であり、フェライト中の炭素固溶度が無視され得るほど小さいと近似して求めたものである。)
αKM=[M重量%]/<M重量%>
図4中のA点(0.8重量%C,0.4重量%Cr)で示す鋼を(セメンタイト+フェライト)共存領域の700℃で十分加熱するとB点(セメンタイト、2.6重量%Cr)とC点(フェライト、0.09重量%Cr)の組成になり、この組成状態で、高周波加熱によってオーステナイト状態になる1000℃に瞬間的に急速加熱すると、B点,C点は矢印の方向に沿ってA点に向かって均質化していくことになる。前述のように、B点のセメンタイト中の合金元素がオーステナイト中をほとんど拡散しない間に炭素がフェライト組成を持っていたオーステナイト(C点)に図中D点を経由しながら↑↓印のように急速に拡散し、セメンタイトを固溶した後、A点を通る炭素の等活量線でCrの拡散を伴いながら、緩やかにCr元素がA点に向かって均質化する。より急速な高周波加熱によるセメンタイトの固溶を達成する時点では、マルテンサイト母相の炭素濃度はほぼA点と同じ炭素濃度となって、より高硬度なマルテンサイトが得られることがわかる。また、本実施の形態のマルテンサイト相中に固溶する炭素の濃度が0.8重量%となる時のセメンタイト中のCr濃度がほぼ4.5重量%であり、少なくとも、セメンタイト中のCrを4.5重量%以下に制御することによって、未固溶セメンタイトが残留しないことがわかる。また、その時のオーステナイトの焼入れ性(DI値)はFe−0.8重量%C−0.09重量%Crの合金組成から計算され、鋼材(Fe−0.8重量%C−0.4重量%Cr)のDI値と比べて顕著に低減されることがわかる。
図4中のE点(0.8重量%C,1重量%Cr)で示す鋼をフェライトとセメンタイト共存領域の700℃で十分加熱するとG点(フェライト、0.24重量%Cr)とF点(セメンタイト、6.61重量%Cr)の組成になり、前記のように高周波加熱によって1000℃に瞬間的に加熱した場合には、まず、フェライトはオーステナイト状態になるとともに、前述の例のごとくF点のCr濃度が同じH点を通る等炭素活量線に沿ってセメンタイトの一部が炭素拡散律速機構で急速に固溶しながら、炭素が拡散することがわかる。この時の炭素が前記等炭素活量線に沿ってオーステナイト相中に拡散する時間は、前記900℃での粒子半径0.2μmのセメンタイトの均質化拡散時間が0.1秒程度であること、図3に示される合金元素の不均質化時間を考慮すると、少なくとも900℃以上の加熱温度においては1秒以内に炭素の均質化が完了し、この状態で冷却した場合のマルテンサイト中の炭素濃度はセメンタイト中のCr濃度によって決められることから、焼入れ後のマルテンサイト相中の炭素濃度は約0.5重量%(7.5体積%のセメンタイトが炭素拡散律速で固溶することに相当する)となり、非常に硬質なマルテンサイト中に約5体積%のセメンタイトが未固溶状態で分散することがわかる。また、この高周波焼入れによるオーステナイトの焼入れ性(DI値)はFe−0.5重量%C−0.24重量%Crの組成から計算され、均質化した鋼材(Fe−0.8重量%C−1.0重量%Cr)のDI値よりも顕著に低下していることがわかる。
XC M=Aexp(B・XCr Θ)
A=0.0041(T+273)−3.3809
B=0.000188(T+273)−0.426
ここで、加熱温度T℃であり、そのXC M(重量%)の推定誤差は±0.05重量%C程度と考えられる。
前記(2)のセメンタイトの炭素拡散律速機構によってマルテンサイト中の固溶炭素濃度が決まることは同じであるが、(2)における残りのセメンタイトが合金元素の拡散によって固溶する機構としては、H点がセメンタイトと異なるCr7C3炭化物とγ相が平衡域に位置するが、固溶過程においては、非平衡なセメンタイトとγ相の二相平衡がセメンタイトの固溶過程において成り立つと単純に仮定している。この仮定は、このセメンタイトの固溶過程において、セメンタイト消失前に新たにCr7C3炭化物が形成されるような複雑な拡散過程を経て、自由エネルギーを必要とする反応が起こらないとの考えに基づくものである。この場合においても、Cr7C3炭化物の新たな形成を必要としないセメンタイトの合金拡散律速による固溶機構を検討するものであって、セメンタイト/γ相界面のγ相組成は、すくなくともCr7C3炭化物が析出しなくても良い(γ相+セメンタイト+Cr7C3)三相共存領域のK点組成になる組成的拘束条件が加わるためにセメンタイトの固溶がより遅延される場合が考えられる。
Crは、(フェライト+セメンタイト)二相領域においてセメンタイト中に最も顕著に濃縮し、(オーステナイト+セメンタイト)二相領域においても前記のようにセメンタイト中に濃縮するとともにセメンタイト中に約35重量%まで多量に固溶できる元素であって、前述のようにオーステナイト中の炭素との親和力が強いことによって、セメンタイトのオーステナイト相中への固溶を遅らせる作用を顕著に示す元素である。固溶炭素濃度が0.35〜0.8重量%のマルテンサイト相中に、少なくとも2体積%以上のセメンタイトを分散させるために、0.4〜1.5重量%Cを含有する鋼材に対して0.3〜2重量%Crを添加し、セメンタイト中のCr濃度を3.5〜12重量%に調整することが好ましいが、前記予加熱による第2焼入れ硬化層を形成させる観点からはセメンタイト中のCr濃度を4〜12重量%に調整することがより好ましい。
Mnは、硫化物形成元素として顕著に作用するとともにオーステナイト相中に固溶することによって顕著に焼入れ性を高める元素である。また、Mnは、V,Moよりも(フェライト+セメンタイト)二相領域においてセメンタイト中に顕著に濃縮する元素であるが、通常の鋼材添加の範囲においては、オーステナイト状態での特殊炭化物の存在が無く、かつ、オーステナイト中の炭素活量を下げるMnの作用がCrの約1/2以下で、セメンタイト中へ8重量%程度固溶しても、前記Crのようなセメンタイトの固溶遅延作用を示さないが、Crと共存することによって、Crによるセメンタイトの固溶遅延作用をより促進する作用を示し、また、前記メカニズムによる残留オーステナイト相の生成と焼入れ性の向上に大きく寄与するので、通常の鋼材添加の範囲(0.1〜2.0重量%)で適時調整されることが好ましい。
Moは、Crと同様にセメンタイトに濃縮する元素であって、かつ焼入れ性を高めるとともに、焼入れ鋼材の強靭性を高める元素であるので、本実施の形態においても利用されるが、とりわけ、微量のMo添加(0.05重量%)によってパーライト変態を顕著に遅延化し、マルテンサイトおよびベイナイト組織を得られやすくする作用を示す合金元素であることから、前記歯車部材の歯部芯部にパーライトが析出することを防止する作用がある。また、Moはセメンタイトへの最大固溶度が2重量%であって、それ以上に添加した場合にはFe3Mo3C等の特殊炭化物として析出するので、例えば0.55重量%Cと1.5重量%Cを含有する鋼においては、0.4重量%Mo、0.7重量%Mo以上の添加によってFe3Mo3Cが析出するので、Mo上限添加量を0.7重量%とすることが好ましい。このことは先のセメンタイトの固溶機構(3)のCrと同様の遅延作用が0.4重量%以上の添加によって発現するので、その経済性を考慮した場合においては0.4重量%以下であることが好ましい。
Vは、セメンタイトに顕著に濃縮する元素であるが、セメンタイトへの最大固溶限度が0.6重量%と極めて小さいことから、0.55重量%C、1.5重量%Cを含有する鋼においては、0.12重量%V、0.2重量%V以上の添加によってV4C3炭化物が析出し、前記高周波焼入れ処理によってマルテンサイト相中にはVがほとんど固溶せず、またセメンタイトの固溶速度を顕著に遅滞させる。また、焼入れ性に対するVの影響は極めて小さいが、歯車転動面の耐摩耗性および耐焼付き性を高めるために、V4C3炭化物を析出させることは好ましく、工具鋼のV添加量を参考にしてその上限値を2重量%とすることとしたが、機械加工の経済性から、0.2〜1.0重量%とすることがより好ましい。
さらに、前記高周波焼入れによる結晶粒の微細化を促進する合金元素として、Nb,Ti,Zrの一種以上が0.01〜0.5重量%の範囲で添加されることが好ましい。
Bは、0.0003〜0.01重量%が添加されると、パーライト変態が顕著に遅延化されて、焼入性が顕著に高くなり、また、前記表面層からより深部に形成される低炭素濃度のマルテンサイト相を母相とする第2焼入れ硬化層の形成に極めて好ましい元素であって、かつ、Moと同様にパーライトが析出することを防止するとともに、微量のMoと共存することによって、高靭性なベイナイト組織化する作用があるので、本実施の形態の高周波焼入れ処理する鋼材には好ましい元素である。
Si,Al,Ni,Coはセメンタイトから排出され、マルテンサイト中に濃縮するが、Crとは逆に炭素活量を高める合金元素である。とりわけ、Siはオーステナイト中の炭素の活量を顕著に高める元素であって、前記マルテンサイト相に固溶する炭素の濃度を低減する作用(例えば、△C=0.1重量%C/重量%Si)を有することから、結果的には焼入性を高める作用は軽微である。
DI≧0.12×m+0.2
を満たすようにDI値を制御することによって、ピッチ円位置の歯部中心位置5において、マルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相とする第2焼入れ硬化層2が形成されるようにすることが好ましい。
この第2の実施の形態の歯車部材においては、前記第1の実施の形態における第1焼入れ硬化層1中に焼入れ前組織3中に分散させたセメンタイトを2〜17体積%残留、分散させることによって、歯車のピッチング強度および耐摩耗性を改善した歯車部材を提供するものである。また、第1焼入れ硬化層1の深部において形成させる第2焼入れ硬化層2においても3〜20体積%のセメンタイトを残留、分散させたものである。この歯車部材は、第1の実施の形態と同様、焼入れ後に100〜350℃の適正な焼戻し処理が施され、ピッチ円4上の第1焼入れ硬化層1の表面部分の硬さがHv:600以上で、その硬化層1(Hv513以上)の深さが(0.2〜0.6)×m(モジュール)であり、歯元部の第1焼入れ硬化層1の表面部分の硬さがHv:600以上で、その硬化層1(Hv513以上)の深さが(0.15〜0.6)×m(モジュール)であり、第2焼入れ硬化層の硬さがHv300〜500で、ピッチ円中心位置5は第2焼入れ硬化層2に形成されているのが好ましい。
DI≧0.12×m+0.2
を満たすようにDI値を制御することによって、前記ピッチ円上の中心位置5がマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を母相とする第2焼入れ硬化層2に形成されるようにするのが好ましい。
この第3の実施の形態は、前記第1、第2の実施の形態の歯車部材における製造技術を、図11(a)に示されるベアリング部材11、減速機キャリヤピンのような軸部材12および歯車部材13や、図11(b)に示されるカム14,15およびカムシャフト部材16に適用したものである。
本実施例では、歯車の歯面における滑りを伴う転動疲労強度を調べるために、図12に示される試験片を用いてローラピッチング試験を実施し、各種の焼入れ焼戻し炭素鋼および浸炭焼入れ肌焼き鋼のピッチング強度を調べた。表1は本実施例に用いた各種炭素鋼、肌焼き鋼の化学成分を示したものであり、各種鋼材は図12(a)に示される小ローラ試験片17の形状に加工した後、No.1、2、4は820℃で30分加熱後に水焼入れし160℃で3hr焼戻し処理を施して、試験に供した。また、No.3とNo.4は素材調質処理後に転動面を40kHz、200kWの高周波電源を用いて950℃に加熱した後に焼入れ硬化し、前述と同様の焼戻し処理を施した。さらに、No.5は930℃で5hrの浸炭処理(炭素ポテンシャル0.8)を施した後850℃に冷却し、850℃で30分保持した後に60℃の焼入れ油に焼入れ、その後、前述と同様の焼戻し処理を施した。
実施例1の図13(a),(b),(c)は、表2中のNo.1鋼材(表1のNo.4のSUJ2相当材)を810℃に2hr加熱し、600℃まで徐冷するセメンタイトの粒状化処理(徐冷法)を施した後、高周波加熱によって6℃/secの加熱速度で800〜1050℃の各温度に加熱した後に水焼入れし、その焼入れ層硬さとX線解析によるマルテンサイト中の炭素濃度およびそれから算出される未固溶セメンタイト量の関係を調査した結果を示したものである。この図から、Crのセメンタイトへの濃縮(約7.8重量%Cr)によって、前記転動部材や歯車部材として必要な十分な硬さのマルテンサイトを得るためには、前述のように、少なくとも900〜1100℃の範囲に加熱温度を設定することが好ましいこと、その時のマルテンサイト中の炭素濃度が約0.35〜0.8重量%であり、2〜10体積%の硬質なセメンタイト粒子が分散していることが必要である。歯車部材などの転動面のピッチング強度を高めるためには、転動面のマルテンサイト中の炭素濃度を0.4〜0.8重量%と設定することがより好ましい。浸炭歯車部材よりもピッチング強度の優れた本実施の形態の歯車部材を製造するに際しては、100〜350℃の低温焼戻し処理後の転動面硬さをHv650以上に調整することが好ましいことがわかる。
タイプA:歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度(1)にすばやく誘導加熱した後に、誘導電力を落としてオーステナイト化温度(2)に降温させ、急冷するか、もしくは
タイプB:歯部内部までオーステナイト化温度(2)に加熱した後に、歯形に沿って表面層をオーステナイト化温度(1)にすばやく誘導加熱して急冷することによって製造することができる。
表3は本実施例で使用した合金組成を示したものであり、熱処理は950℃で焼ならし処理後に810〜870℃で30分加熱後水冷し、250、300、350℃で3hr焼戻しした試験片のロックウェル硬さHRCを調査し、さらに、これらの硬さに対する各合金元素添加量の影響を解析した。
250℃では HRC=34×√C(重量%)+26.5
300℃では HRC=36×√C(重量%)+20.9
350℃では HRC=38×√C(重量%)+15.3
の近似式で記述されることがわかった。
△HRC=4.3×Si(重量%)+7.3×Al(重量%)+1.2×Cr(重量%)×(0.45÷C(重量%))+1.5×Mo(重量%)+3.1×V(重量%)
表4は本実施例で使用する鋼材の合金成分を示したものである。950℃で焼ならし処理を施した後に、直径30mm長さ100mmの円柱状試験片に機械加工し、850〜900℃で1hr加熱した後に水冷したものと、水冷した後に650℃で5hr焼戻し処理を施したものを、3kHzの高周波加熱設備を使い、15秒間で870℃にほぼ均一加熱状態にした後水冷したものの焼入れ硬化深さを求めた。さらに、表4の化学成分からもとまるDI値1と前記650℃の焼戻し処理から計算されるマルテンサイトの化学組成から計算されるDI値2と焼入れ硬化層深さの関係を図20に示したが、明らかに、高周波焼入れ前組織のセメンタイト中に合金元素を濃縮させることによって高周波焼入れ時の焼入れ性が顕著に低減され、かつ正確に制御されていることがわかる。なお、同図中のNo.P6がとりわけ、図中の直線性から大きくずれているが、これは、焼入れ前組織中のセメンタイトが約10体積%未固溶状態で残留し、そのセメンタイト中に多くの合金元素を含有し、かつ、マルテンサイト中の炭素濃度が少なくなることによってDI値2が小さくなるためであり、さらに、結晶粒の微細化による焼入れ性がより低下していることがわかる。
通常、高周波焼入れした転動部材の耐摩耗性が十分でないことから、本実施例においては、その耐摩耗性に対するセメンタイト分散の影響を前記実施例のローラピッチング試験を用いて評価した。ローラピッチング試験方法は前述のとおりであって、摩耗量は面圧250kgf/mm2の条件で2×106回の試験後の小ローラの摩耗深さ(μm)で評価した。使用した供試鋼は表5に示すとおりであって、高周波焼入れした後、セメンタイト量、残留オーステナイト量および摩耗量を表5に合わせて示したが、明らかにセメンタイトの分散によって顕著に耐摩耗性が改善されていることがわかる。また、No.W3では粒状セメンタイトよりもパーライト組織状に板状セメンタイトが分散した場合の方が耐摩耗性に優れているが、これは滑りを伴う転動面でのオイルポケットの形成によって潤滑状況が改善されたことによるものであり、この組織形態は歯車部材に限らず、ベアリングなどの転がり部材にも好適であることがわかる。
2 第2焼入れ硬化層
3 焼入れ前組織
4 ピッチ円
5 ピッチ円中心位置
6,7 軸部
8,9 歯部
10 スプライン
11 ベアリング部材
12 軸部材
13 歯車部材
14,15 カム
16 カムシャフト部材
Claims (26)
- 少なくとも0.4〜1.5重量%のCを含有する鋼材を用い、表面層から内部中心に向かって二種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層とその内の1種以上の焼入れ処理によって形成される硬化層において2体積%以上のセメンタイトが分散されている組織を有することを特徴とする転動部材。
- 表面層に形成され、0.35〜0.8重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第1焼入れ硬化層と、
前記第1焼入れ硬化層より深い層に形成され、0.07〜0.3重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方を含有する母相中に、セメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層と、
を具備することを特徴とする転動部材。 - 請求項2において、前記第2焼入れ硬化層より深い層に残留され、フェライト中にセメンタイトが分散された焼入れ前組織をさらに具備することを特徴とする転動部材。
- 請求項2において、前記第1焼入れ硬化層と第2焼入れ硬化層との間に形成された中間層をさらに具備し、前記中間層は第1焼入れ硬化層と第2焼入れ硬化層の中間的硬さを有することを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至4のいずれか一項において、前記第1焼入れ硬化層および前記第2焼入れ硬化層は高周波焼入れによって形成されたものであることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至5のいずれか一項において、前記転動部材は、0.4〜1.5重量%のCと2重量%以下のCrを含有する鋼材からなることを特徴とする転動部材。
- 請求項6において、前記鋼材は、0.1〜2重量%のMn、0.05〜1.5重量%の(Si+Al)、0.7重量%以下のMo、1.4重量%以下のW、2重量%以下のV、1重量%以下のAl、3重量%以下のNi、0.01重量%以下のB、1重量%以下の(Ti+Nb+Zr)のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項6又は7において、前記鋼材にはCrが0.3〜2重量%含有され、前記鋼材中のセメンタイト中にCrが3〜12重量%含有されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至8のいずれか一項において、前記転動部材には、0.5〜1.5重量%のCおよび0.5〜2重量%のCrを含有する鋼材が用いられ、前記第1焼入れ硬化層にはセメンタイトが2〜17体積%分散され、前記第2焼入れ硬化層にはセメンタイトが4〜20体積%分散されていることを特徴とする記載の転動部材。
- 請求項2乃至9のいずれか一項において、前記第1焼入れ硬化層中には、10〜50体積%の残留オーステナイトが分散されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至10のいずれか一項において、前記第1焼入れ硬化層中には、V4C3、TiC、NbCおよびZrCのうち一種以上が分散されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項6乃至10のいずれか一項において、前記鋼材には0.5〜1.5重量%の(Si+Al)を含有し、さらに、0.1〜2重量%のMn、3重量%以下のNi、0.05〜0.7重量%のMo、0.2〜1重量%のV、0.1〜0.5重量%の(Ti+Nb+Zr)のうち一種以上が含有されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至12のいずれか一項において、前記転動部材は歯車部材に適用され、前記歯車部材の歯部ピッチ円位置での前記第1焼入れ硬化層の深さが歯車モジュールの0.15〜0.6倍の範囲にあり、前記第1焼入れ硬化層より深い層もしくは前記歯車部材の歯部中心位置に、ビッカース硬さHv260〜500の前記第2焼入れ硬化層が形成されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至12のいずれか一項において、前記転動部材はベアリング部材もしくはカムシャフト部材に適用されることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至14のいずれか一項において、前記第1焼入れ硬化層もしくは第1焼入れ硬化層と第2焼入れ硬化層が100〜350℃の焼戻し処理されていることを特徴とする転動部材。
- 請求項2乃至15のいずれか一項において、前記第1焼入れ硬化層の表面部に加工処理が施され、前記第1焼入れ硬化層の表面部には50kgf/mm2以上の圧縮残留応力が付加されていることを特徴とする転動部材。
- 0.4〜1.5重量%のCと2重量%以下のCrを含有する鋼材であって、前記鋼材中のセメンタイト中の合金元素の濃度に等しい合金組成のオーステナイトと平衡するセメンタイトの固溶度の炭素活量が、前記鋼材のオーステナイトの炭素活量より低くなるようにセメンタイト中の合金組成を調整した鋼材を用意する工程と、
Ac1温度〜1150℃の温度範囲またはAc3温度〜1150℃の温度範囲において、二種以上の加熱温度に前記鋼材を表面層から誘導加熱した後に急冷する焼入れ工程と、
を具備することを特徴とする転動部材の製造方法。 - 請求項17において、前記鋼材は、それぞれ2重量%以下のMn,V,Mo,Wのうち一種以上の合金元素が含有されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
- 請求項17又は18において、前記鋼材を用意する工程は、0.4〜1.5重量%のCおよび0.3〜2重量%のCrを含有する鋼材を、前記鋼材中のセメンタイト中にCrが3.5〜12重量%含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を900〜1150℃の高温域に加熱することと、前記鋼材における前記表面層より深部をAc1温度〜950℃の低温域またはAc3温度〜950℃の低温域に加熱することの二種類の誘導加熱を行った後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。 - 請求項17乃至19のいずれか一項において、前記焼入れ工程は、前記鋼材の表面層を900〜1150℃に加熱した後に、冷却しながら、その加熱温度より低い温度であってAc1温度〜950℃の範囲の温度またはAc3温度〜950℃の範囲の温度に加熱もしくは保持して前記鋼材を前記表面層より深部まで加熱した後に急冷する工程、もしくは、前記鋼材をAc1温度〜950℃の範囲の温度またはAc3温度〜950℃の範囲の温度に加熱した後に、前記温度に保持して前記鋼材を表面層より深部まで加熱し、加熱温度より高い温度であって900〜1150℃の温度に前記鋼材の表面層を加熱した後に急冷する工程であることを特徴とする転動部材の製造方法。
- 請求項17乃至20のいずれか一項において、前記焼入れ工程におけるAc1温度またはAc3温度から焼入れ温度T(℃)に到達し、冷却するまでの時間t(sec)が、下記式を満足することを特徴とする転動部材の製造方法。
t≦(1350/(T+273))28 - 請求項17又は18において、前記鋼材を用意する工程は、前記鋼材中のセメンタイト中にCrが4〜11重量%含有されるように熱処理する工程を有し、
前記焼入れ工程は、前記鋼材に、Ac1温度〜950℃の範囲の温度で2〜1000秒間の誘導加熱、および900〜1150℃の範囲で0.1〜5秒間の誘導加熱を行った後に急冷することを特徴とする転動部材の製造方法。 - 請求項17乃至22のいずれか一項において、前記焼入れ工程により、前記鋼材の表面層に、0.35〜0.8重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相を母相とする第1焼入れ硬化層が形成されるとともに、前記鋼材の前記第1焼入れ硬化層より深い層に、0.07〜0.3重量%の濃度で炭素が固溶されたマルテンサイト相およびベイナイト相の少なくとも一方が母相とされ、セメンタイトが2〜20体積%分散された第2焼入れ硬化層が形成されることを特徴とする転動部材の製造方法。
- 請求項23において、前記鋼材には0.5〜1.5重量%のCおよび0.5〜2重量%のCrが含有されており、前記第1焼入れ硬化層にはセメンタイトが2〜17体積%分散され、前記第2焼入れ硬化層にはセメンタイトが4〜20体積%分散されていることを特徴とする転動部材の製造方法。
- 請求項23又は24において、前記焼入れ工程の後に、前記第1焼入れ硬化層および前記第2焼入れ硬化層に100〜350℃の温度で焼戻し処理を施す工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
- 請求項17乃至25のいずれか一項において、前記焼入れ工程の後に、前記第1焼入れ硬化層の表面部に加工処理を施すことにより、前記表面部に圧縮残留応力を付与する工程をさらに具備することを特徴とする転動部材の製造方法。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2005131605A JP5319866B2 (ja) | 2004-05-24 | 2005-04-28 | 転動部材およびその製造方法 |
US11/134,431 US7566373B2 (en) | 2004-05-24 | 2005-05-23 | Rolling member and producing method thereof |
US12/003,482 US7641747B2 (en) | 2004-05-24 | 2007-12-26 | Rolling member and producing method thereof |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2004153132 | 2004-05-24 | ||
JP2004153132 | 2004-05-24 | ||
JP2005131605A JP5319866B2 (ja) | 2004-05-24 | 2005-04-28 | 転動部材およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2006009145A true JP2006009145A (ja) | 2006-01-12 |
JP5319866B2 JP5319866B2 (ja) | 2013-10-16 |
Family
ID=35374046
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2005131605A Expired - Fee Related JP5319866B2 (ja) | 2004-05-24 | 2005-04-28 | 転動部材およびその製造方法 |
Country Status (2)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US7566373B2 (ja) |
JP (1) | JP5319866B2 (ja) |
Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007239087A (ja) * | 2006-03-13 | 2007-09-20 | Ntn Corp | 高周波焼入方法、機械部材および転動部材 |
JP2009138261A (ja) * | 2007-11-12 | 2009-06-25 | Topy Ind Ltd | 円柱状部品の熱処理方法 |
JP2010024530A (ja) * | 2008-07-24 | 2010-02-04 | Nsk Ltd | 転がり軸受及びその製造方法 |
JP2010084227A (ja) * | 2008-09-08 | 2010-04-15 | Topy Ind Ltd | 円柱状部品の熱処理方法 |
JP2011208250A (ja) * | 2010-03-30 | 2011-10-20 | Nippon Steel Corp | 窒化高周波焼入れ用鋼及び窒化高周波焼入れ部品 |
JP2012097317A (ja) * | 2010-11-01 | 2012-05-24 | Fuji Electronics Industry Co Ltd | 高周波焼き入れ方法及び鉄鋼を素材とする製品の製造方法 |
JP2012149304A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Nsk Ltd | 軌道部材の熱処理方法 |
JP5301728B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2013-09-25 | アイシン・エィ・ダブリュ株式会社 | 歯車およびその製造方法 |
CN103468914A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-25 | 蓬溪河冶高科有限责任公司 | 剃齿刀热处理工艺 |
US8733199B2 (en) | 2010-04-01 | 2014-05-27 | Aisin Aw Co., Ltd. | Gears and its process of manufacture |
WO2018088207A1 (ja) * | 2016-11-08 | 2018-05-17 | 株式会社日立製作所 | 構造材 |
WO2019208549A1 (ja) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | 日立オートモティブシステムズ株式会社 | 摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法 |
WO2022044392A1 (ja) * | 2020-08-27 | 2022-03-03 | 株式会社日立製作所 | 摺動部材及びその製造方法 |
WO2022230937A1 (ja) * | 2021-04-28 | 2022-11-03 | 日立建機株式会社 | 再処理部品及び再処理部品の製造方法 |
WO2023080029A1 (ja) * | 2021-11-08 | 2023-05-11 | 日本製鉄株式会社 | 摺動部品用鋼材及び摺動部品用鋼材の製造方法 |
Families Citing this family (32)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4390576B2 (ja) * | 2003-03-04 | 2009-12-24 | 株式会社小松製作所 | 転動部材 |
JP4390526B2 (ja) * | 2003-03-11 | 2009-12-24 | 株式会社小松製作所 | 転動部材およびその製造方法 |
JP4629385B2 (ja) * | 2004-08-16 | 2011-02-09 | Ntn株式会社 | 針状ころ軸受 |
JP4562620B2 (ja) * | 2005-08-29 | 2010-10-13 | Ntn株式会社 | 等速自在継手およびその継手外輪の製造方法 |
US20070243043A1 (en) * | 2006-04-17 | 2007-10-18 | Acument Intellectual Properties, Llc | High performance thread forming screw |
WO2008042982A2 (en) * | 2006-10-03 | 2008-04-10 | Cola Jr Gary M | Microtreatment of iron-based alloy, apparatus and method therefor, and articles resulting therefrom |
US20080145264A1 (en) * | 2006-12-19 | 2008-06-19 | The Timken Company | Mo-V-Ni high temperature steels, articles made therefrom and method of making |
GB0719456D0 (en) * | 2007-10-04 | 2007-11-14 | Skf Ab | Rolling element or ring formed from a bearing steel |
US8529708B2 (en) * | 2007-10-22 | 2013-09-10 | Jay Carl Locke | Carburized ballistic alloy |
WO2009063753A1 (ja) | 2007-11-12 | 2009-05-22 | Topy Kogyo Kabushiki Kaisha | 円柱状部品の熱処理方法 |
BE1018151A5 (nl) * | 2008-05-20 | 2010-06-01 | Hansen Transmissions Int | Werkwijze voor het verhogen van de vermoeiingssterkte van een hoofdzakelijk stalen werktuigonderdeel en/of het verminderen van de neiging tot het vormen van zogenaamde "white etching cracks" of brittle flakes" bij zulk stalen werktuigonderdeel. |
EP2410070B1 (en) * | 2008-07-31 | 2014-11-05 | The Secretary Of State For Defence | Bainite steel and methods of manufacture thereof |
DE102008041952B4 (de) * | 2008-09-10 | 2016-10-20 | Robert Bosch Automotive Steering Gmbh | Zahnstange |
DE102010021768A1 (de) * | 2010-05-27 | 2011-12-01 | Schottel Gmbh | Kegelzahnrad eines Kegelgetriebes |
EP2598663A1 (en) * | 2010-07-02 | 2013-06-05 | Aktiebolaget SKF | Bearing component and method for surface hardening |
EP2598662A1 (en) * | 2010-07-02 | 2013-06-05 | Aktiebolaget SKF | Mechanical component and method for surface hardening |
ITTO20111035A1 (it) * | 2011-11-10 | 2013-05-11 | Maina Organi Di Trasmissione S P A | Snodo universale a denti. |
ITTO20111037A1 (it) * | 2011-11-10 | 2013-05-11 | Maina Organi Di Trasmissione S P A | Snodo universale a denti. |
US20130248058A1 (en) * | 2012-03-20 | 2013-09-26 | Brunswick Corporation | Heat Treatment Process for Engine Ring Gear |
JP2015537113A (ja) * | 2012-09-26 | 2015-12-24 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | 亜共析軸受鋼 |
DE102014215838A1 (de) * | 2014-08-11 | 2016-02-11 | Continental Automotive Gmbh | Hochdruckpumpe, Antriebselement einer Hochdruckpumpe und Verfahren zur Herstellung eines Antriebselements einer Hochdruckpumpe |
JP6572530B2 (ja) | 2014-10-17 | 2019-09-11 | 株式会社ジェイテクト | 熱処理装置及び熱処理方法 |
JP6507559B2 (ja) * | 2014-10-17 | 2019-05-08 | 株式会社ジェイテクト | 軸受軌道輪及び転がり軸受 |
CN108220575B (zh) * | 2017-12-30 | 2021-03-30 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 一种轴类工件的激光强化工艺 |
US20190330709A1 (en) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | GM Global Technology Operations LLC | Method for heat treating a crankshaft for a vehicle propulsion system |
US10883154B2 (en) | 2018-08-07 | 2021-01-05 | GM Global Technology Operations LLC | Crankshaft and method of manufacture |
CN109161792A (zh) * | 2018-08-29 | 2019-01-08 | 石钢京诚装备技术有限公司 | 一种高压辊压机的柱钉辊套材料钢 |
US11624106B2 (en) * | 2020-03-18 | 2023-04-11 | Caterpillar Inc. | Carburized steel component and carburization process |
CN112501501A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-03-16 | 包头钢铁(集团)有限责任公司 | 一种tmcp在线淬火高强耐磨钢nm450卷板及其生产方法 |
CN112501421B (zh) * | 2020-11-30 | 2022-05-17 | 苏州中门子工业炉科技有限公司 | 一种耐磨钢球锻造余热进行耐磨钢球热处理工艺 |
CN113898714A (zh) * | 2021-09-02 | 2022-01-07 | 昆明理工大学 | 一种分区梯度组分齿轮 |
CN114574683B (zh) * | 2022-02-25 | 2023-11-28 | 中石化江钻石油机械有限公司 | 一种低碳低合金钢牙掌轴承铸件的热处理方法及牙掌轴承 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06116628A (ja) * | 1992-09-30 | 1994-04-26 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 輪郭焼入れ部品の製造方法 |
JPH10183296A (ja) * | 1996-12-26 | 1998-07-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 |
JP2000301458A (ja) * | 1999-04-21 | 2000-10-31 | Isuzu Motors Ltd | 歯車の表面硬化方法 |
JP2003342636A (ja) * | 2002-05-24 | 2003-12-03 | Komatsu Ltd | 履帯ブッシュとその製造方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4173501A (en) * | 1978-06-01 | 1979-11-06 | Clark Equipment Company | Steel torsional element and method for making |
US5213634A (en) * | 1991-04-08 | 1993-05-25 | Deardo Anthony J | Multiphase microalloyed steel and method thereof |
JP3585034B2 (ja) * | 2000-12-14 | 2004-11-04 | 日産自動車株式会社 | 高強度レース及びその製造方法 |
JP3959608B2 (ja) * | 2001-12-05 | 2007-08-15 | 株式会社ジェイテクト | 外輪が圧延機のバックアップロールとして用いられる転がり軸受および転がり軸受用外輪の製造方法 |
-
2005
- 2005-04-28 JP JP2005131605A patent/JP5319866B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2005-05-23 US US11/134,431 patent/US7566373B2/en not_active Expired - Fee Related
-
2007
- 2007-12-26 US US12/003,482 patent/US7641747B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06116628A (ja) * | 1992-09-30 | 1994-04-26 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 輪郭焼入れ部品の製造方法 |
JPH10183296A (ja) * | 1996-12-26 | 1998-07-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 |
JP2000301458A (ja) * | 1999-04-21 | 2000-10-31 | Isuzu Motors Ltd | 歯車の表面硬化方法 |
JP2003342636A (ja) * | 2002-05-24 | 2003-12-03 | Komatsu Ltd | 履帯ブッシュとその製造方法 |
Cited By (19)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007239087A (ja) * | 2006-03-13 | 2007-09-20 | Ntn Corp | 高周波焼入方法、機械部材および転動部材 |
JP2009138261A (ja) * | 2007-11-12 | 2009-06-25 | Topy Ind Ltd | 円柱状部品の熱処理方法 |
JP2010024530A (ja) * | 2008-07-24 | 2010-02-04 | Nsk Ltd | 転がり軸受及びその製造方法 |
JP2010084227A (ja) * | 2008-09-08 | 2010-04-15 | Topy Ind Ltd | 円柱状部品の熱処理方法 |
JP2011208250A (ja) * | 2010-03-30 | 2011-10-20 | Nippon Steel Corp | 窒化高周波焼入れ用鋼及び窒化高周波焼入れ部品 |
JP5301728B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2013-09-25 | アイシン・エィ・ダブリュ株式会社 | 歯車およびその製造方法 |
US8733199B2 (en) | 2010-04-01 | 2014-05-27 | Aisin Aw Co., Ltd. | Gears and its process of manufacture |
JP2012097317A (ja) * | 2010-11-01 | 2012-05-24 | Fuji Electronics Industry Co Ltd | 高周波焼き入れ方法及び鉄鋼を素材とする製品の製造方法 |
JP2012149304A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Nsk Ltd | 軌道部材の熱処理方法 |
CN103468914A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-25 | 蓬溪河冶高科有限责任公司 | 剃齿刀热处理工艺 |
CN103468914B (zh) * | 2013-09-17 | 2015-01-21 | 蓬溪河冶高科有限责任公司 | 剃齿刀热处理工艺 |
WO2018088207A1 (ja) * | 2016-11-08 | 2018-05-17 | 株式会社日立製作所 | 構造材 |
JPWO2018088207A1 (ja) * | 2016-11-08 | 2019-06-24 | 株式会社日立製作所 | 構造材 |
WO2019208549A1 (ja) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | 日立オートモティブシステムズ株式会社 | 摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法 |
JP2019189925A (ja) * | 2018-04-27 | 2019-10-31 | 日立オートモティブシステムズ株式会社 | 摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法 |
JP6998265B2 (ja) | 2018-04-27 | 2022-02-04 | 日立Astemo株式会社 | 摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法 |
WO2022044392A1 (ja) * | 2020-08-27 | 2022-03-03 | 株式会社日立製作所 | 摺動部材及びその製造方法 |
WO2022230937A1 (ja) * | 2021-04-28 | 2022-11-03 | 日立建機株式会社 | 再処理部品及び再処理部品の製造方法 |
WO2023080029A1 (ja) * | 2021-11-08 | 2023-05-11 | 日本製鉄株式会社 | 摺動部品用鋼材及び摺動部品用鋼材の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US7641747B2 (en) | 2010-01-05 |
US20080149229A1 (en) | 2008-06-26 |
US20050257860A1 (en) | 2005-11-24 |
JP5319866B2 (ja) | 2013-10-16 |
US7566373B2 (en) | 2009-07-28 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5319866B2 (ja) | 転動部材およびその製造方法 | |
JP4390526B2 (ja) | 転動部材およびその製造方法 | |
JP4390576B2 (ja) | 転動部材 | |
JP5958652B2 (ja) | 面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品 | |
EP2514847B1 (en) | Surface layer-hardened steel part and method of manufacturing the same | |
JP5994924B2 (ja) | 高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法 | |
JP5639064B2 (ja) | 浸炭窒化部材の製造方法 | |
US20120160832A1 (en) | Gear part and method of producing thereof | |
JP4819201B2 (ja) | 軟窒化用鋼、並びに軟窒化鋼部品及びその製造方法 | |
US20100296764A1 (en) | Rolling Element or Ring Formed From a Bearing Steel | |
EP3378963B1 (en) | Steel component, gear component, and method for manufacturing steel component | |
JP5135558B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ用粗形材、その製造方法、及び高周波焼入れ鋼部品 | |
JP6520347B2 (ja) | 高周波焼入れ部品の素形材、高周波焼入れ部品、及びそれらの製造方法 | |
US20150232969A1 (en) | Process For Heat Treatment of Parts Made From Low and Specified Hardenability Structural Steel | |
JP2015193929A (ja) | スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品 | |
JP2017171951A (ja) | 鋼部品及びその製造方法 | |
JP2006348321A (ja) | 窒化処理用鋼 | |
JP3989138B2 (ja) | 機械加工性に優れた低歪み型浸炭焼入れ歯車用鋼材およびその鋼材による歯車の製造方法 | |
JP2009102733A (ja) | 転動部材の製造方法 | |
JP2016102253A (ja) | 鋼部品 | |
JP2024072443A (ja) | 歯車及び歯車の製造方法 | |
JP2009079253A (ja) | シャフト及びその製造方法 | |
JP6601359B2 (ja) | 耐摩耗性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
CN117157417A (zh) | 用于生产滚动元件轴承部件的方法、滚动元件轴承部件以及滚动元件轴承 | |
JP2021155831A (ja) | 鋼部品の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080214 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20091228 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110705 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110902 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120605 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120726 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130319 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130508 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130528 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130619 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130709 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130712 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |