JP3845843B2 - Rolling and sliding parts and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、転がり、摺動部品およびその製造方法、さらに詳しくは、異物が混入した潤滑油が用いられる転がり軸受の軌道輪および転動体として使用される転がり部品、またはすべり軸受部品として用いられるのに適した摺動部品、転がり、摺動部品およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術と発明が解決しようとする課題】
異物が混入した潤滑油を用いて使用される転がり軸受の軌道輪および転動体においては、転がり軸受の長寿命化を図るために、表面硬さを増大させ、たとえばロックウェルＣ硬さ（以下、ＨＲＣという）で６２〜６７とすること、軌道輪の軌道面および転動体の転動面における表層部に所定量の微細炭化物を分散して析出させること、軌道輪の軌道面および転動体の転動面の表層部の残留オーステナイト量を所定量、たとえば２０〜４０vol％とすること、ならびに軌道輪の軌道面および転動体の転動面の表層部に所定、たとえば１００MPa以上の圧縮残留応力を付与することが要求される。ここで、表面硬さの増大は、異物による圧痕の生成を防止することを目的とするものであり、微細炭化物の分散析出は、耐摩耗性の向上や、鋼中に炭化物等の硬い第２相を析出させて材料を強化する分散強化や、降伏強さおよび変形抵抗の増大や、靭性の向上を目的とするものであり、所定量の残留オーステナイトの付与は、異物により発生する圧縮応力の緩和、および異物により発生する亀裂の進展の抑制を目的とするものであり、所定の圧縮残留応力の付与は、異物により発生する亀裂の進展の抑制を目的とするものである。
【０００３】
従来、上述したような要求を満たした転がり、摺動部品としては、肌焼き鋼により所定の形状に形成された部品素材に、浸炭処理や浸炭窒化処理が施すことにより製造されたものが用いられていた。
【０００４】
しかしながら、肌焼き鋼は、軸受に適用される量が少なく、軸受用としては大量生産されていないので材料コストが高く、しかも肌焼き鋼の浸炭処理や浸炭窒化処理の熱処理コストも高くなる。したがって、転がり、摺動部品のトータルの製造コストが高くなるという問題がある。
【０００５】
そこで、JIS ＳＵＪ２などの軸受鋼（高炭素クロム軸受鋼）より所定形状に形成された部品素材に、浸炭処理や浸炭窒化処理を施すことにより、転がり、摺動部品を製造することが考えられるが、この場合、表面硬さの増大と炭化物微細化の両者を同時に達成することができず、たとえば元々高炭素で炭化物が存在するJIS ＳＵＪ２に浸炭処理を施して表面硬さを増大させると、既存の炭化物がさらに成長し、巨大炭化物に成長するため、結局のところ異物が混入した潤滑油を使用した場合の寿命が低下するという問題がある。
【０００６】
この発明の目的は、上記問題を解決し、潤滑油中に混入した異物による圧痕の生成を防止しうるとともに耐摩耗性が向上し、さらに潤滑油中に混入した異物により発生する圧縮応力を緩和しうるとともに、亀裂の進展を抑制しうる転がり、摺動部品およびその製造方法を提供することにある。
【０００７】
ここで、転がり、摺動部品とは、純然たる転がり接触、純然たるすべり接触、および転がり接触とすべり接触とが混在する接触を行う部品をいうものとする。
【０００８】
【課題を解決するための手段と発明の効果】
請求項１の発明による転がり、摺動部品は、軸受鋼よりなり、浸炭処理が施されて、表面から最大せん断応力の作用する深さまでの範囲の表層部の全炭素量が１．０〜１．６wt％となされるとともに、前記表層部のマトリックス中の固溶炭素量が０．６〜１．０wt％となされ、さらに前記表層部に炭化物が析出しているとともに、前記炭化物の量が面積率で５〜２０％でかつその粒径が３μｍ以下となされていることを特徴とするものである。
【０００９】
請求項１の発明において、各数値の限定理由は次の通りである。
【００１０】
表層部の全炭素量
この全炭素量を１．０〜１．６wt％に限定したのは、上限値を越えると炭化物が極めて粗大になり、微細化できないからである。なお、下限値はJIS ＳＵＪ２等の軸受鋼（高炭素クロム軸受鋼）がベースとなっていることから必然的に決まる。
【００１１】
表層部のマトリックス中の固溶炭素量
この固溶炭素量を０．６〜１．０wt％に限定したのは、下限値未満であると所望の表面硬さを得ることができなくて、潤滑油中に混入した異物により圧痕が生成し、上限値を越えると表層部の微細炭化物の量が面積率で５％未満になって、耐摩耗性が低下するからである。
【００１２】
表層部の微細炭化物の量
この微細炭化物の量を面積率で５〜２０％に限定したのは、下限値未満であると耐摩耗性が低下し、上限値を越えると粗大な炭化物が発生し、この粗大炭化物が疲労亀裂の起点となって転がり、摺動部品の短寿命化につながるからである。
【００１３】
表層部の微細炭化物の粒径
この粒径を３μｍ以下に限定したのは、３μｍを越えると、非金属介在物と同様に疲労亀裂の起点となるとともに、靭性を確保することができないからである。
【００１４】
請求項１の発明によれば、表面硬さが増大して潤滑油中に混入した異物により圧痕が生成しなくなるとともに、耐摩耗性が向上し、その結果転がり、摺動部品を用いた転がり軸受の長寿命化を図ることができる。しかも、軸受用として大量生産される軸受鋼（高炭素クロム軸受鋼）よりなるので、材料コストが安くなり、その結果トータルの製造コストが安くなる。軸受鋼の中でもJIS ＳＵＪ２は特に大量生産されるため、これを用いると材料コストが極めて安くなるので、好ましい。
【００１５】
また、請求項１の発明において、前記浸炭処理温度が８４０〜８７０℃であることが好ましい。この場合、従来の肌焼き鋼に施す浸炭処理や浸炭窒化処理の加熱温度よりも低くなり、熱処理コストが安くなる。したがって、トータルの製造コストが安くなる。
【００１６】
請求項２の発明による転がり、摺動部品は、請求項１の発明において、前記炭化物の量が面積率で５〜１５％となされているものである。炭化物の量の上限を面積率で１５％にするのは、次の理由による。すなわち、炭化物の量を面積率で１５％を越えたものにするには浸炭処理時間を長くしなければならず、その結果熱処理コストが高くなって、面積率が１５％以下の場合に比べてトータルの製造コストが高くなるからである。
【００１７】
請求項３の発明による転がり、摺動部品は、請求項１の発明において、前記炭化物の量が面積率で１０〜２０％でかつその粒径が２μｍ以下となされているものである。炭化物の量の下限を面積率で１０％としたのは、１０％未満になると、ミクロンオーダおよびサブミクロンオーダの炭化物の量が不足して転がり疲労寿命を向上させる効果が得られないおそれがあるからである。ここで、ミクロンオーダの炭化物は、転がり疲労の原因となるすべり帯の形成を防止する効果があり、サブミクロンオーダの炭化物は、すべり帯の形成を防止する効果はないが、すべり帯を分散させる効果がある。また、炭化物の粒径を２μｍ以下としたのは、２μｍを越えると、非金属介在物と同様に疲労亀裂の起点となるとともに、靭性を確保することができないおそれがあるからである。
【００１８】
請求項４の発明による転がり、摺動部品は、請求項１〜３のうちのいずれかの発明において、前記表層部の表面硬さがロックウェルＣ硬さで６２〜６７、同じく残留オーステナイト量が２０〜４０vol％、同じく圧縮残留応力が１００MPa以上となされているものである。表層部の表面硬さがＨＲＣ６２〜６７であると、潤滑油中に混入した異物により圧痕が生成することが防止される。しかしながら、表面硬さがＨＲＣ６２未満ではこのような効果は得られない。また、表層部の表面硬さをＨＲＣ６７よりも大きくするには、表層部のマトリックス中の固溶炭素量を多くする必要があるが、この場合、表層部の微細炭化物の量が減少し、異物が混入した潤滑油を用いた場合の寿命が低下する。また、表層部の残留オーステナイト量が２０〜４０vol％であると、潤滑油中に混入した異物により発生する表層部の圧縮応力を緩和することができるとともに、亀裂の進展を抑制することができ、その結果転がり、摺動部品を用いた転がり軸受の一層の長寿命化を図ることができる。しかしながら、残留オーステナイト量が２０vol％未満ではこのような効果は得られず、４０vol％を越えると表層部の表面硬さが６２HRC以上にならない。さらに、表層部の圧縮残留応力が１００MPa以上であると、亀裂の進展を抑制することができ、その結果転がり、摺動部品を用いた転がり軸受の一層の長寿命化を図ることができる。
【００１９】
請求項５の発明による転がり軸受は、内外両輪および転動体を備えており、内外両輪および転動体のうちの少なくとも１つが、請求項１〜４のうちのいずれかの部品からなるものである。
【００２０】
特に、転がり軸受の内輪の場合、その軌道面と転動体とは、凸と凸との接触になるので、発生する接触圧力が大きくなり、破損しやすい。この発明による転がり、摺動部品を内輪に用いた転がり軸受によれば、内輪の破損を防止することができ、その結果この転がり軸受の長寿命化を図ることができる。
【００２１】
請求項６の発明による転がり、摺動部品の製造方法は、軸受鋼より所定の形状に形成された加工済み部品素材を、カーボンポテンシャルが１．２％以上である浸炭雰囲気中において８４０〜８７０℃で３時間以上加熱することにより浸炭処理を施した後急冷し、これにより表面から最大せん断応力の作用する深さまでの範囲の表層部の全炭素量を１．０〜１．６wt％とするとともに、前記表層部のマトリックス中の固溶炭素量を０．６〜１．０wt％とし、前記表層部に炭化物を析出させて炭化物の量を面積率で５〜１５％でかつその粒径を３μｍ以下とすることを特徴とするものである。
【００２２】
請求項６の発明において、浸炭処理における各数値の限定理由は次の通りである。なお、表層部の全炭素量、表層部のマトリックス中の固溶炭素量、表層部の炭化物の量の下限および表層部の炭化物の粒径については、限定理由は請求項１の発明の場合と同じである。また、表層部の炭化物の量の上限については、請求項２の発明の場合と同じである。
【００２３】
浸炭処理雰囲気のカーボンポテンシャル
このカーボンポテンシャルを１．２％以上に限定したのは、１．２％未満では、炭素含有量が１wt％程度である軸受鋼に対してほとんど浸炭されないことになり、表層部の硬さおよび炭化物の面積率を所望のものにすることができず、しかも炭化物の微細化を図ることができないからである。
【００２４】
浸炭処理温度
この温度を８４０〜８７０℃に限定したのは、下限値未満であるとカーボンポテンシャルのところで述べたような必要な浸炭を行うことができず、上限値を越えると表層部の結晶粒度が大きくなりすぎるとともに巨大炭化物が析出して強度が低下するからである。すなわち、降伏強さは結晶粒度の−１／２乗に比例するので、結晶粒度が大きくなりすぎると強度が低下する。
【００２５】
浸炭処理時間
この時間を３時間以上に限定したのは、３時間未満であると、一般的転がり、摺動部品の転がり、摺動面における表層部の強化に要する浸炭深さが得られないからである。なお、この表層部とは、一般的には表面から深さ０．５ｍｍ程度までの範囲である。
【００２６】
請求項６の発明によれば、軸受用として多く用いられる軸受鋼よりなる部品素材を用いるので、材料コストが安くなる。しかも、浸炭処理温度が８４０〜８７０℃であるとともに、１度の浸炭処理の後急冷する熱処理を行うだけであるから、熱処理コストが安くなる。したがって、軸受部品のトータルの製造コストが安くなる。軸受鋼の中でもJIS ＳＵＪ２は特に大量生産されるため、これを用いると材料コストが極めて安くなるので、好ましい。
【００２７】
請求項６の発明において、カーボンポテンシャルを１．２〜１．４％とすることが好ましい。カーボンポテンシャルが１．４％を越えると、大量の煤が発生するという問題があるからである。
【００２８】
さらに、請求項６の発明において、加熱時間を３．５〜５時間とすることが好ましい。加熱時間が５時間を超えると、熱処理コストが高くなるとともに、炭化物が巨大化するという問題があるからである。
【００２９】
請求項７の発明による転がり、摺動部品の製造方法は、軸受鋼より所定の形状に形成された加工済み部品素材を、カーボンポテンシャルが０．９〜１．１％の雰囲気中において９３０〜９７０℃で１時間以上加熱することにより既存の炭化物をマトリックス中に溶け込ませる処理を施した後急冷し、ついでカーボンポテンシャルが１．２％以上の雰囲気中において８４０〜８７０℃で３時間以上加熱することにより浸炭処理を施した後急冷し、これにより表面から最大せん断応力の作用する深さまでの範囲の表層部の全炭素量を１．０〜１．６wt％とするとともに、前記表層部のマトリックス中の固溶炭素量を０．６〜１．０wt％とし、さらに前記表層部に炭化物を析出させて炭化物の量を面積率で１０〜２０％でかつその粒径を２μｍ以下とすることを特徴とするものである。
【００３０】
請求項７の発明において、熱処理における各数値の限定理由は次の通りである。なお、表層部の全炭素量、表層部のマトリックス中の固溶炭素量および表層部の炭化物の量の上限については、限定理由は請求項１の発明の場合と同じである。また、表層部の炭化物の量の下限および炭化物の粒径については、請求項３の発明の場合と同じである。
【００３１】
既存の炭化物をマトリックス中に溶け込ませる工程
この工程における雰囲気中のカーボンポテンシャルを０．９〜１．１％に限定したのは、軸受部品に対して浸炭および脱炭を起こさせないためである。１．１％を越えると炭素含有量が１wt％程度である軸受鋼に対して浸炭が起こり、０．９％未満であると脱炭が起こる。
【００３２】
この工程における加熱温度を９３０〜９７０℃に限定したのは、９３０℃未満であると球状焼鈍後存在している第２相としての炭化物のマトリックス中への固溶が不十分であり、９７０℃を越えると焼割れを起こす可能性があるからである。
【００３３】
さらに、この工程における加熱時間を１時間以上に限定したのは、１時間未満であると球状焼鈍後存在している第２相としての炭化物のマトリックス中への固溶が不十分になるからである。
【００３４】
浸炭工程
この工程における雰囲気中のカーボンポテンシャルを１．２％以上に限定したのは、１．２％未満では、炭素含有量が１wt％程度である軸受鋼に対してほとんど浸炭されないことになり、表層部の硬さおよび炭化物の面積率を所望のものにすることができず、しかも炭化物の微細化を図ることができないからである。なお、カーボンポテンシャルの上限は、大量の煤の発生を防止するために１．４％とすることが好ましい。
【００３５】
この工程における加熱温度を８４０〜８７０℃に限定したのは、下限値未満であるとカーボンポテンシャルのところで述べたような必要な浸炭を行うことができず、上限値を越えると表層部の結晶粒度が大きくなりすぎるとともに巨大炭化物が析出して強度が低下するからである。すなわち、降伏強さは結晶粒度の−１／２乗に比例するので、結晶粒度が大きくなりすぎると強度が低下する。
【００３６】
さらに、この工程における加熱時間を３時間以上に限定したのは、３時間未満であると、一般的転がり、摺動部品の転がり、摺動面における表層部の強化に要する浸炭深さが得られないからである。なお、この表層部とは、一般的には表面から深さ０．５ｍｍ程度までの範囲である。
【００３７】
請求項７の発明によれば、既存の炭化物をマトリックス中に溶け込ませる処理を施した後浸炭処理を施しているので、マトリックス中に固溶した炭化物の核から再度微細な炭化物を析出させることが可能になる。したがって、疲労亀裂の発生を防止するとともに、靭性を確保することができ、転がり、摺動部品の長寿命化を図ることが可能になる。また、軸受用として大量生産される軸受鋼を用いるので、材料コストが安くなり、その結果トータルの製造コストが安くなる。軸受鋼の中でもJIS ＳＵＪ２は特に大量生産されるため、これを用いると材料コストが極めて安くなるので、好ましい。
【００３８】
請求項７の発明において、前記浸炭処理を施した後の表層部の炭化物の量を、面積率で１３〜１６％とすることが好ましい。
【００３９】
炭化物の量が面積率で１３％以上であると、請求項３のところで述べた、ミクロンオーダの炭化物によるすべり帯の形成防止効果およびサブミクロンオーダの炭化物によるすべり帯分散効果が一層優れたものになって転がり疲労寿命が向上するからである。また、コスト面を考慮すると、ガス浸炭においては炭化物の量は面積率で１６％以下にすることが妥当である。
【００４０】
請求項１、請求項６および請求項７の発明において、表面から最大せん断応力が作用する深さまでの表層部の範囲を上述したような状態にした理由は次の通りである。すなわち、内部起点剥離の要因となる最大剪断応力が作用する範囲内において、全炭素量、マトリックス中の固溶炭素量、炭化物の量を上述したようにすることにより強度を向上させ、その結果所定の目的が達成されるからである。なお、一般的な転がり軸受部品に代表される転がり、摺動部品おいては、最大せん断応力が作用する深さは、表面から０．５ｍｍまでの範囲である。
【００４１】
【発明の実施形態】
以下、この発明の具体的実施例を比較例とともに説明する。
【００４２】
実施例１〜３および比較例１〜４
表１に示す２種の鋼を用意し、これらの鋼を用いて型番６２０６の転がり軸受に用いられる７種類の内輪素材を形成した。
【００４３】
【表１】
ついで、これらの内輪素材に、図１〜図５に示す熱処理条件で、熱処理を施して内輪（実施例１〜３および比較例１〜４）を製造した。
【００４５】
図１に示す熱処理条件１は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において８５０℃で３時間加熱した後、８０℃に油冷するものである。
【００４６】
図２に示す熱処理条件２は、カーボンポテンシャル０．６％の雰囲気中において８５０℃で０．７時間加熱した後、８０℃に油冷するものである。
【００４７】
図３に示す熱処理条件３は、カーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後、この加熱に引き続いてカーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中において８５０℃で０．７時間加熱し、ついで８０℃に油冷するものである。
【００４８】
図４に示す熱処理条件４は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後、この加熱に引き続いてカーボンポテンシャル１．１％の雰囲気中において８５０℃で０．７時間加熱し、ついで８０℃に油冷するものである。
【００４９】
図５に示す熱処理条件５は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後８０℃に油冷し、ついでカーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において８５０℃で３．５時間加熱し、その後８０℃に油冷するものである。
【００５０】
なお、上述した全ての熱処理においては、図示は省略したが、最後に１６０℃で２時間加熱する焼戻し処理が施される。
【００５１】
このようにして製造された実施例１〜３および比較例１〜４の内輪の鋼種、熱処理条件および熱処理コストを表２に示す。なお、表２中の熱処理条件1Aは熱処理条件１の加熱時間だけを５時間に変更したものであり、熱処理条件1Bは熱処理条件１の加熱時間だけを３．５時間に変更したものである。また、熱処理コストは、安いものから順に１〜５の数字で表す。
【００５２】
【表２】
実施例１〜３および比較例１〜４の内輪の軌道面の表面硬さ(HRC)、軌道最表面の全炭素量、軌道最表面のマトリックス中の固溶炭素量、軌道最表面に析出した炭化物の量（面積率）、軌道最表面に析出した炭化物の最大粒径、表面から深さ５０μｍの位置での残留オーステナイト量（γＲ量）、表面から深さ５０μｍの位置での圧縮残留応力は、表３に示す通りである。
【００５４】
【表３】
評価試験１
実施例１〜３および比較例１〜４の内輪を、JIS ＳＵＪ２からなりかつ通常の浸炭窒化処理が施されてなる外輪および玉と組み合わせて型番６２０６Ｃ３の玉軸受を組立てた。そして、これらの玉軸受を使用し、異物が混入した潤滑油を用いて寿命試験を行った。試験条件は表４に示す通りである。
【００５６】
【表４】
なお、表４に示す試験機は、同時に２個の玉軸受の試験を行うことが可能であり、表４中のラジアル荷重は、１つの玉軸受のラジアル荷重を意味する。
【００５８】
寿命試験の結果も表３に示す。
【００５９】
表３中のＬ１０寿命は、試験機に同じ内輪を備えた玉軸受を２個セットし、いずれかの玉軸受の内輪が破損するまでの時間を計測するという試験を５回繰り返し、破損までの時間の平均をとったものである。
【００６０】
以上の結果から明らかなように、本発明品である実施例１〜３は、軸受鋼の中でも最も大量生産されるJIS ＳＵＪ２を用いているので、特に材料コストが安くなる。さらに、熱処理コストも安くなるとともに、これを用いた軸受の長寿命化を図ることが可能になる。
【００６１】
実施例４および比較例５〜９
表１に示す２種の鋼をを用いて型番６２０６の転がり軸受に用いられる６種類の内輪素材を形成した。
【００６２】
ついで、これらの内輪素材に、図６〜図１１に示す熱処理条件で、熱処理を施して内輪（実施例４および比較例５〜９）を製造した。
【００６３】
図６に示す熱処理条件６は、カーボンポテンシャル１．１％の雰囲気中において９５０℃で２時間加熱した後８０℃に油冷し、ついでカーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において８５０℃に３．５時間加熱した後８０℃に油冷するものである。
【００６４】
図７に示す熱処理条件７は、カーボンポテンシャル０．６％の雰囲気中において８３０℃で０．７時間加熱した後、８０℃に油冷するものである。
【００６５】
図８に示す熱処理条件８は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において８５０℃で３．５時間加熱した後、８０℃に油冷するものである。
【００６６】
図９に示す熱処理条件９は、カーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後、この加熱に引き続いてカーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中において８５０℃で０．７時間加熱し、ついで８０℃に油冷するものである。
【００６７】
図１０に示す熱処理条件１０は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後、この加熱に引き続いてカーボンポテンシャル１．１％の雰囲気中において８５０℃で０．７時間加熱し、ついで８０℃に油冷するものである。
【００６８】
図１１に示す熱処理条件１１は、カーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において９３０℃で５時間加熱した後８０℃に油冷し、ついでカーボンポテンシャル１．３％の雰囲気中において８５０℃で３．５時間加熱し、その後８０℃に油冷するものである。
【００６９】
なお、上述した全ての熱処理においては、図示は省略したが、最後に１６０℃で２時間加熱する焼戻し処理が施される。
【００７０】
このようにして製造された実施例４および比較例５〜９の内輪の鋼種、熱処理条件および熱処理コストを表５に示す。なお、熱処理コストは、安いものから順に１〜４の数字で表す。
【００７１】
【表５】
実施例４および比較例５〜９の内輪の軌道面の表面硬さ(HRC)、軌道最表面の全炭素量、軌道最表面のマトリックス中の固溶炭素量、軌道最表面に析出した炭化物の量（面積率）、軌道最表面に析出した炭化物の最大粒径、表面から深さ５０μｍの位置での残留オーステナイト量（γＲ量）、表面から深さ５０μｍの位置での圧縮残留応力は、表６に示す通りである。
【００７３】
【表６】
評価試験２
実施例４および比較例５〜９の内輪を、JIS ＳＵＪ２からなりかつ通常の浸炭窒化処理が施されてなる外輪および玉と組み合わせて型番６２０６Ｃ３の玉軸受を組立てた。そして、これらの玉軸受を使用し、前記評価試験１と同様にして異物が混入した潤滑油を用いて寿命試験を行った。
【００７５】
寿命試験の結果も表６に示す。
【００７６】
表６中のＬ１０寿命は、試験機に同じ内輪を備えた玉軸受を２個セットし、いずれかの玉軸受の内輪が破損するまでの時間を計測するという試験を５回繰り返し、破損までの時間の平均をとったものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱処理条件１を示す線図である。
【図２】熱処理条件２を示す線図である。
【図３】熱処理条件３を示す線図である。
【図４】熱処理条件４を示す線図である。
【図５】熱処理条件５を示す線図である。
【図６】熱処理条件６を示す線図である。
【図７】熱処理条件７を示す線図である。
【図８】熱処理条件８を示す線図である。
【図９】熱処理条件９を示す線図である。
【図１０】熱処理条件１０を示す線図である。
【図１１】熱処理条件１１を示す線図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is used as a rolling part, a sliding part and a manufacturing method thereof, more specifically, a rolling part used as a bearing ring and a rolling element of a rolling bearing in which a lubricant containing foreign matter is used, or a sliding bearing part. The present invention relates to a sliding component, a rolling component, a sliding component, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art and problems to be solved by the invention]
In the bearing ring and rolling element of a rolling bearing used using lubricating oil mixed with foreign matter, in order to extend the life of the rolling bearing, the surface hardness is increased, for example, Rockwell C hardness (hereinafter referred to as “Rockwell C hardness”). HRC) 62-67, a predetermined amount of fine carbide is dispersed and precipitated on the raceway surface of the raceway and the rolling surface of the rolling element, and the raceway surface of the raceway and the rolling element rolling. The amount of retained austenite in the surface layer portion of the moving surface is set to a predetermined amount, for example, 20 to 40 vol%, and a predetermined amount of compressive residual stress, for example, 100 MPa or more is applied to the surface layer portion of the raceway surface of the raceway and the rolling element. It is required to do. Here, the increase in surface hardness is intended to prevent the formation of indentations due to foreign matters, and the dispersion and precipitation of fine carbides can improve wear resistance and increase the second hardness of the carbides such as carbides in the steel. The purpose is to enhance dispersion by strengthening the material by precipitating phases, to increase yield strength and deformation resistance, and to improve toughness. The purpose is relaxation and suppression of the progress of cracks generated by the foreign matter, and the application of the predetermined compressive residual stress is intended to suppress the progress of cracks generated by the foreign matter.
[0003]
Conventionally, as rolling and sliding parts that satisfy the above-mentioned requirements, parts manufactured by carburizing or carbonitriding to part materials formed in a predetermined shape from case-hardened steel are used. It was.
[0004]
However, the amount of case-hardened steel applied to the bearing is small, and since it is not mass-produced for bearings, the material cost is high, and the heat treatment cost for carburizing and carbonitriding of case-hardened steel is also high. Therefore, there is a problem that the total manufacturing cost of rolling and sliding parts increases.
[0005]
Therefore, it is conceivable that rolling and sliding parts are manufactured by subjecting a component material formed into a predetermined shape from bearing steel (high carbon chromium bearing steel) such as JIS SUJ2 to carburizing or carbonitriding. In this case, both increase in surface hardness and refinement of carbide cannot be achieved at the same time. For example, if the surface hardness is increased by carburizing JIS SUJ2, which originally has high carbon and carbide, Since this carbide further grows and grows into a giant carbide, there is a problem that the service life is reduced when a lubricating oil mixed with foreign matters is used.
[0006]
The object of the present invention is to solve the above problems, prevent the formation of indentation by foreign matter mixed in the lubricating oil, improve the wear resistance, and relieve the compressive stress generated by the foreign matter mixed in the lubricating oil. It is also possible to provide a rolling and sliding component that can suppress the development of cracks and a method for manufacturing the same.
[0007]
Here, the rolling / sliding component means a component that performs pure rolling contact, pure sliding contact, and contact in which rolling contact and sliding contact are mixed.
[0008]
[Means for Solving the Problems and Effects of the Invention]
The rolling and sliding parts according to the invention of claim 1 are made of bearing steel, carburized, and the total amount of carbon in the surface layer in the range from the surface to the depth at which the maximum shear stress acts is 1.0 to 1. .6 wt%, and the amount of dissolved carbon in the matrix of the surface layer portion is 0.6 to 1.0 wt%. Further, carbide is deposited on the surface layer portion, and the amount of the carbide is the area. The ratio is 5 to 20% and the particle size is 3 μm or less.
[0009]
In the first aspect of the present invention, the reasons for limiting each numerical value are as follows.
[0010]
The total amount of carbon in the surface layer portion The total amount of carbon is limited to 1.0 to 1.6 wt% because the carbide becomes extremely coarse when it exceeds the upper limit value and cannot be refined. The lower limit is inevitably determined because it is based on bearing steel (high carbon chromium bearing steel) such as JIS SUJ2.
[0011]
The amount of solid solution carbon in the matrix of the surface layer portion The reason why the amount of solid solution carbon is limited to 0.6 to 1.0 wt% is that the desired surface hardness can be obtained when the amount is less than the lower limit. This is because indentations are generated by foreign matters mixed in the lubricating oil, and when the upper limit is exceeded, the amount of fine carbide in the surface layer portion is less than 5% in terms of area ratio, and wear resistance is reduced.
[0012]
The amount of fine carbide in the surface layer portion The amount of fine carbide is limited to 5 to 20% in terms of area ratio. If the amount is less than the lower limit value, the wear resistance is lowered, and if the upper limit value is exceeded, the amount is coarse. This is because carbide is generated, and this coarse carbide rolls as a starting point of fatigue crack, leading to a shortened life of the sliding component.
[0013]
Particle size of fine carbide in surface layer This particle size is limited to 3 μm or less. If it exceeds 3 μm, it becomes a starting point of fatigue crack as well as non-metallic inclusions, and toughness can be secured. It is not possible.
[0014]
According to the first aspect of the present invention, the surface hardness increases and foreign matter mixed in the lubricating oil does not generate an indentation, and wear resistance is improved. As a result, the rolling bearing uses a sliding component. It is possible to extend the service life. Moreover, since it is made of bearing steel (high carbon chromium bearing steel) that is mass-produced for bearings, the material cost is reduced, and as a result, the total manufacturing cost is reduced. Among bearing steels, JIS SUJ2 is particularly mass-produced, and therefore, using it is preferable because the material cost is extremely low.
[0015]
In the invention of claim 1, the carburizing temperature is preferably 840 to 870 ° C. In this case, it becomes lower than the heating temperature of the carburizing treatment or carbonitriding treatment applied to the conventional case-hardened steel, and the heat treatment cost is reduced. Therefore, the total manufacturing cost is reduced.
[0016]
The rolling and sliding parts according to the invention of claim 2 are the parts according to claim 1, wherein the amount of the carbide is 5 to 15% by area ratio. The reason why the upper limit of the amount of carbide is 15% in terms of area ratio is as follows. That is, in order to make the amount of carbide exceeding 15% in area ratio, it is necessary to lengthen the carburizing treatment time. As a result, the heat treatment cost becomes high, compared with the case where the area ratio is 15% or less. This is because the total manufacturing cost increases.
[0017]
The rolling and sliding component according to the invention of claim 3 is the rolling and sliding part according to the invention of claim 1, wherein the amount of the carbide is 10 to 20% in terms of area ratio and the particle size is 2 μm or less. The reason why the lower limit of the amount of carbide is 10% in terms of area ratio is that if it is less than 10%, the amount of carbide in micron order and submicron order is insufficient, and the effect of improving rolling fatigue life may not be obtained. Because. Here, micron-order carbides have the effect of preventing the formation of slip bands that cause rolling fatigue, and submicron-order carbides have no effect to prevent the formation of slip bands, but disperse the slip bands. effective. Further, the reason why the particle size of the carbide is set to 2 μm or less is that when it exceeds 2 μm, it becomes a starting point of fatigue crack as in the case of non-metallic inclusions, and the toughness may not be ensured.
[0018]
The rolling and sliding component according to the invention of claim 4 is the invention according to any one of claims 1 to 3, wherein the surface hardness of the surface layer portion is 62 to 67 in terms of Rockwell C hardness, and the amount of retained austenite is the same. 20 to 40 vol%, and the compression residual stress is 100 MPa or more. When the surface hardness of the surface layer portion is HRC 62 to 67, generation of indentation due to foreign matters mixed in the lubricating oil is prevented. However, such effects cannot be obtained if the surface hardness is less than HRC62. Further, in order to make the surface hardness of the surface layer portion larger than that of HRC67, it is necessary to increase the amount of dissolved carbon in the matrix of the surface layer portion. The life when using lubricating oil mixed with is reduced. Further, when the amount of retained austenite in the surface layer portion is 20 to 40 vol%, the compressive stress of the surface layer portion generated by the foreign matter mixed in the lubricating oil can be relaxed, and the progress of cracks can be suppressed. As a result, rolling and a longer life of the rolling bearing using the sliding parts can be achieved. However, if the amount of retained austenite is less than 20 vol%, such an effect cannot be obtained, and if it exceeds 40 vol%, the surface hardness of the surface layer does not become 62 HRC or more. Further, when the compressive residual stress of the surface layer portion is 100 MPa or more, the progress of cracks can be suppressed, and as a result, rolling can be achieved and the life of the rolling bearing using sliding parts can be further extended.
[0019]
The rolling bearing according to the invention of claim 5 includes both inner and outer wheels and rolling elements, and at least one of the inner and outer wheels and rolling elements is made of any one of the parts of claims 1 to 4.
[0020]
In particular, in the case of an inner ring of a rolling bearing, the raceway surface and the rolling element are in contact with each other, so that the generated contact pressure increases and is easily damaged. According to the rolling bearing using the rolling and sliding parts of the present invention for the inner ring, the inner ring can be prevented from being damaged, and as a result, the life of the rolling bearing can be extended.
[0021]
According to a sixth aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a rolling / sliding component, wherein a processed component material formed in a predetermined shape from bearing steel is 840-870 ° C. in a carburizing atmosphere having a carbon potential of 1.2% or more. And then quenching by carburizing by heating for 3 hours or more, thereby making the total carbon content of the surface layer in the range from the surface to the depth at which the maximum shear stress acts is 1.0 to 1.6 wt% The solid solution carbon content in the matrix of the surface layer portion is 0.6 to 1.0 wt%, the carbide is precipitated on the surface layer portion, the amount of carbide is 5 to 15% by area ratio, and the particle size is 3 μm. It is characterized by the following.
[0022]
In the invention of claim 6, the reason for limiting each numerical value in the carburizing process is as follows. Regarding the total amount of carbon in the surface layer portion, the amount of dissolved carbon in the matrix of the surface layer portion, the lower limit of the amount of carbide in the surface layer portion, and the particle size of the carbide in the surface layer portion, the reasons for limitation are the same as in the case of the invention of claim 1 The same. Further, the upper limit of the amount of carbide in the surface layer portion is the same as in the case of the invention of claim 2.
[0023]
Carbon potential in the carburizing atmosphere This carbon potential is limited to 1.2% or more. If it is less than 1.2%, it is hardly carburized with respect to bearing steel having a carbon content of about 1 wt%. This is because the hardness of the surface layer portion and the area ratio of the carbide cannot be made desired, and further, the carbide cannot be refined.
[0024]
Carburizing temperature This temperature is limited to 840 to 870 ° C. If the temperature is less than the lower limit value, the necessary carburization as described in the carbon potential cannot be performed. This is because the crystal grain size of the portion becomes too large, and a large amount of carbide precipitates to lower the strength. That is, since the yield strength is proportional to the -1/2 power of the crystal grain size, the strength decreases when the crystal grain size becomes too large.
[0025]
Carburization treatment time This time is limited to 3 hours or more. If it is less than 3 hours, the carburization depth required for general rolling, rolling of sliding parts, and strengthening of the surface layer portion on the sliding surface is reduced. It is because it cannot be obtained. In addition, this surface layer part is generally a range from the surface to a depth of about 0.5 mm.
[0026]
According to the sixth aspect of the present invention, since the component material made of bearing steel often used for bearings is used, the material cost is reduced. In addition, since the carburizing temperature is 840 to 870 ° C., only the heat treatment for rapid cooling is performed after one carburizing treatment, so that the heat treatment cost is reduced. Therefore, the total manufacturing cost of the bearing parts is reduced. Among bearing steels, JIS SUJ2 is particularly mass-produced, and therefore, using it is preferable because the material cost is extremely low.
[0027]
In the invention of claim 6, the carbon potential is preferably set to 1.2 to 1.4%. This is because if the carbon potential exceeds 1.4%, a large amount of soot is generated.
[0028]
Furthermore, in the invention of claim 6, the heating time is preferably set to 3.5 to 5 hours. This is because if the heating time exceeds 5 hours, the heat treatment cost increases and the carbides become enormous.
[0029]
According to a seventh aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a rolling / sliding component, wherein a processed component material formed into a predetermined shape from bearing steel is 930-970 in an atmosphere having a carbon potential of 0.9-1.1%. Heat at ℃ 1 hour or more to quench the existing carbides in the matrix and then quench, then heat at 840 to 870 ℃ for 3 hours or more in an atmosphere with a carbon potential of 1.2% or more Then, after quenching by carburization, the total carbon content of the surface layer in the range from the surface to the depth at which the maximum shear stress acts is 1.0-1.6 wt%, and in the matrix of the surface layer The amount of solid solution carbon is 0.6 to 1.0 wt%, and further, carbide is deposited on the surface layer portion so that the amount of carbide is 10 to 20% in area ratio and the particle size is 2 μm or less. And it is characterized in Rukoto.
[0030]
In the invention of claim 7, the reason for limiting each numerical value in the heat treatment is as follows. In addition, about the upper limit of the total carbon amount of a surface layer part, the amount of solid solution carbon in the matrix of a surface layer part, and the quantity of the carbide | carbonized_material of a surface layer part, the reason for limitation is the same as the case of the invention of Claim 1. Further, the lower limit of the amount of carbide in the surface layer portion and the particle size of the carbide are the same as in the case of the invention of claim 3.
[0031]
Step of dissolving the existing carbide in the matrix The reason why the carbon potential in the atmosphere in this step is limited to 0.9 to 1.1% is to prevent carburization and decarburization of the bearing parts. It is. If it exceeds 1.1%, carburization occurs in the bearing steel having a carbon content of about 1 wt%, and if it is less than 0.9%, decarburization occurs.
[0032]
The reason why the heating temperature in this step is limited to 930 to 970 ° C. is that if it is less than 930 ° C., the solid solution of the carbide as the second phase existing after the spherical annealing is insufficient in the matrix, 970 ° C. This is because exceeding the range may cause fire cracking.
[0033]
Furthermore, the reason for limiting the heating time in this step to 1 hour or more is that if it is less than 1 hour, solid solution of the carbide as the second phase existing after the spherical annealing becomes insufficient in the matrix. is there.
[0034]
Carburizing process The carbon potential in the atmosphere in this process is limited to 1.2% or more. If it is less than 1.2%, the carburizing steel is hardly carburized when the carbon content is about 1 wt%. This is because the hardness of the surface layer portion and the area ratio of the carbide cannot be made desired, and further, the carbide cannot be refined. The upper limit of the carbon potential is preferably 1.4% in order to prevent the generation of a large amount of soot.
[0035]
The reason why the heating temperature in this step is limited to 840 to 870 ° C. is that if it is less than the lower limit value, the necessary carburization as described in the carbon potential cannot be performed. This is because the strength is lowered due to the precipitation of giant carbides as well as the increase in the thickness. That is, since the yield strength is proportional to the -1/2 power of the crystal grain size, the strength decreases when the crystal grain size becomes too large.
[0036]
Further, the heating time in this step is limited to 3 hours or more, and if it is less than 3 hours, the carburization depth required for general rolling, rolling of the sliding parts, and strengthening of the surface layer portion on the sliding surface is obtained. Because there is no. In addition, this surface layer part is generally a range from the surface to a depth of about 0.5 mm.
[0037]
According to the invention of claim 7, since the carburizing process is performed after the process of dissolving the existing carbides in the matrix, the fine carbides can be precipitated again from the cores of the carbides dissolved in the matrix. It becomes possible. Therefore, it is possible to prevent the occurrence of fatigue cracks and to secure toughness, and to extend the life of rolling and sliding parts. Further, since the bearing steel that is mass-produced for bearings is used, the material cost is reduced, and as a result, the total manufacturing cost is reduced. Among bearing steels, JIS SUJ2 is particularly mass-produced, and therefore, using it is preferable because the material cost is extremely low.
[0038]
In the invention of claim 7, it is preferable that the amount of carbide in the surface layer portion after the carburizing treatment is 13 to 16% in terms of area ratio.
[0039]
When the amount of carbide is 13% or more by area ratio, the effect of preventing the formation of slip bands by micron-order carbides and the effect of dispersing slip bands by sub-micron order carbides described in claim 3 are further improved. This is because the rolling fatigue life is improved. In consideration of cost, it is appropriate that the amount of carbide is 16% or less in area ratio in gas carburizing.
[0040]
In the inventions of claims 1, 6 and 7, the reason why the range of the surface layer portion from the surface to the depth at which the maximum shear stress acts is as described above is as follows. That is, the strength is improved by making the total carbon amount, the solid solution carbon amount in the matrix, and the carbide amount as described above within the range in which the maximum shear stress that causes internal origin peeling acts, and as a result This is because the purpose is achieved. In the rolling and sliding parts represented by general rolling bearing parts, the depth at which the maximum shear stress acts is in the range of 0.5 mm from the surface.
[0041]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, specific examples of the present invention will be described together with comparative examples.
[0042]
Examples 1-3 and Comparative Examples 1-4
Two types of steel shown in Table 1 were prepared, and seven types of inner ring materials used for a rolling bearing of model number 6206 were formed using these steels.
[0043]
[Table 1]
Subsequently, these inner ring materials were subjected to heat treatment under the heat treatment conditions shown in FIGS. 1 to 5 to produce inner rings (Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4).
[0045]
Heat treatment condition 1 shown in FIG. 1 is one in which heating is performed at 850 ° C. for 3 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%, and then oil cooling is performed to 80 ° C.
[0046]
Heat treatment condition 2 shown in FIG. 2 is one in which heating is performed at 850 ° C. for 0.7 hours in an atmosphere having a carbon potential of 0.6%, and then oil cooling is performed to 80 ° C.
[0047]
The heat treatment condition 3 shown in FIG. 3 is that after heating for 5 hours at 930 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 0.8%, following this heating, 0.7 hours at 850 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 0.8%. It is heated and then oil cooled to 80 ° C.
[0048]
In the heat treatment condition 4 shown in FIG. 4, after heating at 930 ° C. for 5 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%, following this heating, 0.7 hours at 850 ° C. in an atmosphere having a carbon potential of 1.1%. It is heated and then oil cooled to 80 ° C.
[0049]
The heat treatment condition 5 shown in FIG. 5 is as follows. Heating was performed at 930 ° C. for 5 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%, followed by oil cooling to 80 ° C., and then at 850 ° C. in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%. It is heated for 5 hours and then oil-cooled to 80 ° C.
[0050]
In all the heat treatments described above, although not shown, a tempering process is performed in which heating is performed at 160 ° C. for 2 hours.
[0051]
Table 2 shows the steel types, heat treatment conditions, and heat treatment costs of the inner rings of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4 manufactured as described above. Note that heat treatment condition 1A in Table 2 is obtained by changing only the heating time of heat treatment condition 1 to 5 hours, and heat treatment condition 1B is obtained by changing only the heating time of heat treatment condition 1 to 3.5 hours. Moreover, heat processing cost is represented by the number of 1-5 in an order from a cheap thing.
[0052]
[Table 2]
The surface hardness (HRC) of the raceway surface of the inner rings of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4, the total carbon content of the outermost track surface, the amount of solute carbon in the matrix of the outermost track surface, and precipitated on the outermost track surface. the amount of carbide (area ratio), the maximum grain size of carbides precipitated in the track outermost surface, the amount of residual austenite at the position of depth 50μm from the surface (gamma R content), compressive residual stress at a depth of 50μm from the surface Is as shown in Table 3.
[0054]
[Table 3]
Evaluation test 1
A ball bearing of model number 6206C3 was assembled by combining the inner rings of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4 with outer rings and balls made of JIS SUJ2 and subjected to normal carbonitriding. And these ball bearings were used, and the life test was done using the lubricating oil in which the foreign material was mixed. The test conditions are as shown in Table 4.
[0056]
[Table 4]
The testing machine shown in Table 4 can simultaneously test two ball bearings, and the radial load in Table 4 means the radial load of one ball bearing.
[0058]
The results of the life test are also shown in Table 3.
[0059]
L 10 life in Table 3, the ball bearing with the same inner ring tester 2 pieces, repeated 5 times that test measures the time until the inner ring of one of the ball bearing is damaged to failure Is the average of the time.
[0060]
As is clear from the above results, Examples 1 to 3 which are products of the present invention use JIS SUJ2, which is the most mass-produced among bearing steels, and therefore the material cost is particularly low. Further, the heat treatment cost is reduced, and the life of the bearing using the heat treatment can be extended.
[0061]
Example 4 and Comparative Examples 5-9
Six types of inner ring materials used for a rolling bearing of model number 6206 were formed using two types of steel shown in Table 1.
[0062]
Then, these inner ring materials were subjected to heat treatment under the heat treatment conditions shown in FIGS. 6 to 11 to produce inner rings (Example 4 and Comparative Examples 5 to 9).
[0063]
The heat treatment condition 6 shown in FIG. 6 is that after heating at 950 ° C. for 2 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.1%, oil cooling to 80 ° C., and then to 850 ° C. in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%. The oil is cooled to 80 ° C. after heating for 5 hours.
[0064]
Heat treatment condition 7 shown in FIG. 7 is one in which heating is performed at 830 ° C. for 0.7 hours in an atmosphere having a carbon potential of 0.6%, and then oil cooling is performed to 80 ° C.
[0065]
Heat treatment condition 8 shown in FIG. 8 is one in which heating is performed at 850 ° C. for 3.5 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%, and then oil cooling is performed to 80 ° C.
[0066]
The heat treatment condition 9 shown in FIG. 9 is that after heating at 930 ° C. for 5 hours in an atmosphere with a carbon potential of 0.8%, following this heating, 0.7 hours at 850 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 0.8%. It is heated and then oil cooled to 80 ° C.
[0067]
The heat treatment condition 10 shown in FIG. 10 is that after heating for 5 hours at 930 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 1.3%, following this heating, 0.7 hours at 850 ° C. in an atmosphere with a carbon potential of 1.1%. It is heated and then oil cooled to 80 ° C.
[0068]
The heat treatment condition 11 shown in FIG. 11 is as follows. Heating was performed at 930 ° C. for 5 hours in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%, followed by oil cooling to 80 ° C., and then at 850 ° C. in an atmosphere having a carbon potential of 1.3%. It is heated for 5 hours and then oil-cooled to 80 ° C.
[0069]
In all the heat treatments described above, although not shown, a tempering process is performed in which heating is performed at 160 ° C. for 2 hours.
[0070]
Table 5 shows the steel types, heat treatment conditions, and heat treatment costs of the inner rings of Example 4 and Comparative Examples 5 to 9 manufactured as described above. In addition, the heat processing cost is represented by the number of 1-4 in order from a cheap thing.
[0071]
[Table 5]
The surface hardness (HRC) of the raceway surface of the inner ring of Example 4 and Comparative Examples 5 to 9, the total carbon content of the raceway outermost surface, the amount of solute carbon in the matrix of the raceway outermost surface, and the carbide precipitated on the raceway outermost surface The amount (area ratio), the maximum grain size of carbide precipitated on the outermost surface of the orbit, the amount of retained austenite (γ R amount) at a depth of 50 μm from the surface, and the compressive residual stress at a depth of 50 μm from the surface are: It is as shown in Table 6.
[0073]
[Table 6]
Evaluation test 2
A ball bearing of model number 6206C3 was assembled by combining the inner ring of Example 4 and Comparative Examples 5 to 9 with an outer ring and balls made of JIS SUJ2 and subjected to normal carbonitriding. Then, using these ball bearings, a life test was conducted using a lubricating oil mixed with foreign matter in the same manner as in the evaluation test 1.
[0075]
The results of the life test are also shown in Table 6.
[0076]
L 10 life in Table 6, the ball bearing with the same inner ring tester 2 pieces, repeated 5 times that test measures the time until the inner ring of one of the ball bearing is damaged to failure Is the average of the time.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a heat treatment condition 1;
FIG. 2 is a diagram showing a heat treatment condition 2;
FIG. 3 is a diagram showing a heat treatment condition 3;
FIG. 4 is a diagram showing a heat treatment condition 4;
FIG. 5 is a diagram showing a heat treatment condition 5;
FIG. 6 is a diagram showing a heat treatment condition 6;
FIG. 7 is a diagram showing heat treatment condition 7;
FIG. 8 is a diagram showing a heat treatment condition 8;
FIG. 9 is a diagram showing a heat treatment condition 9;
FIG. 10 is a diagram showing a heat treatment condition 10;
FIG. 11 is a diagram showing a heat treatment condition 11;
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