WO2012073631A1 - 鋳鉄材料の疲労強度向上方法 - Google Patents

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精彦 野崎
誠 田口
和宏 平川
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Ｕｄトラックス株式会社
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    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated

Definitions

  • the present invention relates to a technique for improving the fatigue strength of cast iron materials, particularly spheroidal graphite cast iron.
  • spheroidal graphite cast iron has high strength among cast iron.
  • Techniques for improving the fatigue strength of spheroidal graphite cast iron include weight ratio C: 2.0 to 4.0%, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08% Below, there is an austempering treatment or quenching and tempering treatment on spheroidal graphite cast iron containing S: 0.03% or less, Mg: 0.02-0.1%, Cu: 1.8-4.0% .
  • Fatigue strength at 10 7 times of spheroidal graphite cast iron composition according is shown in Figure 13. As shown in the rotational bending test curve L of FIG.
  • Patent Document 1 a technique has been proposed in which an additive is contained in a flake of graphite flake cast iron to cast spheroidal graphite cast iron to improve its fatigue strength.
  • Patent Document 1 a technique has been proposed in which an additive is contained in a flake of graphite flake cast iron to cast spheroidal graphite cast iron to improve its fatigue strength.
  • Patent Document 1 improves the fatigue strength by devising the casting stage, and cannot improve the fatigue strength of the material after machining the cast iron material.
  • the present invention has been proposed in view of the above-described problems of the prior art, and the fatigue strength of cast iron materials, particularly spheroidal graphite cast iron, can be improved to the same extent as carbon steel when carburized and quenched.
  • the purpose is to provide an improvement method.
  • the method for improving the fatigue strength of the cast iron material according to the present invention is as follows: C: 2.0 to 4.0%, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08 by weight ratio. %, S: 0.03% or less, Mg: 0.02 to 0.1%, Cu: 1.8 to 4.0% spheroidal graphite cast iron, which is subjected to quenching and tempering or austempering
  • the first to third shot peening treatments described above are performed, then the shot peening treatment is performed using a shot made of tin and molybdenum, and metal lubrication is performed.
  • C 2.0 to 4.0% by weight, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08% or less, S : Spheroidal graphite cast iron containing 0.03% or less, Mg: 0.02 to 0.1%, Cu: 1.8 to 4.0%, with a tensile strength of 1200 MPa or more after quenching and tempering treatment
  • a fatigue strength of 350 MPa or more which is a bending fatigue strength at the carburized and quenched steel material level, was obtained.
  • C 2.0 to 4.0% by weight
  • Si 1.5 to 4.5%
  • Mn 2.0% or less
  • P 0.08%
  • the following is a spheroidal graphite cast iron containing S: 0.03% or less, Mg: 0.02-0.1%, Cu: 1.8-4.0%, and is subjected to austempering treatment to obtain a tensile strength of 1200 MPa.
  • a fatigue strength of 350 MPa or more which is a bending fatigue strength at the carburized and quenched steel material level, was obtained.
  • a compressive residual stress distribution of ⁇ 600 MPa or more is added in the range of 100 ⁇ m from the surface, and fine cracks on the surface of the spheroidal graphite cast iron are added.
  • the fatigue strength was improved due to the delay of the occurrence and crack propagation.
  • C 2.0 to 4.0% by weight, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08% or less, S: 0 Spheroidal graphite cast iron containing 0.03% or less, Mg: 0.02 to 0.1%, Cu: 1.8 to 4.0%, and subjected to quenching and tempering treatment or austempering treatment to obtain a tensile strength of 1200 MPa or more
  • the spheroidal graphite cast iron is subjected to predetermined machining (for example, gear cutting in the case of a transmission gear for automobiles), and then subjected to the first to third shot peening treatments described above to perform carburizing and quenching treatment. Without bending, carburized and quenched steel material level bending fatigue strength can be obtained.
  • predetermined machining for example, gear cutting in the case of a transmission gear for automobiles
  • FIG. 6 is a depth-residual stress diagram from a material surface showing a residual stress distribution when each of the first to third shot peening treatments is performed.
  • FIG. 6 is a compression residual curve diagram of a test material subjected to first to third shot peening treatments. It is explanatory drawing which shows a bending fatigue test piece.
  • Experimental example 1 it is a figure which shows the test result of a rotation bending fatigue test.
  • Experimental example 2 it is a figure which shows the test result of a rotation bending fatigue test.
  • step S1 first shot peening process: first process).
  • step S2 step of performing second shot peening process: second step).
  • step S3 step of performing a third shot peening process: three steps).
  • step S4 step of performing a fourth shot peening process: four steps.
  • step S4 it is possible to apply metal lubrication to the surface of the workpiece subjected to the first to third shot peening treatments.
  • step S4 can be omitted.
  • the above-described step S4 has an advantage that an effect of further metal-lubricating the surface that has been roughened by the third shot peening process is added. Note that this step S4 is not an essential process, and can be omitted in consideration of reducing the step increase in the entire process and the increase in the time required for the entire process.
  • Fatigue test pieces shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b) were prepared from the test materials after the first to third shot peening treatments (1 to 3 steps).
  • the shape of the test piece shown as a whole by reference numeral 12 is formed, for example, in a round bar 3 having an outer diameter of 12 mm, with a concave portion 5 that is recessed in a V shape and extends in the entire circumference in the circumferential direction. . At the bottom 5a of the recess 5, the diameter of the round bar 3 is 8 mm.
  • the test piece 12 shown in FIGS. 5A and 5B has the same shape as a general test piece. A rotating bending fatigue test (JIS Z 2274) was performed using the test piece 12.
  • the fatigue strength of the spheroidal graphite cast iron subjected to the shot peening treatment in steps S1 to S3 in FIG. 1 is the same bending fatigue strength as the carburized and quenched steel (for example, about 350 MPa). have.
  • the inventor has the following weight ratios: C: 2.0 to 4.0%, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08% or less, S: 0.03 %
  • the following experiments were performed using spheroidal graphite cast iron containing Mg: 0.02 to 0.1% and Cu: 1.8 to 4.0%. It was.
  • FIG. 2 shows a characteristic curve FCD as a result of a tensile test of the test material obtained by quenching and tempering the spheroidal graphite cast iron (the spheroidal graphite cast iron subjected to the quenching and tempering treatment).
  • the vertical axis represents tensile stress (MPa) and the horizontal axis represents tensile strain ( ⁇ ). All of the three types of test pieces No. 1 to No. 3 have a maximum tensile stress of 1200 MPa or more.
  • the characteristic curve FCA exemplified for reference shows the tensile stress (MPa) -tensile strain ( ⁇ ) characteristic in cast iron, and the maximum tensile stress was 272.4 MPa.
  • a first shot peening treatment was performed with a hardness of 600 Hv or more and a shot particle diameter ( ⁇ ) of 0.5 to 0.8 mm.
  • the result of the first shot peening process is shown by a residual stress distribution curve A in FIG. 3 (residual stress distribution curve after the first shot peening process: a characteristic curve having a plot of “ ⁇ ”).
  • the residual stress slightly increases from the test piece surface (0 ⁇ m) to the depth of 150 ⁇ m, and becomes a substantially uniform value of ⁇ 800 (MPa).
  • the vertical axis indicates the numerical value of the residual stress. Therefore, when the numerical value of the compressive residual stress is high, it is displayed below (in the side where the negative absolute value is large) in FIGS.
  • FIG. 3 shows a result of performing the second shot peening treatment with a hardness of 600 Hv or more and a shot particle diameter ( ⁇ ) of 0.1 to 0.3 mm, which is a test piece different from the test piece obtained the residual stress distribution curve A in FIG. Is shown by a residual stress distribution curve B in FIG. 3 (residual stress distribution curve after the second shot peening process: a characteristic curve having a plot of “ ⁇ ”).
  • the residual stress distribution curve B the compressive residual stress suddenly increases from the test piece surface (0 ⁇ m) to the depth of 50 ⁇ m, and the compressive residual stress gradually increases at the depth of 50 ⁇ m or more.
  • the hardness is 600 Hv or more and the shot particle diameter ( ⁇ ) is 0.1 mm or less.
  • the result of performing the third shot peening process in FIG. 3 is shown by the residual stress distribution curve C in FIG. 3 (residual stress distribution curve after the third shot peening process: a characteristic curve having a plot of “ ⁇ ”).
  • the residual stress distribution curve C the compressive residual stress suddenly increases from the specimen surface (0 ⁇ m) to the depth of 25 ⁇ m, and the compressive residual stress gradually increases in the region deeper from the surface than the depth of 25 ⁇ m.
  • FIG. 4 shows the residual stress distribution of the test pieces obtained by performing the first to third shot peening processes on the same test piece.
  • the residual stress distribution of the test piece before the first to third shot peening processes is represented by a residual stress distribution curve G.
  • the residual stress distribution of the test piece after the first to third shot peening treatments is displayed as a residual stress distribution curve Sa.
  • the residual stress of the test piece after the first to third shot peening treatments is compared with the residual stress of the test piece before the first to third shot peening treatments. Distribution is increasing.
  • the difference (difference) between the residual stress distribution curve G and the residual stress distribution curve Sa corresponds to an increase in compressive residual stress due to the first to third shot peening processes.
  • the test pieces that have been subjected to the first to third shot peening treatments have a surface area that is 150 ⁇ m inside compared to the test pieces that have not been subjected to the first to third shot peening treatments.
  • the difference (difference) between the residual stress distribution curve G and the residual stress distribution curve Sa corresponds to an increase in compressive residual stress.
  • the surface has a large residual stress of 1000 MPa at 0 ⁇ m and almost 700 MPa at 25 to 100 ⁇ m. Even in the region inside 100 ⁇ m, the test piece subjected to the first to third shot peening treatments has a residual compressive stress compared to the test piece not subjected to the first to third shot peening treatments. Has increased.
  • Experimental Example 1 the first to third shot peening treatments were performed on the same test piece, and the fatigue test pieces shown in FIGS. A test (JIS Z 2274) was conducted.
  • the fatigue test result is shown in FIG.
  • the vertical axis represents the bending stress ( ⁇ ), and the horizontal axis represents the number of repetitions (N).
  • the symbol H in FIG. 6 is a bending fatigue curve of the test piece that has been subjected to the first to third shot peening treatments in Experimental Example 1.
  • FIG. 6 it was revealed that the test piece according to Experimental Example 1 has a bending fatigue strength of the same level (about 350 MPa) as the carburized and quenched steel material.
  • the bending fatigue curve J in FIG. 6 is a bending fatigue curve of FCDI 1400 MPa high-tensile cast iron that is not subjected to shot peening.
  • the bending fatigue curve J is also shown in FIG.
  • Example 2 a test material having a tensile strength of 1200 MPa or more was obtained by performing austempering treatment on the spheroidal graphite cast iron.
  • a test material having a tensile strength of 1200 MPa or more was obtained by performing austempering treatment on the spheroidal graphite cast iron.
  • a first shot peening treatment is performed on one test material with a hardness of 600 Hv or more and a shot particle size ( ⁇ ) of 0.5 to 0.8 mm.
  • a second shot peening treatment is performed with a hardness of 600 Hv or more and a shot particle diameter ( ⁇ ) of 0.1 to 0.3 mm.
  • a third shot peening treatment was performed on another test material with a hardness of 600 Hv or more and a shot particle size ( ⁇ ) of 0.1 mm or less.
  • the above results are the same as those shown in FIG.
  • the first to third shot peening treatments were performed on the same test material, and the result of examining the compressive residual stress distribution in the test piece was the same as that in FIG.
  • Test pieces used in Experimental Example 1 (C: 2.0 to 4.0% by weight, Si: 1.5 to 4.5%, Mn: 2.0% or less, P: 0.08% or less) , S: 0.03% or less, Mg: 0.02 to 0.1%, Cu: 1.8 to 4.0% of the spheroidal graphite cast iron subjected to quenching and tempering treatment)
  • shots having a particle diameter larger than 0.8 mm shots having a particle diameter larger than 0.8 mm (particle diameters of 0.9 mm, 1.0 mm, and 1.1 mm) were used, and the other treatments were the same as in Experimental Example 1.
  • the specimen was subjected to a fatigue test for bending fatigue strength.
  • FIG. 8 shows the fatigue test results when the first shot peening treatment is performed with shot particle sizes of 0.8 mm, 0.9 mm, 1.0 mm, and 1.1 mm.
  • “ ⁇ ” indicates that a fatigue strength of about 350 MPa is obtained
  • “X” indicates that the fatigue strength does not reach about 350 MPa.
  • a particle size of 0.8 mm fatigue strength of the same level as that of carburized and quenched steel (about 350 MPa) was obtained (“ ⁇ ” in FIG. 8), but with particle sizes of 0.9 mm, 1.0 mm, and 1.1 mm
  • the bending fatigue strength was 350 MPa or less (“ ⁇ ” in FIG. 8). From FIG.
  • the shot particle size should be 0.8 mm or less in the first shot peening process. In the first shot peening process, if the shot particle size is larger than 0.8 mm, it is considered that the shot does not get on the air flow when the shot is shot and the test piece is not sufficiently impacted.
  • Example 4 In the first shot peening treatment, shots of 0.5 mm or less (particle size: 0.5 mm, 0.4 mm, 0.3 mm) were used, and other treatments were performed in the same manner as in Experimental Example 1 with respect to bending fatigue strength. A fatigue test was performed. In FIG. 9, “ ⁇ ” indicates that a fatigue strength of about 350 MPa is obtained, and “X” indicates that the fatigue strength does not reach about 350 MPa. As shown in FIG. 9, at a shot particle size of 0.5 mm, fatigue strength of the same level as that of carburized and quenched steel (about 400 MPa) was obtained (“ ⁇ ” in FIG. 9). At 0.3 mm, the bending fatigue strength was 350 MPa or less (“ ⁇ ” in FIG. 9). From FIG.
  • the shot particle size should be 0.5 mm or more in the first shot peening process.
  • the first shot peening treatment if the shot particle size is smaller than 0.5 mm, the compressive stress on the steel material surface side becomes high, but it seems that the compressive stress inside the steel material becomes small.
  • Example 5 In the second shot peening treatment, a shot having a particle size of 0.3 mm or more (particle size: 0.3 mm, 0.4 mm, 0.5 mm) was used, and the other treatments were performed in the same manner as in Experimental Example 1 and the bending fatigue strength. A fatigue test was conducted. In FIG. 10, “ ⁇ ” indicates that a fatigue strength of about 350 MPa was obtained, and “X” indicates that the fatigue strength has not reached about 350 MPa. As shown in FIG. 10, when the shot particle size is 0.3 mm, fatigue strength of the same level as that of the carburized and quenched steel (about 400 MPa) was obtained (“ ⁇ ” in FIG. 10).
  • the bending fatigue strength was 350 MPa or less (“ ⁇ ” in FIG. 10). From FIG. 10, it was found that the shot particle size should be 0.3 mm or less in the second shot peening process.
  • the second shot peening treatment is a treatment for increasing the compressive residual stress on the outermost surface (up to 50 microns) of the cast iron test piece. When the shot particle size is larger than 0.3 mm, the peak of the compressive residual stress is present on the outermost surface. It is estimated that the fatigue strength did not increase.
  • Example 6 In the second shot peening treatment, a shot having a particle size of 0.1 mm or less (particle size: 0.1 mm, 0.07 mm, 0.01 mm) was used, and the other treatments were performed in the same manner as in Experimental Example 1 and the bending fatigue strength. A fatigue test was conducted. In FIG. 11, “ ⁇ ” indicates that a fatigue strength of about 350 MPa is obtained, and “X” indicates that the fatigue strength does not reach about 350 MPa. As shown in FIG. 11, when the shot particle size is 0.1 mm, the fatigue strength of about the same level as the carburized and quenched steel material (about 350 MPa) was obtained (“ ⁇ ” in FIG.
  • the particle size was 0.07 mm, At 0.01 mm, the bending fatigue strength was 350 MPa or less (“ ⁇ ” in FIG. 11). From FIG. 11, it was found that the shot particle size should be 0.1 mm or more in the second shot peening process. When the particle size of the shot used in the second shot peening process is small, it is presumed that the cast iron surface is only leveled, the compressive residual stress on the outermost surface of the steel material is not generated, and the fatigue strength is not improved.
  • Example 7 Prepare a gear Z (gear subjected to the first to third shot peening treatment) Z made of the test material of Experimental Example 1 and a gear Y made of the test material omitting the third shot peening treatment, and mesh with each other. The slip of the surface was compared. In the gear Z (gear subjected to the first to third shot peening treatments) Z made of the test material of Experimental Example 1, the slip of the meshing surface showed a good numerical value. On the other hand, in the gear Y made of the test material in which the third shot peening process was omitted, there was an abnormality in the slippage of the meshing surface. More specifically, in FIG.
  • the gear Z contacted and slipped well with the gear Z, and cleared a predetermined durability test.
  • the gear Y the meshing tooth surface hits and slipped, and the tooth surface was pitched, and the predetermined durability test could not be cleared.
  • the third shot peening process should not be omitted. If the uneven surface of the first and second shot peening is smoothed by the third shot peening process, the unevenness of the tooth surface becomes small, and if it is a minute uneven surface, oil accumulates there and lubricates. Demonstrate. In the test material in which the third shot peening process is omitted, it is presumed that the lubrication process is not performed and an abnormality occurs in the slippage of the meshing surface.
  • the illustrated embodiment is merely an example, and is not intended to limit the technical scope of the present invention.
  • the present invention can be applied to a valve cam, a connecting rod, a gear, and various pumps for supplying high pressure oil.

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Abstract

　本発明は、鋳鉄材料、特に球状黒鉛鋳鉄の疲労強度を、浸炭焼入れした場合の炭素鋼と同程度まで向上することが出来る疲労強度向上方法の提供を目的としている。　そのため、本発明では、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、焼入れ焼戻し処理またはオーステンパ処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄に対して、それぞれ所定のショット粒径による第１、第2、第３のショットピーニング処理を行なう工程を有している。

Description

鋳鉄材料の疲労強度向上方法
　本発明は、鋳鉄材料、特に球状黒鉛鋳鉄の疲労強度を向上する技術に関する。
　従来の自動車用トランスミッションギヤは、鉄鋼材料を切削歯切り加工後に浸炭焼入れをしていた。しかし、熱処理歪みによる部材の変形が欠点であった。
　一方、球状黒鉛鋳鉄は製造が容易であるが、疲労強度が低く、自動車用トランスミッションギヤに使用できないという欠点があった。そのため、浸炭焼入れをしない鋳鉄材料について、浸炭焼入れした鉄鋼材料と同程度の疲労強度が望まれている。
　ここで、球状黒鉛鋳鉄は、鋳鉄の中で、強度が高い。球状黒鉛鋳鉄の疲労強度を向上させる技術として、重量比Ｃ：２.０～４.０％、Ｓｉ：１.５～４.５％、Ｍｎ：２.０％以下、Ｐ：０.０８％以下、Ｓ：０.０３％以下、Ｍｇ：０.０２～０.１％、Ｃｕ：１.８～４.０％、を含有した球状黒鉛鋳鉄にオーステンパ処理もしくは焼入れ焼もどし処理したものがある。
　係る組成の球状黒鉛鋳鉄の１０７回における疲労強度を図１３に示している。縦軸に応力ＭＰａ、横軸に曲げ繰り返し回数をとった図１３の回転曲げ試験曲線Ｌに示すように、１４００ＭＰａの高張力鋳鉄であっても、２００ＭＰａ程度に過ぎない。この数値は、鍛造品並であって、浸炭焼入れした鉄鋼材料並みの４００ＭＰａ以上の強度は得られていない。
　そして、「２００ＭＰａ程度」という疲労強度では、自動車用トランスミッションギヤには使用できない。
　その他の従来技術として、片状黒鉛鋳鉄の溶湯に添加物を含有せしめて球状黒鉛鋳鉄を鋳造して、その疲労強度を向上する技術が提案されている（特許文献１参照）。
　しかし、係る従来技術は、鋳造段階を工夫することにより疲労強度を向上するものであり、鋳鉄材料を機械加工した後に材料の疲労強度を向上することは出来ない。
特開２００５－８９１３号公報
　本発明は上述した従来技術の問題点に鑑みて提案されたものであり、鋳鉄材料、特に球状黒鉛鋳鉄の疲労強度を、浸炭焼入れした場合の炭素鋼と同程度まで向上することが出来る疲労強度向上方法の提供を目的としている。
　本発明の鋳鉄材料の疲労強度向上方法は、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、焼入れ焼戻し処理またはオーステンパ処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄に対して、
　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．５～０．８ｍｍで第１のショットピーニング処理を行なう工程（１工程）と、
　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１～０．３ｍｍで第２のショットピーニング処理を行なう工程（２工程）と、
　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１ｍｍ以下で第３のショットピーニング処理を行なう工程（３工程）、
　を有することを特徴としている。
　本発明の実施に際して、上述した第１～第３のショットピーニング処理を施した後、錫、モリブデンから成るショットを用いてショットピーニング処理を行ない、金属潤滑を行なうように構成することが好ましい。
　発明者の実験によれば、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、焼入れ焼戻し処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄に対して、上述した第１～第３のショットピーニング処理を施した結果、浸炭焼入れをした鋼材レベルの曲げ疲労強度である３５０ＭＰａ以上の疲労強度が得られた。
　同様に、発明者の実験によれば、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、オーステンパ処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄についても、上述した第１～第３のショットピーニング処理を施した結果、浸炭焼入れをした鋼材レベルの曲げ疲労強度である３５０ＭＰａ以上の疲労強度が得られた。
　本発明によれば、上述した第１～第３のショットピーニング処理を施したことにより、表面から１００μｍの範囲について、－６００ＭＰａ以上の圧縮残留応力分布が付加され、球状黒鉛鋳鉄表面における微細亀裂の発生と、亀裂の進展が遅延して、疲労強度が向上した。
　本発明によれば、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、焼入れ焼戻し処理またはオーステンパ処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄に所定の機械加工（例えば、自動車用トランスミッションギヤであれば歯切り加工）を施し、その後、上述した第１～第３のショットピーニング処理を施せば、浸炭焼入れ処理を施すこと無く、浸炭焼入れをした鋼材レベルの曲げ疲労強度を得ることが出来る。
　しかも、機械加工後に焼入れ処理を行なう必要がないため、熱処理歪みの発生も防止することが出来る。
本発明の疲労強度向上方法の手順を示す図である。 試験材料の引張試験の試験結果を示す図である。 第１～第３のショットピーニング処理の各々を施した際の残留応力分布を示す材料表面からの深さ－残留応力線図である。 第１～第３のショットピーニング処理を施した試験材料の圧縮残留曲線図である。 曲げ疲労試験片を示す説明図である。 実験例１において、回転曲げ疲労試験の試験結果を示す図である。 実験例２において、回転曲げ疲労試験の試験結果を示す図である。 実験例３の結果を表として示す図である。 実験例４の結果を表として示す図である。 実験例５の結果を表として示す図である。 実験例６の結果を表として示す図である。 実験例７の結果を表として示す図である。 球状黒鉛鋳鉄の疲労強度線図である。
　以下、添付図面を参照して、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、図１を参照して、図示の実施形態における作業手順を説明する。
　図１において、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄を、焼入れ焼戻し処理またはオーステンパ処理を行って、引張り強さを１２００ＭＰａ以上にする（ステップＳ０）。
　ついで、硬さ６００Ｈｖ以上、ショットの粒径φが０．５～０．８ｍｍでショットピーニングをする（ステップＳ１：第１のショットピーニング処理を行う工程：第１工程）。
　ついで、硬さ６００Ｈｖ以上、ショットの粒径φが０．１～０．３ｍｍでショットピーニングをする（ステップＳ２：第２のショットピーニング処理を行う工程：第２工程）。
　ついで、硬さ６００Ｈｖ以上、ショットの粒径φが０．１ｍｍ以下でショットピーニングをする（ステップＳ３：第３のショットピーニング処理を行う工程：３工程）。
　ついで、適宜の硬さ、ショットの粒径の錫、モリブデンでショットピーニングをする（ステップＳ４：第４のショットピーニング処理を行う工程：４工程）。
　ステップＳ４によって、第１～第３のショットピーニング処理が施されたワークの表面に金属潤滑を施すことが可能である。
　なお、このステップＳ４は省略することが可能である。
　上記、ステップＳ４によって、第３のショットピーニング処理によって凸凹がならされた表面がさらに金属潤滑される効果が付加される利点がある。
　なお、このステップＳ４は必須の工程ではなく、工程全体のステップ増加、工程全体の所要時間の増加、を減縮させることを勘案して省略することが可能である。
　第１～第３のショットピーニング処理（１～３工程）を行なった後の試験材料により、図５（ａ）及び（ｂ）で示す疲労試験片を作成した。
　全体を符号１２で示す試験片の形状は、図示の実施形態では、例えば、外径１２ｍｍの丸棒３に、Ｖ字に凹み且つ円周方向全周に延在する凹部５を形成している。凹部５の底部５ａでは、丸棒３の直径は８ｍｍとなっている。ここで、図５（ａ）及び（ｂ）で示す試験片１２は、一般的な試験片の形状と同様である。
　係る試験片１２を用いて、回転曲げ疲労試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２７４）を行なった。
　後述の実験例１で記載する通り、図１のステップＳ１～Ｓ３のショットピーニング処理を行なった球状黒鉛鋳鉄の疲労強度は、浸炭焼入れをした鋼材と同程度の曲げ疲労強度（例えば、３５０ＭＰａ程度）を有している。
　発明者は、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄を用いて、以下のような実験（実験例１～実験例７）を行った。
　［実験例１］
　上記球状黒鉛鋳鉄に焼入れ焼戻し処理を行なって、引張強さ１２００ＭＰａ以上とした。
　上記球状黒鉛鋳鉄に焼入れ焼戻し処理を行なった試験材料（焼入れ焼戻し処理を行なった上記球状黒鉛鋳鉄）の引張り試験結果、図２において、特性曲線ＦＣＤで示されている。
　図２において、縦軸は引張り応力（ＭＰａ）で、横軸は引張り歪（ε）である。３種類の試験片Ｎｏ.１～Ｎｏ３はすべて最大引張り応力が１２００ＭＰａ以上である。参考に例示した特性曲線ＦＣＡは、鋳鉄における引張り応力（ＭＰａ）－引張り歪（ε）特性を示しており、最大引張り応力が２７２.４ＭＰａであった。
　次に、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．５～０．８ｍｍで第１のショットピーニング処理を行なった。第１のショットピーニング処理の結果は、図３における残留応力分布曲線Ａ（第１のショットピーニング処理後の残留応力分布曲線：「□」のプロットを有する特性曲線）で示されている。
　残留応力分布曲線Ａでは、試験片表面（０μｍ）から深さ１５０μｍまでは僅かに残留応力が増加しながら、ほぼ一様な数値の－８００（ＭＰａ）になっている。
　なお、図３、図４では、縦軸は残留応力の数値を示している。そのため、圧縮残留応力の数値が高い場合には、図３、図４では下方（負の絶対値が大きい側）に表示されることになる。
　図３における残留応力分布曲線Ａを得た試験片とは別の試験片で、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１～０．３ｍｍで第２のショットピーニング処理を行なった結果が、図３における残留応力分布曲線Ｂ（第２のショットピーニング処理後の残留応力分布曲線：「○」のプロットを有する特性曲線）で示されている。
　残留応力分布曲線Ｂでは、試験片表面（０μｍ）から深さ５０μｍまでが急激に圧縮残留応力が増加し、深さ５０μｍ以上では圧縮残留応力が緩やかに増加している。
　図３における残留応力分布曲線Ａを得た試験片、或いは、残留応力分布曲線Ｂを得た試験片とはさらに別の試験片で、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１ｍｍ以下で第３のショットピーニング処理を行なった結果が、図３における残留応力分布曲線Ｃ（第３のショットピーニング処理後の残留応力分布曲線：「◇」のプロットを有する特性曲線）で示されている。
　残留応力分布曲線Ｃでは、試験片表面（０μｍ）から深さ２５μｍまでで急激に圧縮残留応力が増加し、深さ２５μｍよりも表面から深い領域では圧縮残留応力は緩やかに増加している。
 同一の試験片に対して、第１～第３のショットピーニング処理を行なった試験片の残留応力分布を、図４で示す。
 図４において、第１～第３のショットピーニング処理を行なう前の試験片の残留応力分布は残留応力分布曲線Ｇで表されている。
 一方、第１～第３のショットピーニング処理を行なった後の試験片の残留応力分布は残留応力分布曲線Ｓａで表示されている。
　図４において明らかな様に、第１～第３のショットピーニング処理を行なう前の試験片の残留応力に比較して、第１～第３のショットピーニング処理を行なった後の試験片の残留応力分布は増加している。ここで、残留応力分布曲線Ｇと残留応力分布曲線Ｓａの間（差）が、第１～第３のショットピーニング処理による、圧縮残留応力の増加分に相当する。
　図４を参照すれば、第１～第３のショットピーニング処理を施した試験片は、第１～第３のショットピーニング処理を施していない試験片に比較して、表面～１５０μｍ内側の領域まで、全体的に、残留圧縮応力が増加していることが理解される。図４では、残留応力分布曲線Ｇと残留応力分布曲線Ｓａの間（差）が圧縮残留応力増加分に相当する。
　表面０μｍでは１０００ＭＰａ、２５～１００μｍではほぼ７００ＭＰａの大きな残留応力となっている。そして、１００μｍよりも内側の領域においても、第１～第３のショットピーニング処理を施した試験片は、第１～第３のショットピーニング処理を施していない試験片に比較して、残留圧縮応力が増加している。
　実験例１では、同一の試験片に対して第１～第３のショットピーニング処理を行ない、当該材料により、図５（ａ）及び（ｂ）で示す疲労試験片を作成して、回転曲げ疲労試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２７４）を行なった。係る疲労試験結果を図６に示す。図６において、縦軸には曲げ応力（σ）、横軸には繰り返し回数（Ｎ）が表示されている。
　図６における符号Ｈが、実験例１で、第１～第３のショットピーニング処理を施した試験片の曲げ疲労曲線である。
　図６において、実験例１に係る試験片は、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（３５０ＭＰａ程度）の曲げ疲労強度を有していることが明らかになった。
　なお、図６における曲げ疲労曲線Ｊは、ショットピーニング処理を行わないＦＣＤＩ1400ＭＰａの高張力鋳鉄の曲げ疲労曲線である。当該曲げ疲労曲線Ｊについては、図１３でも示す。
　第１実験例において、図６で示す結果より、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄に焼入れ焼戻し処理を行なって、引張強さ１２００ＭＰａ以上として、第１～第３のショットピーニング処理を行なえば、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（３５０ＭＰａ程度）の曲げ疲労強度を得ることが出来ることが明らかになった。
　また、図３で示す圧縮残留応力分布から、
　第１のショットピーニング処理を省略した場合、表面から２５μｍ以上深い部位での圧縮残留応力が低下すること、
　第２のショットピーニング処理を省略した場合、表面から２５μｍまでの圧縮残留応力が低下すること、
　が判明した。
　［実験例２］
　実験例２では、上記球状黒鉛鋳鉄にオーステンパ処理を行なって、引張強さ１２００ＭＰａ以上とした試験材料を用いた。
　係る試験材料に対して、実験例１と同様に、１つの試験材料に対して、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．５～０．８ｍｍで第１のショットピーニング処理を行ない、
　別の試験材料に対して、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１～０．３ｍｍで第２のショットピーニング処理を行ない、
　さらに別の試験材料に対して、硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径（φ）０．１ｍｍ以下で第３のショットピーニング処理を行なった。
　以上の結果は、実施例１における図３で示すのと同様である。
 また、同一の試験材料に対して、第１～第３のショットピーニング処理を行ない、当該試験片における圧縮残留応力分布を調べた結果は、実施例１における図４と同様であった。
　第１～第３のショットピーニング処理を施した試験材料により、実施例１と同様な疲労試験片を作成して、回転曲げ疲労試験を行なった。
　係る疲労試験結果を図７に示す。図７において、縦軸には曲げ応力（σ）、横軸には繰り返し回数（Ｎ）が表示されている。
　図７において、実験例２に係る試験片の曲げ疲労強度は、疲労曲線Ｋで示されている。
　実験例２の結果から明らかなように、重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄にオーステンパ処理を行ない、引張強さ１２００ＭＰａ以上として、第１～第３のショットピーニング処理を行なえば、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（３５０ＭＰａ程度）の曲げ疲労強度を得ることが出来ることが明らかになった。
　［実験例３］
　実験例１で用いられた試験片（重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄に焼入れ焼戻し処理を行なった上記球状黒鉛鋳鉄）に対して第１ショットピーニング処理を行なうに際して、粒径が０．８ｍｍより大きいショット（粒径が０．９ｍｍ、１．０ｍｍ、１．１ｍｍ）を用いて、その他の処理は実験例１と同様にした試験片について曲げ疲労強度について疲労試験を行なった。
　図８において、ショット粒径０．８ｍｍ、０．９ｍｍ、１．０ｍｍ、１．１ｍｍで第１ショットピーニング処理を行なった場合の疲労試験結果を示す。
　図８において、「○」は３５０ＭＰａ程度の疲労強度が得られたことを示しており、「×」は、疲労強度が３５０ＭＰａ程度に到達していないことを示している。
　０．８ｍｍの粒径では浸炭焼入れをした鋼材と同程度（３５０ＭＰａ程度）の疲労強度が得られた（図８の「○」）が、粒径０．９ｍｍ、１．０ｍｍ、１．１ｍｍでは、曲げ疲労強度は３５０ＭＰａ以下であった（図８の「×」）。
　図８から、第１ショットピーニング処理では、ショット粒径を０．８ｍｍ以下にするべきであることが分った。
 第１ショットピーニング処理において、ショット粒径が０．８ｍｍより大きいと、ショットを打ち出す際の空気の流れにショットが乗らず、十分に試験片に衝撃が与えられないことが原因と思われる。
　［実験例４］
　第１ショットピーニング処理で、０．５ｍｍ以下のショット（粒径が、０．５ｍｍ、０．４ｍｍ、０．３ｍｍ）を用いて、その他の処理は実験例１と同様にして、曲げ疲労強度について疲労試験を行なった。
　図９において、「○」は３５０ＭＰａ程度の疲労強度が得られたことを示しており、「×」は、疲労強度が３５０ＭＰａ程度に到達していないことを示している。
　図９で示すように、ショット粒径０．５ｍｍでは、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（４００ＭＰａ程度）の疲労強度が得られた（図９の「○」）が、粒径０．４ｍｍ、０．３ｍｍでは、曲げ疲労強度は３５０ＭＰａ以下であった（図９の「×」）。
　図９から、第１ショットピーニング処理では、ショット粒径を０．５ｍｍ以上にするべきであることが分った。
　第１ショットピーニング処理において、ショット粒径が０．５ｍｍよりも小さいと、鋼材表面側の圧縮応力は高くなるが、鋼材内部の圧縮応力が小さくなってしまうことが原因と思われる。
　［実験例５］
　第２ショットピーニング処理で、粒径が０．３ｍｍ以上（粒径０．３ｍｍ、０．４ｍｍ、０．５ｍｍ）のショットを用いて、その他の処理は実験例１と同様にして、曲げ疲労強度について疲労試験を行なった。
　図１０において、「○」は３５０ＭＰａ程度の疲労強度が得られたことを示しており、「×」は、疲労強度が３５０ＭＰａ程度に到達していないことを示している。
　図１０で示すように、ショット粒径０．３ｍｍでは、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（４００ＭＰａ程度）の疲労強度が得られた（図１０の「○」）が、粒径０．４ｍｍ、０．５ｍｍでは、曲げ疲労強度は３５０ＭＰａ以下であった（図１０の「×」）。
　図１０から、第２ショットピーニング処理では、ショット粒径を０．３ｍｍ以下にするべきであることが分った。
 第２ショットピーニング処理は、鋳鉄試験片の最表面（５０ミクロンまで）の圧縮残留応力を高める処理であるが、ショット粒径が０．３ｍｍよりも大きいと、最表面に圧縮残留応力のピークが発生せず、疲労強度が上昇しなかったものと推定される。
　［実験例６］
　第２ショットピーニング処理で、粒径が０．１ｍｍ以下（粒径０．１ｍｍ、０．０７ｍｍ、０．０１ｍｍ）のショットを用いて、その他の処理は実験例１と同様にして、曲げ疲労強度について疲労試験を行なった。
　図１１において、「○」は３５０ＭＰａ程度の疲労強度が得られたことを示しており、「×」は、疲労強度が３５０ＭＰａ程度に到達していないことを示している。
　図１１で示すように、ショット粒径０．１ｍｍでは、浸炭焼入れをした鋼材と同程度（３５０ＭＰａ程度）の疲労強度が得られた（図１１の「○」）が、粒径０．０７ｍｍ、０．０１ｍｍでは、曲げ疲労強度は３５０ＭＰａ以下であった（図１１の「×」）。
　図１１から、第２ショットピーニング処理では、ショット粒径を０．１ｍｍ以上にするべきであることが分った。
　第２ショットピーニング処理で使用されるショットの粒径が小さいと、鋳鉄表面をならすのみであり、鋼材最表面の圧縮残留応力は生せず、疲労強度は向上しなかったと推定される。
　［実験例７］
　実験例１の試験材料で作成された歯車（第１～第３ショットピーニング処理が行なわれた歯車）Ｚと、第３ショットピーニング処理を省略した試験材料で作成した歯車Ｙを用意して、噛み合い面の滑りを比較した。
　実験例１の試験材料で作成された歯車（第１～第３ショットピーニング処理が行なわれた歯車）Ｚでは、噛み合い面の滑りは良好な数値を示した。
　一方、第３ショットピーニング処理を省略した試験材料で作成した歯車Ｙでは、噛み合い面の滑りに異常があった。
　より詳細には、図１２において、歯車Ｚでは噛み合い歯面が当たり及び滑りが良好で所定の耐久性試験をクリアした。（図１２の「○」）
　一方、歯車Ｙでは噛み合い歯面が当たり及び滑りが不良で歯面にピッチングが生じて所定の耐久性試験をクリアできなかった。（図１２の「×」）
　図１２から、第３ショットピーニング処理は省略するべきではないことが判明した。
　第３ショットピーニング処理により、第１及び第２ショットピーニングで凸凹になった表面がならされると、歯面表面の凸凹が小さくなり、微小な凸凹であれば、そこに油がたまって潤滑作用を発揮する。
　第３ショットピーニング処理を省略した試験材料では、係る潤滑処理が発揮されず、噛み合い面の滑りに異常が発生したものと推定される。
　図示の実施形態はあくまでも例示であり、本発明の技術的範囲を限定する趣旨の記述ではない。
　例えば動弁系のカム、コンロッド、ギヤ、高圧油供給用各種ポンプへの適用にも可能である。
Ｙ・・・・３工程を省略した材料で作製した歯車
Ｚ・・・・実験１の後の材料で作製した歯車

Claims (1)

  1. 　重量比でＣ：２．０～４．０％、Ｓｉ：１．５～４．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２～０．１％、Ｃｕ：１．８～４．０％を含有した球状黒鉛鋳鉄であって、焼入れ焼戻し処理またはオーステンパ処理を行なって引張強さ１２００ＭＰａ以上とした球状黒鉛鋳鉄に対して、
    　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径０．５～０．８ｍｍで第１のショットピーニング処理を行なう工程と、
    　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径０．１～０．３ｍｍで第２のショットピーニング処理を行なう工程と、
    　硬さ６００Ｈｖ以上、ショット粒径０．１ｍｍ以下で第３のショットピーニング処理を行なう工程、
    を有することを特徴とする鋳鉄材料の疲労強度向上方法。
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Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103898295A (zh) * 2012-12-28 2014-07-02 财团法人金属工业研究发展中心 铸态铸铁的处理方法
CN104388810A (zh) * 2014-11-13 2015-03-04 四川南车共享铸造有限公司 一种铸态球墨铸铁的制备方法及其球墨铸铁
CN106756486A (zh) * 2016-12-14 2017-05-31 安徽瑞研新材料技术研究院有限公司 一种耐磨耐腐蚀矿用合金衬板及其制作方法
CN106756452A (zh) * 2016-11-23 2017-05-31 河南工程学院 一种等温淬火蠕墨铸铁及其制备方法
CN106834899A (zh) * 2017-02-14 2017-06-13 河南工程学院 一种低碳高铬铸铁及其制备工艺
CN106917047A (zh) * 2017-03-16 2017-07-04 河钢股份有限公司承德分公司 一种低碳v‑n微合金化冷镦钢及其生产方法
CN106917046A (zh) * 2017-03-10 2017-07-04 河钢股份有限公司承德分公司 一种利用含钒铁水生产冷镦用钢的方法
CN106987777A (zh) * 2017-03-17 2017-07-28 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钛微钒超深冲if钢及其生产方法
CN107236900A (zh) * 2017-04-25 2017-10-10 河钢股份有限公司承德分公司 含钒700MPa级汽车传动轴用热轧钢带、生产方法及应用
CN107267814A (zh) * 2017-06-09 2017-10-20 东北大学 一种抗菌铝合金及其制备方法
CN107287489A (zh) * 2017-06-26 2017-10-24 日照钢铁控股集团有限公司 基于全无头薄板坯连铸连轧流程生产钛微合金钢的方法
CN107354387A (zh) * 2017-07-25 2017-11-17 西华大学 用于寒冷环境及重载铁路辙叉的高韧耐磨钢及其制造方法
CN107354388A (zh) * 2017-07-25 2017-11-17 西华大学 一种高强高韧贝氏体弹簧钢及其制造方法
CN107354361A (zh) * 2017-06-30 2017-11-17 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钒铁水冶炼极低磷钢的方法
CN107365946A (zh) * 2017-08-25 2017-11-21 河钢股份有限公司承德分公司 一种热轧600MPa级抗震螺纹钢筋及生产方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012115881A (ja) * 2010-12-02 2012-06-21 Ud Trucks Corp 鋳鉄材料の疲労強度向上方法
CN103352113A (zh) * 2013-06-30 2013-10-16 贵州安大航空锻造有限责任公司 48MnV非调质钢曲轴锻件的热处理方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0987795A (ja) * 1995-09-25 1997-03-31 Hitachi Metals Ltd 疲労強度に優れる球状黒鉛鋳鉄鋳造品
JPH09217142A (ja) * 1996-02-13 1997-08-19 Senshiyuu:Kk 振動減衰能に優れた球状黒鉛鋳鉄
JPH09279229A (ja) * 1996-04-15 1997-10-28 Suncall Corp 鋼製ワークの表面処理方法
JPH1162945A (ja) * 1997-06-10 1999-03-05 Hitachi Metals Ltd 鋳造コンロッドおよびロッド部並びにキャップ部
JPH11207522A (ja) * 1998-01-22 1999-08-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 高疲労強度歯車の製造方法
JP2000239780A (ja) * 1999-02-25 2000-09-05 Kubota Tekkosho:Kk 球状黒鉛鋳鉄及びこれを用いた歯車等の機械部品
JP2007307678A (ja) * 2006-05-22 2007-11-29 Kanzaki Kokyukoki Mfg Co Ltd ショットピーニング処理方法
JP2009191342A (ja) * 2008-02-18 2009-08-27 Jfe Pipe Fitting Mfg Co Ltd シーブ材料

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56116853A (en) * 1980-02-15 1981-09-12 Mazda Motor Corp Manufacture of spherical graphite cast iron parts
JP3992281B2 (ja) 2003-06-17 2007-10-17 アイシン高丘株式会社 疲労強度に優れた球状黒鉛鋳鉄部材及びその製造方法
JP5614887B2 (ja) * 2010-11-30 2014-10-29 Ｕｄトラックス株式会社 鋳鉄材料の疲労強度向上方法
JP2012115881A (ja) * 2010-12-02 2012-06-21 Ud Trucks Corp 鋳鉄材料の疲労強度向上方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0987795A (ja) * 1995-09-25 1997-03-31 Hitachi Metals Ltd 疲労強度に優れる球状黒鉛鋳鉄鋳造品
JPH09217142A (ja) * 1996-02-13 1997-08-19 Senshiyuu:Kk 振動減衰能に優れた球状黒鉛鋳鉄
JPH09279229A (ja) * 1996-04-15 1997-10-28 Suncall Corp 鋼製ワークの表面処理方法
JPH1162945A (ja) * 1997-06-10 1999-03-05 Hitachi Metals Ltd 鋳造コンロッドおよびロッド部並びにキャップ部
JPH11207522A (ja) * 1998-01-22 1999-08-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 高疲労強度歯車の製造方法
JP2000239780A (ja) * 1999-02-25 2000-09-05 Kubota Tekkosho:Kk 球状黒鉛鋳鉄及びこれを用いた歯車等の機械部品
JP2007307678A (ja) * 2006-05-22 2007-11-29 Kanzaki Kokyukoki Mfg Co Ltd ショットピーニング処理方法
JP2009191342A (ja) * 2008-02-18 2009-08-27 Jfe Pipe Fitting Mfg Co Ltd シーブ材料

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103898295A (zh) * 2012-12-28 2014-07-02 财团法人金属工业研究发展中心 铸态铸铁的处理方法
CN103898295B (zh) * 2012-12-28 2016-03-02 财团法人金属工业研究发展中心 铸态铸铁的处理方法
CN104388810A (zh) * 2014-11-13 2015-03-04 四川南车共享铸造有限公司 一种铸态球墨铸铁的制备方法及其球墨铸铁
CN106756452A (zh) * 2016-11-23 2017-05-31 河南工程学院 一种等温淬火蠕墨铸铁及其制备方法
CN106756486A (zh) * 2016-12-14 2017-05-31 安徽瑞研新材料技术研究院有限公司 一种耐磨耐腐蚀矿用合金衬板及其制作方法
CN106834899A (zh) * 2017-02-14 2017-06-13 河南工程学院 一种低碳高铬铸铁及其制备工艺
CN106917046A (zh) * 2017-03-10 2017-07-04 河钢股份有限公司承德分公司 一种利用含钒铁水生产冷镦用钢的方法
CN106917047A (zh) * 2017-03-16 2017-07-04 河钢股份有限公司承德分公司 一种低碳v‑n微合金化冷镦钢及其生产方法
CN106987777A (zh) * 2017-03-17 2017-07-28 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钛微钒超深冲if钢及其生产方法
CN107236900A (zh) * 2017-04-25 2017-10-10 河钢股份有限公司承德分公司 含钒700MPa级汽车传动轴用热轧钢带、生产方法及应用
CN107267814A (zh) * 2017-06-09 2017-10-20 东北大学 一种抗菌铝合金及其制备方法
CN107287489A (zh) * 2017-06-26 2017-10-24 日照钢铁控股集团有限公司 基于全无头薄板坯连铸连轧流程生产钛微合金钢的方法
CN107354361A (zh) * 2017-06-30 2017-11-17 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钒铁水冶炼极低磷钢的方法
CN107354387A (zh) * 2017-07-25 2017-11-17 西华大学 用于寒冷环境及重载铁路辙叉的高韧耐磨钢及其制造方法
CN107354388A (zh) * 2017-07-25 2017-11-17 西华大学 一种高强高韧贝氏体弹簧钢及其制造方法
CN107365946A (zh) * 2017-08-25 2017-11-21 河钢股份有限公司承德分公司 一种热轧600MPa级抗震螺纹钢筋及生产方法

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