專利名稱：高強度彈簧用中空無縫管的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及汽車等的內燃機的閥彈簧和懸架彈簧等所使用的高強度彈簧用中空無縫管，特別是涉及降低了其外周面和內周面的脫碳的高強度彈簧用中空無縫管。
背景技術：
近年來，隨著以減少尾氣和改善油耗為目的的汽車的輕量化和高輸出功率化的要求提高，在發(fā)動機、離合器和懸架等所使用的閥彈簧、離合器彈簧、懸架彈簧等之中，也致力于高應力設計。因此，這些彈簧面向高強度化/細直徑化的方向，處于負荷應力進一步增大的傾向。為了應對這一傾向，強烈期望在耐疲勞性和耐永久殘余應變性中也有更高性能的彈簧鋼。另外，為了一邊維持耐疲勞特性和耐永久殘余應變性一邊實現(xiàn)輕量化，作為彈簧的原材，并不是以前所使用的棒狀的線材(即，實心的線材)，而是使用中空的管狀的鋼材且沒有焊接部分(即無縫管)作為彈簧的原材。關于用于制造上述這樣的中空無縫管的技術，迄今也提出有各種樣的技術。例如在專利文獻1中提出有一種技術，其使用應該是穿孔軋機的代表的曼內斯曼穿孔機 (mannesmann piercer)進行穿孔后(曼內斯曼穿孔)，進行冷間芯棒式無縫軋管(mandrel mill)，再以10 30分的條件再加熱至820 940°C，其后進行終軋。另一方面，在專利文獻2中提出有一種技術，其進行熱等靜壓擠壓，成為中空無縫管的形狀后，進行球狀化退火，繼續(xù)通過冷周期式軋管軋制和拉拔加工等進行伸展(拔管)。另外，在該技術中還顯示，最終以規(guī)定的溫度進行退火。在上述這樣的各技術中，在進行曼內斯曼穿孔和熱等靜壓擠壓時，需要加熱至 1050°C以上，或在冷加工前/后進行退火，在熱環(huán)境下加熱或加工時，在其后進一步的熱處理工序中，存在中空無縫管的內周面和外周面容易發(fā)生脫碳這樣的問題。另外，在加熱處理后的冷卻時，還存在的情況是，發(fā)生因碳向鐵素體和奧氏體中的固溶量不同而引起的脫碳 (鐵素體脫碳)。若發(fā)生上述這樣的脫碳，則在彈簧制造時的淬火階段，在外周面和內周面會發(fā)生表層部未充分硬化的情況，在成形的彈簧中，產(chǎn)生不能確保充分的疲勞強度這樣的問題。另外，在通常的彈簧中通常會進行的是，以噴丸硬化對外表面賦予殘留應力，使疲勞強度提高，但在由中空無縫管成形的彈簧中，不能對內周面進行噴丸硬化，以及在現(xiàn)有的加工方法中，在內周面容易發(fā)生傷痕，因此還有難以確保內面的疲勞強度這樣的問題。先行技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開平1-M7532號公報專利文獻2 日本特開2007-125588號公報
發(fā)明內容
本發(fā)明在這種狀況下而做，其目的在于，提供一種高強度彈簧用中空無縫管，其極力降低內周面和外周面的脫碳的發(fā)生，在彈簧制造時的淬火階段，在外周面和內周面，表層部能夠充分硬化，在成形的彈簧中能夠確保充分的疲勞強度。本發(fā)明包括以下的形態(tài)。(1) 一種高強度彈簧用中空無縫管，由分別含有如下成分的鋼材構成C :0. 2 0. 7質量％ ；Si :0. 5 3質量％ ；Mn :0. 1 2質量％ ；Al 大于0、在0. 1質量％以下；P 大于0、在0. 02質量％以下、S 大于0、在0. 02質量％以下和N 大于0、在0. 02質量％以下， 中空無縫管的內周面和外周面的C含量為0. 10質量％以上，并且所述內周面和外周面各自的全脫碳層的厚度為200 μ m以下。(2)根據(jù)(1)所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，內面表層部的鐵素體的平均晶粒直徑為10 μ m以下。(3)根據(jù)⑴所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，存在于內周面的傷痕的最大深度為20 μ m以下。(4)根據(jù)⑵所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，存在于內周面的傷痕的最大深度為20 μ m以下。(5)根據(jù)(1) 中任一項所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，還含有以下的(a) (g)群的至少一群。(a) Cr 大于0、在3質量％以下；(b)B 大于0、在0.015質量％以下；(c)從V 大于0、在1質量％以下；Ti 大于0、在0. 3質量％以下和Nb 大于0、在 0. 3質量％以下構成的群中選出的1種以上；(d)從Ni 大于0、在3質量％以下和Cu 大于0、在3質量％以下構成的群中選出的一種以上；(e)Mo 大于0、在2質量％以下；(f)從Ca 大于0、在0. 005質量％以下；Mg 大于0、在0. 005質量％以下和REM 大于0、在0. 02質量％以下構成的群中被選出的1種以上；(g)從ττ 大于0、在0. 1質量％以下、Ta 大于0、在0. 1質量％以下和Hf 大于 0、在0. 1質量％以下構成的群中被選出的1種以上。在本發(fā)明中，通過適當調整作為原材的鋼材的化學成分組成，并且嚴密地規(guī)定其制造條件，能夠實現(xiàn)不會發(fā)生內周面和外周面的鐵素體脫碳，并且極力降低了脫碳層的厚度的中空無縫管，由這樣的中空無縫管成形的彈簧能夠確保充分的疲勞強度。
具體實施例方式本發(fā)明者們，就用于不使脫碳發(fā)生的條件，從各種角度進行了研究。其結果判明， 不借助加工后的冷卻速度的控制比較困難的熱等靜壓擠壓和曼內斯曼穿孔進行中空化，而是進行低溫軋制、可以控制冷卻的通常的熱軋，制造沒有脫碳的棒材，其后，用槍孔鉆進行穿孔，以規(guī)定的冷卻條件進行冷卻后，通過冷軋和拔管(冷加工)成為最終形狀即可。根據(jù)這一制造方法，可以制造外周面和內周面都沒有脫碳(即，表面的C含量為0. 10質量％以上，全脫碳層的厚度為200 μ m以下)中空無縫管。還有，所謂上述全脫碳層，意思是管厚的中心部的碳濃度低于95%的部分。另外，根據(jù)上述這樣的制造方法，由于中空管的組織微細化，能夠使彈簧淬火時的奧氏體粒徑微細化，也可以改善疲勞強度。具體來說，在使冷加工時的加工率(減面率)達到50%以上之后，以650 700°C左右的比較低的溫度實施再結晶處理(退火)，由此使內面表層部的鐵素體的平均晶粒直徑為10 μ m以下。還有，所謂上述內面表層部，意思是從中空無縫管的內周面的表面至深度500 μ m的區(qū)域。此外，根據(jù)上述方法，通過用槍孔鉆進行中空化，能夠縮短其后的冷加工(冷軋、 冷拔管)工序，能夠大幅降低由于曼內斯曼穿孔、熱等靜壓擠壓或冷軋和拔管而發(fā)生的內面?zhèn)邸Ｒ酝?，以最大深度?0μπι左右為極限，但根據(jù)本發(fā)明，能夠降低內面?zhèn)壑钡阶畲笊疃冗_到20 μ m以下。本發(fā)明的中空無縫管，能夠對于適當?shù)卣{整了化學成分組成的鋼材(關于適當?shù)幕瘜W成分組成后述)，遵循上述的步驟制造。對于該制造方法的各行程，更具體地進行說明。[中空化手法]首先，作為中空化手法，能夠降低板坯的加熱溫度，進行低溫軋制、可以控制冷卻的通常的熱軋，制作實心的圓棒后，通過槍孔鉆法等進行中空化。其后，通過拔管和冷軋成形至規(guī)定的直徑、長度，從而可以得到外周面、內周面鐵素體脫碳、總脫碳(全脫碳)均小的無縫管。另外，通過這樣的工序還發(fā)揮出如下效果能夠降低冷加工時的加工率，使內周面的品質也良好(即，能夠減小傷痕)。[熱軋時的加熱溫度低于1050°C]在上述熱軋工序中，推薦其加熱溫度低于1050°C。若這時的加熱溫度為1050°C以上，則總脫碳有變多的傾向。優(yōu)選為1020°C以下。[熱軋時的最低軋制溫度850°C以上]還優(yōu)選使熱軋時的最低軋制溫度為850°C以上。若該軋制溫度過低，則在表面(內周面和外周面)有容易生成鐵素體的傾向。這時的溫度優(yōu)選為900°C以上。[軋制后的冷卻條件軋制后至720°C的平均冷卻速度為1.5°C /秒以上，其后，至 500°C的平均冷卻速度為0. 50C /秒以下]在上述這樣的條件下，進行熱軋后，通過強度冷卻至720°C，能夠防止表面的鐵素體生成(鐵素體脫碳的發(fā)生)。為了發(fā)揮這樣的冷卻效果，可以使至720°C的平均冷卻速度為1.5°C/秒以上。這時的平均冷卻速度優(yōu)選為2°C/秒以上。進行這樣的強制冷卻后，以平均冷卻速度0. 50C /秒以下冷卻至500°C。若從上述的強制冷卻結束溫度至500°C的冷卻速度過快，則鋼材發(fā)生淬火，其后的由退火進行的軟化耗費時間。從這樣的觀點出發(fā)，優(yōu)選至500°C的平均冷卻速度為0. 50C /秒以下(例如放冷)。更優(yōu)選為0. 30C /秒以下。[冷加工條件]進行上述這樣的控制冷卻后(和槍孔鉆穿孔后)，實施冷加工，但作為這時的冷加工，推薦拔管和冷軋。進行這樣的加工時，施加減面率(RA)為50%以上的加工后，降低到 7500C以下使之再結晶(退火)，從而能夠使鐵素體的平均晶粒直徑為10 μ m以下，在彈簧制造時的熱處理時，奧氏體(Y)粒徑微細化，具有改善彈簧的疲勞壽命的效果。在上述冷加工中，使減面率為50%以上，使退火為700°C以下進行的加工更有效。[退火工序]
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在上述的冷卻加工后，根據(jù)需要進行退火，但這時的加熱溫度若加熱至奧氏體生成區(qū)域(球化退火)，則容易發(fā)生脫碳，因此需要在鐵素體溫度區(qū)域進行。另外如上述，從鐵素體的平均晶粒直徑為 ο μ m以下這一觀點出發(fā)，也優(yōu)選這時的加熱溫度為650 700°C這樣比較低的溫度。本發(fā)明的中空無縫管，還適當調節(jié)了作為原材的鋼材的化學成分組成，這一點也很重要。接著，說明化學成分的范圍限定理由。[C 0. 2 0. 7% ( “質量％”的意思，關于化學成分組成下同)]C是確保高強度所需要的元素，為此需要使之含有0.2%以上。C含量優(yōu)選為 0. 30%以上，更優(yōu)選為0. 35%以上。但是，若C含量過剩，則延展性的確保困難，因此需要在 0. 7%以下。C含量優(yōu)選為0. 65%以下，更優(yōu)選為0. 60%以下。[Si :0.5 3% ]Si在彈簧所需要的耐永久殘余應變性的提高上是有效的元素，為了得到本發(fā)明中作為對象的強度水平的彈簧所需要的耐永久殘余應變性，需要使Si含量為0. 5%以上。優(yōu)選為1. 0%以上，更優(yōu)選為1. 5%以上。但是，Si也是使脫碳促進的元素，因此若使Si過剩地含有，則促進鋼材表面的脫碳層形成。其結果是，需要用于削除脫碳層的去皮工序，因此在制造成本方面不妥當。由此，在本發(fā)明中Si含量的上限為3%。優(yōu)選為2. 5%以下，更優(yōu)選為2. 2%以下。[Mn :0.1 2% ]Mn作為脫氧元素被利用，并且其是與鋼材中的有害元素即S形成MnS而使之無害化的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使Mn含有0.1%以上。優(yōu)選為0.15%以上， 更優(yōu)選為0.20%以上。但是，若Mn含量過剩，則偏析帶形成，發(fā)生材質的偏差。由此，在本發(fā)明中，Mn含量的上限為2%。優(yōu)選為1.5%以下，更優(yōu)選為1.0%以下。[Al :0· 以下(不含 0% )] Al主要作為脫氧元素被添加。另外，其與N形成AlN而使固溶N無害化，并且也有助于組織的微細化。特別是為了固定固溶N，優(yōu)選含有Al并使之超過N含量的2倍。但是， Al與Si同樣也是促進脫碳的元素，因此在大量含有Si的彈簧鋼中，需要抑制Al的大量添加，在本發(fā)明中為0. 以下。優(yōu)選為0.07%以下，更優(yōu)選為0.05%以下。[P :0.02% 以下(不含 0% )]P是使鋼材的韌性和延性劣化的有害元素，因此極力降低很重要，在本發(fā)明中其上限為0.02%。優(yōu)選抑制在0.010%以下，更優(yōu)選抑制在0.008%以下。還有，P在鋼材是不可避免含有的雜質，使其含量達到0%在工業(yè)上有困難。[S :0.02% 以下(不含 0% )]S與上述P —樣，是使鋼材的韌性和延性劣化的有害元素，因此極力降低很重要， 在本發(fā)明中抑制在0.02%以下。優(yōu)選為0.010%以下，更優(yōu)選為0.008%以下。還有，S在鋼材是不可避免含有的雜質，使其含量達到0 %在工業(yè)上有困難。[N :0.02% 以下(不含 0% )]若Al、Ti等存在，則N形成其氮化物，具有使組織微細化的效果，但若以固溶狀態(tài)存在，則使鋼材的韌延性和耐氫脆化特性劣化。在本發(fā)明中，N的上限為0.02%。優(yōu)選為 0. 010%以下，更優(yōu)選為0. 0050%以下。
在本發(fā)明中適用的鋼材中，上述成分以外(余量)由鐵和不可避免的雜質(例如 Sn、As等)構成，但也可以含有不破壞其特性程度的微量成分(允許成分)，這樣的鋼材也包含在本發(fā)明的范圍內。另外，根據(jù)需要還含有如下等元素也有效(a)Cr 以下(不含0% ) ； (b)B 0.015%以下(不含0% ) ;(c)從以下(不含0% ) ；Ti :0.3%以下(不含0% )和 Nb :0.3%以下(不含0% )構成的群中選出的1種以上；(d)Ni 以下(不含0% )和/ 或Cu 以下(不含0% ) ； (e)Mo 以下(不含0% ) ； (f)從Ca :0.005%以下(不含 0% ) ；Mg :0.005%以下(不含0% )和REM :0.02%以下(不含0% )構成的群中被選出的 1種以上；(g)從& :0.1%以下(不含0% )、Ta :0· 以下(不含0%)和Hf :0.1%以下 (不含0%)構成的群中被選出的1種以上。含有這些成分時的范圍限定理由如下所述。[Cr 以下(不含 0% )]從使冷加工性提高的觀點出發(fā)，優(yōu)選Cr含量少的程度，但Cr在回火后的強度確保和耐腐蝕性提高上是有效的元素，特別是在要求有高水平的耐腐蝕性的懸架彈簧中是重要的元素。這一效果隨著Cr含量的增大而變大，為了優(yōu)選地發(fā)揮這一效果，優(yōu)選使Cr含有 0.2%以上。更優(yōu)選為0.5%以上。但是，若Cr含量過剩，則容易形成過冷組織，并且在滲碳體中濃化而使塑性變形能力降低，有招致冷加工性劣化的情況。另外，若Cr含量過剩，則容易形成與滲碳體不同的Cr碳化物，有強度和延展性的平衡變差的情況。由此，在本發(fā)明使用的鋼材中，優(yōu)選將Cr含量抑制在3%以下。更優(yōu)選為2.0%以下，進一步優(yōu)選為1.7%以下。[B :0.015% 以下(不含 0% )]B具有在鋼材的淬火/回火后，抑制來自舊奧氏體晶界的破壞的效果。為了體現(xiàn)這樣的效果，優(yōu)選使B含有0. 001 %以上。但是，若B過剩地含有，則有形成粗大的碳硼化物而損害鋼材的特性的情況。另外，若B過剩含有，則存在也會變成軋制材的傷痕發(fā)生原因的情況。由此，B含量的上限為0.015%。更優(yōu)選為0.010%以下，進一步優(yōu)選為0.0050%以下。[從V以下(不含0% ) ；Ti 0. 3%以下(不含0% )和Nb 0. 3%以下(不含 0%)構成的群中選出的1種以上]V、Ti和Nb與C、N、S等形成碳/氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)或硫化物等，具有使這些元素無害化的作用。另外還發(fā)揮的效果是，形成上述碳/氮化物而使組織微細化。此外，也有改善耐延遲斷裂特性的效果。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選含有Ti、v和Nb的至少1種0. 02%以上(含有2種以上時，合計為0. 2%以上)。但是，若這些元素的含量過剩，則粗大的碳/氮化物形成，有韌性和延展性劣化的情況。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選使V、Ti 和Nb的含量的上限分別為1%、0. 3%、0. 3%。更優(yōu)選V :0. 5%以下、Ti :0. 以下、Nb 0. 以下。此外，從成本降低的觀點出發(fā)，優(yōu)選V :0. 3%以下、Ti :0. 05%以下、Nb 0. 05% 以下。[從Ni以下(不含0% )和/或Cu 以下(不含0% )]Ni在考慮降低成本時，因為要控制其添加，所以沒有將其下限特別設定，但在抑制表層脫碳或使耐腐蝕性提高時，優(yōu)選使之含有0. 上。但是，若M含量過剩，則軋制材中發(fā)生過冷組織，或在淬火后存在殘留奧氏體，有鋼材的特性劣化的情況。因此，使Ni含有時，優(yōu)選使其上限為3%。從降低成本的觀點出發(fā)，優(yōu)選為2.0%以下，更優(yōu)選為1.0%以下。
Cu與上述M—樣，在抑制表層脫碳或使耐腐蝕性提高上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選使Cu含有0. 以上。但是，若Cu含量過剩，則過剩組織發(fā)生，在熱加工時有發(fā)生裂紋的情況。由此，在使Cu含有時，優(yōu)選使其上限為3%。從成本降低的觀點出發(fā)，優(yōu)選為2.0%以下，更優(yōu)選為1.0%以下。[Mo 以下(不含 0% )]Mo在回火后的強度確保、韌性提高上是有效的元素。但是，若Mo含量過剩，則有韌性劣化的情況。因此，Mo含量的上限優(yōu)選為2%。更優(yōu)選為0.5%以下。[從 Ca 0. 005% 以下(不含 0% ) ；Mg 0. 005% 以下(不含 0% )和 REM :0. 02% 以下(不含0%)構成的群中被選出的1種以上]Ca、Mg和REM(稀土類元素)均形成硫化物，防止MnS的伸長，具有改善韌性的效果，能夠根據(jù)要求特性添加。但是，若分別使之含有超過上述上限，則反而有使韌性劣化的情況。各自的優(yōu)選上限為，Ca :0. 0030% ;Mg :0. 0030% ;REM :0. 010%。還有，在本發(fā)明中， 所謂REM是含有鑭系元素(從La至Ln的15種元素)和Sc (鈧)和Y (釔)的意思。[從&0. 以下(不含0% )、Ta :0. 以下(不含0% )和Hf :0· 以下(不含0%)構成的群中被選出的1種以上]該元素與N結合形成氮化物，穩(wěn)定抑制加熱時的奧氏體(Y)粒徑的生長，使最終的組織微細化，具有改善韌性的效果。但是，若都超過0. 而過剩地含有，則氮化物粗大化，使疲勞特性劣化，因此不為優(yōu)選。由此，其上限均為0. 1%。更優(yōu)選的上限均為0. 050%, 進一步優(yōu)選的上限為0. 025%。以下通過實施例更詳細地說明，但下述實施例沒有限定本發(fā)明的性質，在以前后述宗旨為特征而進行設計變更的均包含在本發(fā)明的技術范圍內。實施例根據(jù)通常的熔煉法，熔煉化學成分組成顯示在下述表1中的各種熔鋼，冷該熔鋼開坯軋制后，成為截面形狀為M5mmX 155mm的板坯，之后以下述表2所示的條件進行熱軋和冷軋，成為直徑25mm的棒鋼。還有，在下述表1、2中，REM以含有La為50%左右和含有 Ce為25%左右的混合稀土金屬的形態(tài)添加。下述表1、2中“-”表示未添加元素。還有，表 2中的所謂冷卻速度1，意思是在進行熱軋之后，冷卻至720°C時的平均冷卻速度，所謂冷卻速度2，意思是從上述冷卻的結束溫度冷卻至500°C的時的平均冷卻速度。使用槍孔鉆，在所得到的棒鋼的內部進行內徑12mm的穿孔。其后，進行冷軋，制作外徑16mm、內徑8mm的中空無縫管。在此途中，一部分在外徑20mm、內徑IOmm的階段實施退火(下述表2的試驗No. 2 4)。還有，關于試驗No. 2 4，分別將外徑20mm、內徑IOmm 的階段下的條件分開記述為冷軋條件1和退火溫度1，將外徑16mm、內徑8mm的階段下的條件分開記述為冷軋條件2和退火溫度2。另外，作為比較材，利用截面形狀為155mmX 155mm的板坯，通過熱鍛和切削，制作外徑143mm、內徑52mm的圓筒狀的方坯，運用熱等靜壓擠壓(加熱溫度1150°C )，也制作外徑54mm、內徑38mm的中空管(下述表2的試驗No. 1)。該中空管在退燒火、酸洗后，進行拔管、退火(700°C X 20小時)，反復進行酸洗8次，成為外徑16mm、內徑8mm的中空無縫管 (拔管后的退火條件750°C X 10分鐘)。[表 1]
權利要求
1.一種高強度彈簧用中空無縫管，其特征在于，由如下鋼材構成，該鋼材含有C :0. 2 0. 7質量％ ；Si :0. 5 3質量％ ；Mn :0. 1 2質量％ ；Al 大于0但在0. 1質量％以下；P 大于0但在0. 02質量％以下；S 大于0但在0. 02質量％以下和N 大于0但在0. 02質量％ 以下，并且，所述中空無縫管的內周面和外周面的C含量為0. 10質量％以上，并且所述內周面和外周面各自的全脫碳層的厚度為200 μ m以下。
2.根據(jù)權利要求1所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，內面表層部中的鐵素體的平均晶粒直徑為10 μ m以下。
3.根據(jù)權利要求1所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，存在于內周面的傷痕的最大深度為20 μ m以下。
4.根據(jù)權利要求2所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，存在于內周面的傷痕的最大深度為20 μ m以下。
5.根據(jù)權利要求1 4中任一項所述的高強度彈簧用中空無縫管，其中，還含有以下的 (a) (g)群中的至少一群(a)Cr 大于0但在3質量％以下；(b)B大于0但在0.015質量％以下；(c)從V大于0但在1質量％以下；Ti 大于0但在0. 3質量％以下和Nb 大于0但在 0. 3質量％以下構成的群中選出的1種以上的元素；(d)從Ni大于0但在3質量％以下和Cu 大于0但在3質量％以下構成的群中選出的一種以上的元素；(e)Mo大于0但在2質量％以下；(f)從Ca大于0但在0. 005質量％以下；Mg 大于0但在0. 005質量％以下和REM 大于0但在0. 02質量％以下構成的群中選出的1種以上的元素；(g)從&:大于0但在0.1質量％以下；Ta 大于0但在0. 1質量％以下和Hf 大于0 但在0. 1質量％以下構成的群中選出的1種以上的元素。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強度彈簧用中空無縫管，其極力降低內周面和外周面的脫碳的發(fā)生，在彈簧制造時的淬火階段，在外周面和內周面，表層部能夠充分硬化，在成形的彈簧中能夠確保充分的疲勞強度。本發(fā)明涉及一種高強度彈簧用中空無縫管，其由分別含有如下的鋼材構成C0.2～0.7質量％；Si0.5～3質量％；Mn0.1～2質量％；Al大于0、在0.1質量％以下；P大于0、在0.02質量％以下、S大于0、在0.02質量％以下和N大于0、在0.02質量％以下，中空無縫管的內周面和外周面的C含量為0.10質量％以上，并且所述內周面和外周面各自的全脫碳層的厚度為200μm以下。
文檔編號F16F1/02GK102428199SQ20108002128
公開日2012年4月25日 申請日期2010年5月14日 優(yōu)先權日2009年5月15日
發(fā)明者豐武孝太郎, 畑野等 申請人:日本發(fā)條株式會社, 株式會社神戶制鋼所, 神鋼金屬制品株式會社