齿轮及其制造方法
阅读：653发布：2023-01-26
专利汇可以提供齿轮及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种 齿轮 ，其所用原料 钢 的化学成分（ 质量 %）是：C为0.1～0.40%，Si为0.35～3.0%，Mn为0.1～3.0%，Cr为低于0.2%，Mo为0.1%以下，P为0.03%以下，S为0.15%以下，Al为0.05%以下，N为0.03%以下，余量为Fe和不可避免的杂质。一种齿轮的制造方法，其包括：渗 碳 工序，该工序在低 氧 浓度下在表层形成 渗碳 层；冷却工序，该工序在渗碳工序后以不发生 马 氏体转变的慢的冷却速度进行冷却直至组织转变结束的 温度 以下；以及淬火工序，该工序在冷却工序后通过高 密度 能量 加热进行加热，使芯部不发生奥氏体化，而使比芯部浅的区域和齿部发生奥氏体化，并从这种状态进行急冷。由此，将齿部和齿根部的表层部形成渗碳层，将齿部的剩余部分以及圆板部中渗碳层的下面的部分形成淬火硬化层，并将圆板部中比淬火硬化层深的区域形成非淬火层。，下面是齿轮及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种齿轮，该齿轮具有圆板部和于前述圆板部以圆周状分散开的方式形成的多个齿部，并且该齿轮在成型后经过了渗碳处理及该渗碳处理以后的通过高密度能量加热进行的淬火处理，其特征在于，
原料钢的化学成分为：C为0.1～0.40质量%、Si为0.35～3.0质量%、Mn为0.1～
3.0质量%、Cr为低于0.2质量%、Mo为0.1质量%以下、P为0.03质量%以下、S为0.15质量%以下、Al为0.05质量%以下、N为0.03质量%以下、Fe和不可避免的杂质为余量，前述齿部的表层部、以及位于前述圆板部的作为前述齿部相互之间的部位的齿根部的表层部，通过渗碳处理使C浓度比前述原料钢的C浓度高，并且形成含有马氏体组织的第一淬火硬化层，
遍及前述齿部中的形成前述第一淬火硬化层部分以外的部分、前述圆板部中的前述齿根部的前述第一淬火硬化层的下面的部分、以及前述圆板部中的前述齿部的下面的部分，使C浓度成为前述原料钢的C浓度，并且形成含有马氏体组织的第二淬火硬化层，前述圆板部中的比前述第二淬火硬化层深的区域，使C浓度成为前述原料钢的C浓度，并且形成不含有马氏体组织的非淬火层。
2.如权利要求1所述的齿轮，其特征在于，前述第一淬火硬化层的C浓度，在表面为
0.60～0.85质量%，并且在内部朝向与前述第二淬火硬化层的分界在慢慢降低。
3.如权利要求1或2所述的齿轮，其特征在于，原料钢的化学成分还包含：Ti为
0.005～0.2质量%，B为0.0006～0.005质量%。
4.如权利要求1至3中任一项所述的齿轮，其特征在于，原料钢的化学成分中的Mo的含量为低于0.01%。
5.如权利要求1至4中任一项所述的齿轮，其特征在于，原料钢的化学成分还包含：Nb为0.01～0.3质量%、V为0.01～0.2质量%中的一种或者两种。
6.如权利要求1至5中任一项所述的齿轮，其特征在于，原料钢的化学成分还包含：Ni为0.1～3.0质量%。
7.一种齿轮的制造方法，该齿轮具有圆板部和于前述圆板部以圆周状分散方式形成的多个齿部，其特征在于，
所述制造方法使用的原料钢的化学成分为：
C为0.1～0.40质量%、Si为0.35～3.0质量%、Mn为0.1～3.0质量%、Cr为低于
0.2质量%、Mo为0.1质量%以下、P为0.03质量%以下、S为0.15质量%以下、Al为0.05质量%以下、N为0.03质量%以下、Fe和不可避免的杂质为余量，
所述制造方法施行下述工序：
渗碳工序，该工序在氧浓度比大气的氧浓度低的渗碳环境中，对采用前述原料钢成型而成的齿轮进行加热至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度而在表面形成渗碳层；
冷却工序，该工序对前述渗碳工序后的前述齿轮，以比前述原料钢发生马氏体转变的冷却速度慢的冷却速度进行冷却至通过冷却引起的组织转变结束的温度以下的温度；以及淬火工序，该工序采用高密度能量加热对前述冷却工序后的前述齿轮进行加热，不使前述圆板部中的芯部升温至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度，而使比前述圆板部中的前述芯部浅的区域和前述齿部升温至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度，从该状态开始，以前述原料钢发生马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度进行冷却，由此，在比前述圆板部中的前述芯部浅的区域和前述齿部中形成马氏体组织。
8.如权利要求7所述的齿轮的制造方法，其特征在于，
所述渗碳工序是在所述渗碳工序的扩散期后的渗碳层内的碳浓度成为0.85质量%以下的条件下施行。
9.如权利要求7或8所述的齿轮的制造方法，其特征在于，
提供给所述渗碳工序的齿轮，具有因齿轮形状而引起的在渗碳处理时侵入碳的扩散速度不同的第一部位和第二部位，并且呈现出与前述第一部位相比前述第二部位的侵入碳的扩散速度慢的形状；
所述渗碳工序是在所述渗碳工序的扩散期后的所述第一部位的渗碳层内的碳浓度成为0.65±0.1质量%范围内的条件下施行。
齿轮及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种齿轮及其制造方法，所述齿轮例如是汽车的驱动系统中的差速器环齿轮等的被用于应力不仅施加在表层部而且施加至芯部的程度的高转矩传递的齿轮。更详细而言，涉及一种以钢为原料并经过渗碳、淬火等工序得到硬化的齿轮及其制造方法。
背景技术
[0002] 齿轮等钢构件，作为用于保持韧性并提高表面硬度的处理，在多数情况下施行渗碳淬火处理。下面，将适当施行了渗碳处理的钢构件称为渗碳钢构件。渗碳淬火处理，其目的在于，将钢构件在加热至奥氏体化温度以上的状态下施行渗碳处理以使表面的碳浓度增大后，进行淬火处理以确保芯部的韧性，同时提高表面硬度。作为应用渗碳淬火处理来制造钢构件的方法，迄今为止有各种各样的方法被提出。例如，在专利文献1中，针对含有Cr或Mo的钢原料施行了渗碳、缓冷、基于高频加热的淬火的工序。
[0003] 现有技术文献
[0004] 专利文献
[0005] 专利文献1：WO2006/118242号公报
发明内容
[0006] 发明要解决的课题
[0007] 如前述现有技术，在Cr含量高（例如0.2质量%以上）的钢原料的情况下，在渗碳后的缓冷时，在渗碳层内的珠光体、铁氧体中会产生Cr碳化物。并且，若在比较高的温度（例如950℃以上）下进行缓冷后的高频加热，则该Cr碳化物会熔解于基质中。因此，在高频加热时均匀地发生奥氏体转变，从而获得均匀的淬火组织。基于此硬度也变得均匀化。另一方面，若在比较低的温度（例如低于950℃）下进行缓冷后的高频加热，则Cr碳化物不太会熔解于基质中。因此，奥氏体转变会变得不均匀，淬火组织也变得不均匀。这成为硬度不均匀现象发生的主要原因。
[0008] 另外，即使Mo的含量高的情况下（例如0.1质量%以上），虽然比不上Cr含量高的情况，但也以相同的理由成为硬度不均匀现象发生的主要原因。对Mo而言，其原因也在于渗碳后的缓冷时形成碳化物。即，在Cr或Mo的含量高的钢原料的情况下，为了得到均匀的淬火组织，需要在较高的温度下施行缓冷后的高频加热。
[0009] 在此，当钢构件用于齿轮时，要求表层部具有高硬度，另一方面，对内层部而言，与硬度相比更要求有高韧性。并且还要求高的形状精度。为了兼备表层部的高硬度和内层部的高韧性，在高频淬火时，需要只对齿轮表层部以轮廓状方式加热而进行淬火。为了实现该目的，需要以高输出短时间的方式施行高频淬火。通过缩短加热时间而抑制向内层部的热传导，从而设定了轮廓状的加热方式。与此相应的加热输出高，因此表层部会达到较高的温度。特别是齿轮尖端部分，有时会带有熔融倾向。
[0010] 当采用这种加热方法时，在包括齿尖的表层部中，如上所述，Cr碳化物或Mo碳化物熔透于基质中而获得均匀的淬火组织。另外，即使在表层部上，齿根部分与齿轮尖端部相比温度也稍微变低（例如950℃左右），但是也没达到硬度发生不均匀现象的程度。其原因在于高频加热自身是以高输出方式施行的。
[0011] 在齿轮中，汽车的驱动系统、特别是差速器环齿轮等，被应用于传递非常高的转矩的用途上。在这种用途中，应力不仅施加在齿轮表层部而且也施加至齿部的内部。因此，不仅对表层部而且对与其相比更深的深层部也要求硬度。因而，不仅表层部而且还有深层部、特别是齿部的内部，都需要在淬火时升温至奥氏体转变温度以上。但是，使整个齿轮都升温至奥氏体转变温度以上却是不妥当的。其原因在于，若使整个齿轮都发生奥氏体转变，则伴随着此后的急冷时的马氏体转变的体积膨胀，会引起形状精度降低。因此，会成为齿轮在使用时产生噪声等的原因。
[0012] 因此，要使齿轮内层部不升温至奥氏体转变温度以上，而使表层及其下面的深层部的稍厚的范围的部分升温至奥氏体转变温度以上。此时，应积极利用从表层向深层部的热传导。因此，与前述相反地，需要对加热时间采取某种程度的延长，这会相应地降低加热的输出。由此使齿轮尖端部的过热受到抑制，会使加热的温度分布变得比较好。
[0013] 但是，在此情况下产生了如下两个课题。第一个是在淬火时以较低的温度使奥氏体转变发生。因此，当Cr或Mo的含量高时，即使在淬火时进行加热，也有时会有Cr碳化物或Mo碳化物不熔透于基质中而残留下来。该碳化物的残留，会成为硬度降低、硬度不均匀现象发生的原因。
[0014] 第二个是比表层部稍深的部位的问题。在高频加热时，在深处比表层部温度低。因此，即使在渗碳层的范围内，比表层部深的部位与表层部相比，也容易引起前述碳化物残留的问题。上述部位与表层部相比，发生硬度不均匀现象的可能性高。
[0015] 本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种齿轮及其制造方法，该齿轮不存在硬度不均匀的现象，不仅表层部而且深层部也具有高硬度，并且形状精度高。
[0016] 解决课题的方法
[0017] 作为本发明着眼于解决该课题而做出的一个技术方案，作为齿轮的原料钢，使用化学成分为下述的原料钢：C为0.1～0.40质量%、Si为0.35～3.0质量%、Mn为0.1～3.0质量%、Cr为低于0.2质量%、Mo为0.1质量%以下、P为0.03质量%以下、S为0.15质量%以下、Al为0.05质量%以下、N为0.03质量%以下、Fe和不可避免的杂质为余量。
[0018] 而且，本发明的齿轮，具有圆板部和于前述圆板部以圆周状分散开的方式形成的多个齿部，并且该齿轮在成型后经过了渗碳处理及该渗碳处理以后的通过高密度能量加热进行的淬火处理，并且原料钢的化学成分如上所述，
[0019] 前述齿部的表层部、以及位于前述圆板部的作为前述齿部相互之间的部位的齿根部的表层部，通过渗碳处理使C浓度比前述原料钢的C浓度高，并且形成含有马氏体组织的第一淬火硬化层，
[0020] 遍及前述齿部中的形成前述第一淬火硬化层部分以外的部分、前述圆板部中的前述齿根部的前述第一淬火硬化层的下面的部分、以及前述圆板部中的前述齿部的下面的部分，使C浓度成为前述原料钢的C浓度，并且形成含有马氏体组织的第二淬火硬化层，[0021] 前述圆板部中的比前述第二淬火硬化层深的区域，使C浓度成为前述原料钢的C浓度，并且形成不含有马氏体组织的非淬火层。
[0022] 另外，本发明的其它实施方式是一种齿轮的制造方法，该齿轮具有圆板部和于前述圆板部以圆周状分散方式形成的多个齿部，其特征在于，
[0023] 所述制造方法，作为原料钢使用具有前述化学成分的原料钢，
[0024] 所述制造方法施行下述工序：
[0025] 渗碳工序，该工序在氧浓度比大气的氧浓度低的渗碳环境中，对采用前述原料钢成型而成的齿轮进行加热至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度而在表面形成渗碳层；
[0026] 冷却工序，该工序对前述渗碳工序后的前述齿轮，以比前述原料钢发生马氏体转变的冷却速度慢的冷却速度进行冷却至通过冷却引起的组织转变结束的温度以下的温度；以及
[0027] 淬火工序，该工序采用高密度能量加热对前述冷却工序后的前述齿轮进行加热，不使前述圆板部中的芯部升温至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度，而使比前述圆板部中的前述芯部浅的区域和前述齿部升温至前述原料钢的奥氏体化温度以上的温度，从该状态开始，以前述原料钢发生马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度进行冷却，由此，在比前述圆板部中的前述芯部浅的区域和前述齿部中形成马氏体组织。
[0028] 发明的效果
[0029] 如上所述，本发明是针对经过如下工序所制作的渗碳钢构件的齿轮及其制造方法进行特定化的发明，所经过的工序为：在减压下进行的渗碳工序，在上述特定的条件下进行缓冷的冷却工序，以及采用在上述高密度能量下进行加热的淬火工序。并且，在本发明中，作为采用该制造方法制作齿轮时最适当的化学成分，使用了上述范围的化学成分。对上述化学成分应该注意的问题是，对Cr和Mo而言只限于作为杂质的含有水平，或者即使进行添加也分别限制其含量为低于0.2%和0.1%以下。
[0030] Cr是以低于0.2%的添加量使淬火性提高并同时使抗回火软化性提高的有效元素。另一方面，若添加的Cr为0.2%以上，则在渗碳处理后进行缓冷时，会导致渗碳层内的珠光体、铁氧体中产生Cr碳化物。若该Cr碳化物在此后的淬火工序期间不能熔解于基质中，则会使不均匀的淬火组织产生从而成为硬度不均匀现象发生的原因。但是，若利用本发明的这种高密度能量进行非常短时间的加热，则难以使Cr碳化物固溶于基质中。
[0031] 因此，在本发明中，如上所述，积极地设定Cr为任选成分，如若对其含有也要限制其含量为低于0.2%。基于此，使上述缓冷时的Cr碳化物的产生受到抑制。因此，即使上述淬火工序的加热方法是利用了高密度能量进行加热，并且，即使在加热前Cr碳化物已存在的情况下，也能够可靠地将其固溶于基质中，能够减少组织不均匀现象。另外，通过减少高价Cr的添加量，可以降低原料成本。
[0032] 另外，Mo是对淬火性的提高以及抗回火软化抗性的提高有效的元素。但是，在本发明中通过适量添加Si和Mn（特别是Si）来确保了所需的淬火性，因此，能够不依靠Mo产生的提高淬火性的效果地获得均匀的马氏体组织。因此，如上所述，通过将淬火工序的加热方法限定为利用高密度能量的加热，可提高渗碳处理的生产效率，并能够实现原料成本的降低。另外，若Mo含量多则产生Mo碳化物，这与上述因Cr造成的组织不均匀现象相结合，而存在使组织不均匀现象更加恶化的情况。因此，将Mo抑制在0.1%以下的低添加量，由此实现减少组织不均匀现象的效果。
[0033] 在本发明的齿轮中，采用上述原料钢以及制造方法，获得了如下效果。首先，可以举出通过在比大气的氧浓度低的渗碳环境中进行渗碳抑制了晶界氧化。再是，不仅对表层（第一淬火硬化层）而且还对其下面的部分（第二淬火硬化层）起到了淬火的效果。由此，实现了齿部整体强度高的齿轮。并且，为使比第二淬火硬化层更深的区域成为非淬火层，通过使淬火的加热本身在较低的温度下进行较长的时间，可以抑制变形、提高疲劳强度。
[0035] 图1是表示实施方式中的齿轮整体形状的立体图。
[0036] 图2是表示图1的齿轮的局部放大图。
[0037] 图3是表示实施方式中的齿轮在使用时的应力分布的剖面图。
[0038] 图4是表示实施方式中的齿轮的渗碳层和淬火硬化层的分布的剖面图。
[0040] 图6是表示减压渗碳处理和减压缓冷处理的加热曲线图。
[0041] 图7是表示淬火工序的加热曲线图。
[0042] 图8是表示淬火工序在升温期间的升温曲线图。
[0043] 图9是淬火工序的加热曲线的其它实例的图。
[0044] 图10是表示淬火工序后的硬度和深度的关系的图表。
[0045] 图11是利用本发明的齿轮的其它实例的图。
具体实施方式
[0046] 首先，说明本发明中使用的钢原料的化学成分的限定理由。下面，将组成中的“质量%”只记作“%”。
[0047] C为0.1～0.40%
[0048] C是用于确保钢原料的强度、特别是深层部的强度而添加的元素。因此，本发明中将C的添加量下限设定为0.1%以确保内部的强度。但是，若C的添加量超过0.40%，则存在如下两个不利问题。其一是一方面硬度增加而另一方面韧性降低。其二是钢原料的切削性恶化。因此，设定C的添加量上限为0.40%。更优选的添加量的范围为0.15～0.3%。
[0049] Si为0.35～3.0%
[0050] Si是制钢过程中对脱氧有效的元素，同时还是赋予钢原料以必需的强度、淬火性并且提高抗回火软化性的有效元素。作为本发明的特征在于能够大幅度削减高价的Cr和Mo，但对于如同齿轮的点蚀强度一样将抗回火软化性作为必需特性的零部件而言，在削减作为以往的钢材料的Cr Mo钢中的Cr和Mo的情况下，有时会造成不利因素。因此，为了在削减Cr和Mo的情况下也能得到需要的抗回火软化性，设定Si含量为0.35%以上。但是，含有Si的该效果在3.0%左右会达到饱和，因此含有该含量以上的Si没有积极意义。而且，Si含量超过3.0%，导致硬度增大并使原料的切削性变差，因此需要设在0.35%～3.0%的范围内。更优选的范围为超过0.45%且1.5%以下。
[0051] 另外，若使用大量添加了Si的钢原料，则使用氧化性环境气体进行气体渗碳处理时，在该渗碳工序中，基于容易形成氧化物的Si，在表层产生晶界氧化和渗碳异常层，因此会使渗碳层的强度降低，并造成弯曲疲劳强度和面压疲劳强度也降低。对此，在本发明中，采用在减压下在氧浓度降低的渗碳环境中进行渗碳处理的工序。由此，如后所述能够消除晶界氧化的问题，因此，可积极地使用提高Si的含量的钢原料。
[0052] Mn为0.1～3.0%
[0053] Mn是制钢过程中对脱氧有效的元素，同时也是对淬火性的提高有效的元素，但低于0.1%时效果不充分。但是，含有Mn的该效果，在3.0%左右会达到饱和，含有该含量以上的Mn没有积极意义。另外，Mn的含量超过3.0%，则会导致硬度增大并使原料的切削性变差，因此，需要设在0.1%～3.0%的范围内。更优选的范围为0.5%～1.5%。
[0054] P为0.03%以下
[0055] P具有在钢中在晶界发生偏析而使韧性降低的作用。因此，需要尽可能减少。尽管减少至0很困难，但有必要限制在0.03%以下。
[0056] S为0.15%以下
[0057] S是在钢中形成MnS并以据此提高原料的切削性作为目的而添加的元素。其中，含有S的该效果，在0.15%左右达到饱和，因此，含有该含量以上的S，没有积极意义。而且，S含量超过0.15%，则会引起晶界偏析并导致晶界脆化。因此，需要设定S的含量在0.15%以下。此外，若S量为低于0.001%，则提高切削性的效果不显著。因此，若规定下限则设在0.001%以上。更优选的范围为0.005～0.06%范围内。
[0058] Al为0.05%以下
[0059] Al是作为氮化物在钢中进行析出和分散。因此，Al被认为是有效防止渗碳处理时奥氏体组织粗大化的元素。其中，若Al含量超过0.05%则析出物粗大化而使钢脆化。因此，设定上限为0.05%。此外，使施加过高密度能量淬火处理的部位发生再结晶，并使粗大化的奥氏体组织得以微细化。因此，只在施加过高密度能量淬火处理的部位需要具有高强度，当不用高密度能量进行加热的区域不需要高强度时，没有必要使其含有Al。但是，当不用高密度能量进行加热的区域也需要具有高强度时，就需要使其含有Al，此时，若Al含量低于0.005%，则防止奥氏体组织粗大化的效果不显著。因此，若规定下限则设在0.005%以上。更优选的范围为0.02～0.04%。
[0060] N为0.03%以下
[0061] N通过形成各种氮化物而具有防止渗碳处理时和高密度能量淬火处理时奥氏体组织粗大化的效果。但是，若N含量超过0.03%则可锻性显著变差。因此，设定上限为0.03%。此外，与Al的部分中记载过的理由相同的理由，当不用高密度能量进行加热的区域也需要具有高强度时，就需要使其含有N，此时，若N含量低于0.003%，则防止奥氏体组织粗大化的效果不显著。因此，若规定下限则需要设在0.003%以上。更优选的范围为0.005～0.02%。
[0062] Cr为低于0.2%
[0063] Cr是以低于0.2%的添加量使淬火性和抗回火软化性提高的有效元素，但是，若Cr为0.2%以上的添加量，则在渗碳后进行缓冷时，会导致渗碳层内的珠光体、铁氧体中产生Cr碳化物。特别是，在渗碳时的C浓度为0.5～低于0.8%的亚共析组成时，上述问题显著。若在比较高的温度（例如950℃以上）下进行缓冷后的高密度能量加热，则该Cr碳化物会熔解于基质中。因此，在高频加热时均匀地发生奥氏体转变，从而获得均匀的淬火组织。基于此硬度也变得均匀化。另一方面，若在比较低的温度（例如低于950℃）下进行缓冷后的高密度能量加热，则Cr碳化物不太会熔解于基质中。因此，奥氏体转变会变得不均匀，淬火组织也变得不均匀。这成为硬度不均匀现象发生的主要原因。因此，在渗碳时的C浓度为
0.5～低于0.8%时，优选将Cr量控制在所需要的最小限量以抑制Cr碳化物本身的生成。
0.5～低于0.8%时，优选将Cr量控制在所需要的最小限量以抑制Cr碳化物本身的生成。
[0064] 另外，通过将Cr量设为所需要的最小限量，淬火工序中采用高密度能量来加热所需部分至奥氏体区域时，会使Cr碳化物容易熔解于基质中。因此，能够减少高密度能量加热时的投入能量（温度在转变点以上的期间中的加热温度的积分值）。因此，在该工序中能够实现节能化和低成本化。
[0065] 即使在Cr的含量为0.2%以上时，已知通过设定满足“[Si%]+[Ni%]+[Cu%]-[Cr%]＞0.5”的条件的化学成分，也能够相当地抑制Cr碳化物的产生。但是，即使如此也谈不上会充分抑制上述硬度不均匀的现象。Cr含量的更优选范围为0.1%以下。此外，Cr的含量减少，会成为导致淬火性和抗回火软化性降低的主要原因，但在本发明中如上所述，通过适量含有Si、Mn来确保了淬火性和抗回火软化性。
[0066] Mo为0.1%以下
[0067] 本发明的目的之一在于削减作为稀有金属中比较昂贵的Mo。其中，可以添加极少量的Mo。Mo是对淬火性和抗回火软化性的提高有效的元素。但是，大量含有Mo不仅使成本上升，而且基于与Cr的情况下的相同理由，而会成为硬度不均匀现象发生的主要原因，不过没有Cr情况下那么显著。对Mo而言，其原因也在于渗碳后的缓冷时形成碳化物。因此，需要设定上限为0.1%。若基于其它元素能够确保所需要的淬火性和抗回火软化性，则优选不添加Mo，在该情况下，可以设定为堪称没有积极进行添加的条件的小于0.01%。此外，Mo的含量减少也与Cr的情况下相同地会成为导致淬火性和抗回火软化性降低的主要原因，但在本发明中如上所述，通过含有Si、Mn来应对上述情况。
[0068] 另外，本发明中使用的钢原料，还可以含有Ti为0.005～0.2%、B为0.0006～0.005%。
[0069] Ti为0.005～0.2%
[0070] Ti是容易与N键合的元素。因此，有防止B成为BN而使B对淬火性的提高效果消失的效果。另外，由于作为碳氮化物会在钢中析出分散，所以是在渗碳处理时和高频淬火处理时防止奥氏体组织粗大化的有效元素。其中，若低于0.005%则上述效果不显著。但是，若含量超过0.2%则析出物粗大化而使钢脆化。因此，设定其上限为0.2%。Ti的添加量的最优选的范围为0.01～0.03%。
[0071] B为0.0006～0.005%
[0072] B是通过添加来赋予淬火性并强化晶界强度的有效元素。其中，若低于0.0006%则上述效果不显著。但在0.005%左右该效果达到饱和，因此添加量在此以上时则没有积极性意义。因此，优选的范围为0.0006%～0.005%。最优选的范围为0.001%～0.003%。
[0073] 另外，本发明中使用的钢原料，还可以含有Nb为0.01～0.3%、V为0.01～0.2%中的一种或者两种。
[0074] Nb为0.01～0.3%，V为0.01～0.2%
[0075] Nb、V是作为碳氮化物在钢中析出分散的元素。因此，是渗碳处理时和高频淬火处理时防止奥氏体组织粗大化的有效元素。其中，若Nb、V都低于0.01%则效果不显著。但是，若添加量过多则析出物粗大化而使钢脆化。因此，设定Nb的上限为0.3%、V的上限为0.2%。最优选可添加Nb在0.01～0.02%的范围内而V在0.01～0.05%的范围内。
[0076] 另外，本发明中使用的钢原料，还可以含有0.1～3.0%的Ni。
[0077] Ni为0.1～3.0%
[0078] Ni是对韧性提高有效的元素。其中，若低于0.1%则上述效果不显著。但在3.0%左右该效果达到饱和，因此添加量在此以上时则没有积极性意义。若Ni含量超过3.0%，则会导致硬度提高而使切削性恶化。因此，需要设定在0.1%～3.0%的范围内。最优选的范围为0.5%～1.5%。
[0079] 如图1所示，本方式的齿轮8在圆形的圆板部82的周边上等间隔地设置了齿部81。此外，对图1所示的圆板部82而言，与称其为圆板状相比不如称其为环状，但诸如此类的物件也纳入“圆板”所含的范围。如图2所示，齿部81具有齿壁面811和齿顶面812。齿壁面811与齿顶面812之间的角状的边称为齿尖角部813。另外，在齿部81与齿部81之间存在齿根部815。
[0080] 作为本方式的齿轮8的用途，例如可以举出汽车的驱动系统中的各种齿轮。对汽车的驱动系统的齿轮而言，除要求低成本化以外还在强度方面和形状精度方面有严格的要求，而本发明在满足上述要求上非常有效。作为上述驱动系统的齿轮，例如可以举出自动变速器、差动装置等中的齿轮。
[0081] 在用于此类用途的齿轮8中，在使用时有非常强的应力施加在齿部。对此通过图3进行说明。图3表示使用时在齿轮8的剖面上应力分布的模拟结果。在图3中示出了驱动力施加于齿部81右侧的齿壁面811上的状況。在图3中区域71是施加有最强应力的区域。应力依次在区域72、73、74中变弱。
[0082] 如图3所示，可见在驱动时应力集的部位有两个部位。一个部位是齿壁面811和齿根部815的交界线附近。在此主要是施加有弯曲应力。另一个部位是在齿壁面811中与齿尖角部813的距离比与齿根部815的距离稍短的位置附近。在此主要施加有剪切应力。在这两个部位中的任一部位上，不仅在齿轮8的表层附近而且直至相当深的部位都施加有很强的应力。只就区域71而言，也比通常的渗碳层的深度更深。因此，在用于此类用途上的齿轮8中，不仅要求齿部81的表面硬度高，还对齿部81内部的韧性有要求。
[0083] 本方式的齿轮8的原材料，是其化学成分在上述范围内的热轧钢材。以该原料钢作为起始材料，通过热锻来粗略成型，然后实施退火处理，并且通过切削加工形成齿部81。据此，在外形上形成了齿轮8。但是，本方式的齿轮8与此相比还要施行下面的工序处理。
[0084] 1.渗碳工序
[0085] 该工序是通过在渗碳环境中加热齿轮8来使齿轮8的表层部形成渗碳层的处理工序。
[0086] 2.冷却工序
[0087] 该工序是对渗碳工序后的齿轮8进行冷却的工序。该冷却需要至少进行至通过渗碳后降低温度来使组织转变结束为止。
[0088] 3.淬火工序
[0089] 该工序是将冷却工序后的齿轮8通过高密度能量来局部地加热至奥氏体区域并在加热后急冷硬化的工序。
[0090] 进一步说明“1.”的渗碳工序。首先，关于渗碳工序，是在减压至低于大气压的减压下的渗碳气体中施行、即设定为减压渗碳工序。在减压渗碳工序中，在维持高温渗碳炉内部处于减压状态下的同时能够采用较少量的渗碳气体进行渗碳处理。因此，能够施行比以往效率高的渗碳处理。另外，不需要像采用既有的大型热处理炉时那样的长时间加热处理。因此，能够实现处理时间的缩短和消费能量的减少并且使渗碳淬火设备其本身小型化。
[0091] 并且，当应用上述减压渗碳工序时，在本发明中通过积极地将Cr作为不进行添加的任选成分并限制其上限值来特别有效地发挥效果。即，通常在气体渗碳时是在平衡反应中进行渗碳，因此能够通过预先计算碳势来进行条件设定。但是，减压渗碳处理是非平衡反应，因此难以根据上述计算来进行条件设定。另外，当对如齿轮那样具有凹凸部分的钢构件进行减压渗碳处理时，侵入碳的扩散速度因部位不同而存在差异。因此，所获得的表面的碳浓度也因部位不同而不均匀。即，产生渗碳不均匀的现象。因此，会发生无法在基于渗碳处理应该进行表面改性的部位获得所需的改性效果的情况。
[0092] 若原料钢的Cr含量多，则与如此在通常的气体渗碳时相比产生了更大的渗碳程度不均匀的现象的情况下，存在更显著地推进上述Cr碳化物产生的可能性。在本发明中压低了Cr含量，因此上述Cr碳化物的产生受到抑制。基于该观点，对Cr进行限制的效果在采用减压渗碳工序的情况下特别有效。
[0093] 另外，基于采用减压渗碳的情况，在渗碳工序中，对渗碳环境相对于大气压进行减压。因此，能够压低环境中的氧浓度。基于此能够防止渗碳层的晶界氧化。此外，还有一种方法是不进行减压而通过填充氮气、惰性气体（非活性气体）来压低环境中的氧量。采用上述方法也能够防止渗碳层的晶界氧化。
[0094] 此外，所谓渗碳通常是指如下所述的处理：将烃类气体（渗碳气体，例如甲烷、丙烷、乙烯、乙炔等）导入直接炉内，并将对象钢材（此处是齿轮8）置于上述环境内进行加热，由此使对象钢材的表层侵入碳而形成渗碳层。在该渗碳处理中，首先在扩散期间渗碳气体分子与钢的表面接触而进行分解、产生活性的碳。通过将该活性的碳供给钢的表面来形成碳化物。由此在钢的表面上蓄积碳。
[0095] 在后续的扩散期间，碳化物分解、蓄积的碳熔解在基质中。基于此，碳向内部扩散进入并形成有渗碳层。碳的进入途径，不限于经由碳化物的途径，也存在活性的碳直接熔解于基质中的途径。
[0096] 另外，优选设定上述减压渗碳工序中的环境压力为1～100hPa的范围内。若设定减压渗碳工序中的环境压力降至低于1hPa，则需要高价设备以实现和保持真空度。另一方面，若超过100hPa的高压，则渗碳中产生煤。据此，存在渗碳发生不均匀的问题产生的可能性。另外，作为上述渗碳气体，例如能够使用乙炔、丙烷、丁烷、甲烷、乙烯、乙烷等烃类气体。
[0097] 另外，优选上述渗碳工序在扩散期后的钢材的表面碳浓度成为0.85%以下的条件下施行。若如此施行则会使渗碳层的碳量成为共析钢的碳量以下的量。因此，通过随后在淬火时的加热使奥氏体转变后进行急冷，能够使渗碳体不析出而形成马氏体组织。
[0098] 另外，本方式的齿轮，具有因齿轮形状引起而在渗碳处理时侵入碳的扩散速度不同的第一部位和第二部位，并且该齿轮呈现出与上述第一部位（碳容易扩散的部位）相比上述第二部位（碳难以扩散的部位）的侵入碳的扩散速度慢的形状。优选上述渗碳工序在上述第一部位的表面碳浓度成为0.65±0.1%的范围内的条件下施行。因此，在图3中，齿壁面811、齿根部815和齿顶面812（不包括齿尖角部813）相当于第一部位，齿尖角部813相当于第二部位。
[0099] 如上所述，减压渗碳处理是非平衡反应。因此，当对如齿轮8那样具有凹凸部分的钢构件进行减压渗碳处理时，侵入碳的扩散速度因部位不同而存在差异。因此，所获得表面的碳浓度因部位不同而产生不均匀现象，并出现无法在经过渗碳处理后应该进行表面改性的部位获得所需的改性效果的情况。
[0100] 此外，由于减压渗碳处理是非平衡反应，因此，所获得的表面碳浓度在进行渗碳的渗碳期刚结束后与其后经历侵入内部的碳进行扩散的扩散期之后不相同。上述渗碳层的碳浓度，最终是使用经历扩散期之后的值来进行表现。因此，本申请说明书中的渗碳层的碳浓度，全部采用经历扩散期之后而不是刚结束渗碳期之后的碳浓度的值（下同）。
[0101] 鉴于上述情况有如下发现：将针对具有因形状引起的第一部位（碳容易扩散的部位）和第二部位（碳难以扩散的部位）的齿轮8施行减压渗碳工序时的条件，设定为如上所述第一部位的表面碳浓度成为0.65±0.1%范围内的条件，是最适当的有效条件。
[0102] 本发明的发明者，经过大量实验的结果首次发现，在上述条件下进行减压渗碳处理，能够将所获得的齿轮8的第二部位的表面的碳浓度抑制在0.85%以下的范围，所述第二部位是扩散速度比第一部位慢且渗碳处理后的表面的碳浓度比第一部位高的部位。
[0103] 并且，由此能够将齿轮8上需要经过渗碳处理来进行表面改性的部位的几乎整个表面的碳浓度限制在0.60～0.85%的范围内。基于限制表面碳浓度在该范围内，并且通过施行此后的利用了高频能量的加热后进行急冷的特殊淬火工序，能够在表面碳浓度接近下限的部分（第一部位）也得到充分的淬火效果，并能够在表面碳浓度接近上限的部分（第二部位）抑制由过量碳引起的不良状况。如此以来，在淬火后就能获得优良的改性面。
[0104] 在上述渗碳条件下实施时的减压渗碳处理工序中的温度、渗碳气体的种类、压力、处理时间等条件，需要以使上述第一部位的表面碳浓度处于上述特定范围内的方式得到调节。为此，通过对上述条件进行各种改变后施行多次预备实验来发现适当的条件，并且优选在该条件下实施。此外，若作为被处理材料的齿轮8是形状相同的构件，则可以根据数据的积累来减少预备实验的次数。另外，齿轮8中的上述第一部位和第二部位的确定，能够通过上述预备实验中实际测定多个部位的碳浓度来进行判断。另外，根据形状比较容易判断，因此可以根据形状的观察来确定。
[0105] 通过上述渗碳工序，如图4的剖面图所示，形成有比钢的碳浓度高的渗碳层91。即，在供给钢表面上的碳通过扩散从表面侵入到内部，由此在表层部形成有渗碳层91。渗碳层的碳浓度，在表面处如上所述设在0.60～0.85%的范围内，但随着向内部深入而慢慢降低至原料钢的碳浓度。渗碳层91形成于齿部81和齿根部815的表层。渗碳层91的厚度在0.7～1.3mm左右。此外，在图4中以渗碳层91的下面存在淬火硬化层92的方式进行了显示。其中，淬火硬化层92是经后述的淬火工序而形成的。因此，在该阶段中尚未形成淬火硬化层92。
[0106] 接着，说明“2.”的冷却工序。冷却工序在缓冷条件下施行。更具体而言，至少对齿轮8的钢材以比冷却中发生马氏体转变的冷却速度慢的冷却速度进行冷却至通过冷却而组织转变结束的温度以下的温度。由此，能够抑制伴随着马氏体转变而产生的变形。因此，能够在形状精度优良的状态下结束渗碳处理。
[0107] 并且，具体而言，至少对齿轮8的温度处于其原料钢的A1转变点温度以上的期间而言，优选以0.1℃/秒～3.0℃/秒范围内的冷却速度进行缓冷。当未降低至A1转变点温度以下期间设定为超过3.0℃/秒的冷却速度时，有可能无法充分获得抑制冷却时发生变形的效果。另一方面，若冷却工序的冷却速度在钢构件的A1转变点温度以上的期间设定为低于0.1℃/秒，则结果是温度下降至A1转变点需要的时间长。上述情况意味着会造成通过渗碳进入渗碳层的碳也在此期间向整个钢材中进行扩散。并且，在冷却中的温度因齿轮8中的部位不同而有差异，因此扩散的程度也随部位的不同而产生不均匀的现象。其结果是，碳浓度因部位不同而产生不均匀现象。
[0108] 另外，优选冷却工序在比大气压低的减压的冷却气体环境中施行。即，优选设为减压冷却工序。由此，能够更进一步抑制冷却时变形的发生。其原因在于能够减少钢材与环境之间的热交换速度。由于钢材与环境之间进行热交换的缘故，在环境中流动的风的上风与下风之间存在环境温度差别，下风位置的环境温度较高。若环境的压力在大气压左右，则热交换速度快，因而该温度差别显著。因此使齿轮8中随着部位不同而产生温度差并产生热变形。
[0109] 通过与此相应对而设为减压冷却工序，而从根本上降低热交换速度。因此，也减小了上风与下风之间的温度差，并会使冷却比较均匀地进行。从而使热变形受到抑制。另外，即使在无风状态下进行冷却的情况下，采用减压冷却时也与大气压下的冷却时相比热变形较少。其原因在于，温度不同的冷却环境的滞留所引起的冷却速度的差别较小。
[0110] 基于上述减压冷却工序的效果，能够抑制渗碳后在冷却时的变形。基于此，能够保持尺寸精度高的状态进入下一工序、即淬火工序。通过在减压且缓冷下施行冷却工序，能够更高地获得上述效果。并且，通过结合基于采用高密度能量加热施行后面的淬火工序的优点，能够使淬火后的齿轮8成为变形少而形状精度高的齿轮。
[0111] 另外，当渗碳工序和冷却工序均在减压下进行时，两工序之间的压力差小。因此，能够在实际的设备中直接连接渗碳室和缓冷室并且连续施行这两个工序。即，不需要设置用于调节这两室之间的压力的预备室等。即，能够将减压渗碳处理结束的产品供给减压缓冷处理而不暴露在大气压状态中。上述处理还有助于减少变形。
[0112] 另外，具体而言，优选冷却工序中的环境压力为100hPa～650hPa的范围内。若冷却时的压力高于650hPa，则减压所产生的效果不充分。另一方面，若要减压至低于100hPa，则在设备结构上存在难点。冷却时压力的更优选范围为100hPa～300hPa。
[0113] 接着，说明“3.”的淬火工序。在淬火工序中，重要的是对齿轮8的所需部分局部地进行加热至奥氏体化温度以上并通过此后的急冷来至少使渗碳层的部分发生马氏体转变。因此，需要采用高密度能量加热的方式进行加热。另外，需要以用于马氏体转变的临界冷却速度以上的冷却速度来进行急冷。作为高密度能量加热，例如，可以举出通过照射电子束和激光束等高密度能量束来进行的加热。或者，作为除射束照射以外的加热，高频加热也包含在高密度能量加热中。通过利用高密度能量加热，使加热时间得到缩短。另外，在本方式中有时还使用易于奥氏体化的低Cr的钢的种类，能够可靠而充分地硬化齿轮8。
[0114] 另外，在高密度能量加热中，最优选为高频加热。在高频加热中，能够以非接触方式进行感应加热来精度良好地加热所需部分。并且，是高效率的。作为高频加热本身的方法，能够使用公知的方法。
[0115] 另外，优选淬火工序中的急冷通过水冷来进行。即，对急冷前的加热是采用高密度能量加热而非气体加热等来施行，因此，即使其后以冷却速度非常快的水冷来进行，淬火变形的发生也少。其原因在于，采用高密度能量加热能够精度良好地加热齿轮8的部分而不是整体。并且，采用水冷进行的优良快速冷获得了高的淬火效果。即，实行了淬火部分的进一步高强度化。另外，基于上述高淬火效果，即使简化渗碳处理、即缩短渗碳时间，换言之即使渗碳层进行薄层化，有时也能够确保所需要的强度。此时，能够实现进一步缩短整个热处理工序的时间。
[0116] 另外，优选在采用高频加热进行加热时将齿轮8通过一个流水作业进行处理，并且优选在加热后进行水冷却时在旋转齿轮8的同时从周围向齿轮8喷射冷却水进行冷却。若如此进行操作，则能够均匀地进行急冷。因此，能够抑制在急冷时发生变形。
[0117] 另外，在淬火工序中的高密度能量加热是在不使齿轮8的表面熔融而使表面至较深的部分发生奥氏体化的条件下进行。为此，可以稍微减小高密度能量加热的投入能量而作为补偿来稍微延长加热时间（例如15～25秒左右）。即，通过将加热目标温度设定为该钢原料的作为奥氏体区域的比较低的范围内的温度（例如750℃～960℃）而相应地稍微延长加热时间。通过如此操作，能够通过来自表面的热传导来对整个深度超过2～5mm的稍厚的区域进行加热。由此，不仅在渗碳层的区域而且在比其更深的区域也能够获得淬火效果。另外，通过将采用高密度能量加热的奥氏体化限制于较低的温度，具有抑制此后在水冷时发生变形的效果。
[0118] 此外，当在如此较低的温度下进行较长时间的加热时，若将Cr含量限定在本发明的范围内，则有可能如前面所述使硬度发生不均匀现象。因此，从防止该硬度不均匀现象的观点出发，在本发明中将Cr含量限定得低也是有益的。
[0119] 另外，在本方式中将齿轮8作为对象物。当对象物是如齿轮8一样具有突出的齿部81的对象物时，优选在整个齿部81的表面及内部都发生奥氏体化的条件下进行上述高密度能量加热。其原因在于，对于齿轮8要求兼备齿部81的表面硬度高和内部的韧性高这两者。对齿轮8而言，此外还要求齿部81的形状精度高。因此，如上所述，在淬火工序中的加热设定为较低的温度下并且稍微较长的时间的加热是有效的。其原因在于，不仅对渗碳层的部分而且对整个齿部81都产生淬火效果同时还通过抑制变形而获得高的形状精度。
[0120] 于是，形成有如图4所示的淬火硬化层92。在图4中，在齿轮8表层的渗碳层91下面，存在淬火硬化层92。特别是，在齿部81的内部，其整体成为淬火硬化层92。另外，在圆板部82中，在齿根部815的表层的渗碳层91下面的部分和齿部81下面的部分，也成为淬火硬化层92。在齿根部815位置的部位上，渗碳层91和淬火硬化层92的合计厚度为2～5mm左右。根据前面所述，淬火硬化层92含有马氏体组织。当然，渗碳层91也是接受淬火效果的层，并含马氏体组织。在与齿轮有关的技术方案（权利要求）中，将渗碳层91称为“第一淬火硬化层”，将淬火硬化层92称作“第二淬火硬化层”。
[0121] 在图3中所有作为区域71、72、73所示的区域会成为图4中的渗碳层91或者淬火硬化层92。即，在驱动时对应力集中的所有区域产生淬火的效果而使硬度得到提高。于是，实现了齿部81的表面硬度高和内部的韧性高这两者的兼备。
[0122] 并且，在淬火硬化层92的下面，存在有非淬火层93。非淬火层93不含马氏体组织。其原因在于，这部分在淬火工序中加热时未升温至奥氏体化温度。此外，如前面所述通过渗碳而使渗碳层91中的表面C浓度处于0.60～0.85%的范围内。然后，随着向内部深入，C浓度慢慢降低至原来的钢原料的C浓度。与此相对，淬火硬化层92和非淬火层93的C浓度，是原来的钢原料的C浓度，处于0.1～0.40%的范围内。与齿轮的制造方法相关的技术方案（权利要求）中，将应该成为非淬火层93的部位称为“芯部”。
[0123] 另外，如上所述，本发明中包括渗碳工序、冷却工序、淬火工序在内的热处理，是抑制变形发生的处理方法。即，在渗碳后的冷却工序中，以与引起马氏体转变的冷却速度相比更低的冷却速度来进行冷却。由此不仅在渗碳层而且在比渗碳层深的芯部中也不生成马氏体组织，而成为铁氧体、珠光体、贝氏体中的任一者或者它们的混合组织。因此，在冷却工序中的冷却时，不发生马氏体转变变形，不降低齿轮8的形状精度。
[0124] 另外，在冷却工序后的淬火工序中的加热中，使用了高密度能量加热。基于此，能够只加热齿轮8上的所需部分的并且从表面至所需深度的区域。即，能够只加热齿轮8的整体体积上的极小的区域。因此，此后在急冷时马氏体转变的范围也是齿轮8的一部分而非整体。基于此，减少了马氏体转变时的变形，淬火后的形状精度高。
[0125] 实施例
[0126] 下面，具体说明与本发明及其比较例有关的实施例的齿轮及其制造方法。这些发明例只是用于说明本发明而并非用于限定本发明的范围。
[0127] 表1
[0128]
[0129] 表2
[0130]
[0131] 在本实施例中，采用具有表1（发明例、试验No.1～23）和表2（比较例、试验No.24～33）所示的化学成分的热轧钢材作为原料，通过机械加工来制作齿轮8（差速器环齿轮）。利用该机械加工来作为判定钢原料的切削性的试验（切削试验）。表2的比较例的各原料化学成分，在表中以粗斜体字示出的点，超出了如下所示的本发明的范围。
[0132] 在试验No.24中，Si不足。
[0133] 在试验No.25中，C过量。
[0134] 在试验No.26～28中，Cr过量。
[0135] 在试验No.29中，P过量。
[0136] 在试验No.30中，S过量。
[0137] 在试验No.31中，Si不足，Cr和Mo过量。
[0138] 在试验No.32中，Cr和Mo过量。
[0139] 其中的试验No.32、33，是以既有的钢JIS-SCM420（铬钼钢）作为原料来使用的例子。
[0140] 接着，对于这些机械加工后的齿轮8，施行了前述的渗碳工序、此后的冷却工序以及此后的淬火工序。对这些工序后的齿轮8进行了材质研究和疲劳试验。
[0141] 在此，简单说明在本实施例中用于实施上述渗碳工序至淬火工序的热处理设备。如图5所示，在本实施例中所用的热处理设备5，具有前洗槽51、减压渗碳缓冷装置52、高频淬火机53以及磁力探伤装置54。前洗槽51，是在热处理开始前对齿轮8进行清洗的部分。减压渗碳缓冷装置52具有加热室521、减压渗碳室522以及减压缓冷室523。在加热室521中升温齿轮8，接着在减压渗碳室522中进行减压渗碳，以及在减压缓冷室523中进行减压缓冷。在减压渗碳室522与减压缓冷室523之间，没有预备室。高频淬火机53是对减压缓冷后的齿轮8进行高频加热以及此后的水冷的部分。磁力探伤装置54是在淬火后对齿轮8进行缺陷检查的部分。
[0142] 接着，说明采用图5的热处理设备5所施行的各工序。首先，说明减压渗碳缓冷装置52的减压渗碳室522中的减压渗碳工序。如前面所述，本实施例中的渗碳处理是在减压至低于大气压的压力下的渗碳气体中进行的减压渗碳处理。将该减压渗碳处理及其后的减压缓冷处理中的加热曲线示于图6中。在图6中，在横轴上标记时间而在纵轴上标记温度。
[0143] 在图6中，“a”所示的是在加热室521中的加热期间。“b1”和“b2”所示的是在减压渗碳室522中的保持期间。保持期间的前期“b1”是渗碳处理中的渗碳期，继其之后的后期“b2”是渗碳处理中的扩散期。在本实施例中，将渗碳温度、即在保持期间“b1”和“b2”中的保持温度，设定为钢原料的作为奥氏体化温度以上的温度的950℃。并且，在加热期间“a”中，使齿轮8升温至该保持温度。另外，在保持期间“b1”和“b2”中，将齿轮8的温度保持在恒定温度、即前述保持温度。
[0144] 在本实施例中，将减压渗碳处理中的渗碳气体的压力设在1～3.5hPa范围内。另外，作为渗碳期“b1”中的渗碳气体使用了乙炔。另外，对渗碳条件而言，是通过预先进行预备实验而按如下方式进行确定。即，本实施例的齿轮8是差速器环齿轮，具有因其形状引起的第一部位（碳容易扩散的部位）和第二部位（碳难以扩散的部位）。在齿轮8中，图2所示的齿根部815和齿壁面811是第一部位，齿尖角部813是第二部位。本实施例中采用了作为第一部位的齿根部815的表面碳浓度成为在0.65±0.05%范围内的条件。
[0145] 接着，说明在减压渗碳处理后继续在减压缓冷室523中施行的减压缓冷工序。如前面所述，本实施例中的缓冷处理是在减压至低于大气压的压力下的气体环境中进行的减压缓冷处理。在图6中“c”所示的期间是缓冷期间。在本实施例中，设定减压缓冷处理中的气体环境压力为600hPa。设定环境气体的种类为N2气体。设定减压缓冷处理中的冷却速度为0.1～3.0℃/秒范围内的速度。从渗碳处理刚结束后的奥氏体化温度以上的温度开始，以上述冷却速度进行冷却直至比A1转变点低的温度的150℃。此外，图6所示的加热曲线是一个实例，可以通过进行适当的预备试验而改变成与所使用钢原料的种类相对应的最适当条件。
[0146] 接着，说明高频淬火机53中的淬火工序。在本实施例的淬火工序中，作为高密度能量加热的方法采用了高频加热。另外，作为急冷的方法采用了水冷。将本实施例的淬火工序的加热曲线示于图7中。图7也与图6同样地在横轴标记时间而在纵轴上标记温度。在图7中，“d1”所示的是升温期间，“d2”所示的是急冷期间。在升温期间“d1”，采用高频加热，将齿轮8的外周侧的齿部81加热至奥氏体化温度以上的温度。在此后的急冷期间“d2”中，采用水的喷射，将齿轮8以其渗碳层中临界冷却速度以上的冷却速度进行急冷。所谓临界冷却速度是指如前面所述为使处于奥氏体化的钢原料、特别是其渗碳层的部分发生马氏体转变所必需的冷却速度。
[0147] 升温期间“d1”的高频加热，与通常的高频加热中进行的条件相比，稍微降低了能量投入量，而相应地设定加热时间为稍微较长的15～25秒。基于此，不仅齿部81的表面附近而且包括其内部在内的整体均设为750℃～960℃范围内的温度。另外，在齿根部815的表面上所达到的温度在920℃～940℃的范围内。图8是升温期间“d1”中的齿根部815的表面上的实际升温曲线图。图8是表示对齿轮8的宽度方向上第一端部Rr、中央部Mid、第二端部Fr这三个部位进行测定的结果。已明确，即使在升温开始后15～25秒，三个部位的温度也均上升至920℃～940℃的范围内。此外，发现在升温途中升温速度因在宽度方向上的位置不同而不均匀，认为这取决于与加热时的加热线圈之间的位置关系。即使如此，在升温结束时的时间以及所达到的温度上没有大的差异。
[0148] 该高频加热是对齿轮8按一个单位进行流水作业的同时（进行传送的同时）逐个地单独进行。在急冷期间“d2”中的水冷设定为13秒左右，在此期间的冷却速度设为50～65℃/秒。在该水冷时，通过使齿轮8旋转并从周围向齿轮8喷射冷却水来逐个地进行冷却。如此以来，采用了最能抑制变形发生的方法进行淬火工序。图7的加热曲线也只是另一个实例而已，可以通过进行适当的预备试验而改变成与所使用钢原料的种类相对应的最适当条件。例如，如图9所示，可以将升温后的冷却分成两个阶段来进行。
[0149] 接着，说明针对齿轮8所进行的各试验。在本实施例中，对齿轮8进行了切削性试验、材质研究以及疲劳试验三种试验。
[0150] ＜切削性试验＞
[0151] 如上所述，切削性试验是在采用机械加工从热延钢材制作齿轮8时进行。切削性试验的条件设定为：使用超硬工具在干燥环境下进行旋削，其中圆周速度250m/分钟、进给量0.3mm/rev、切深1.5mm。在该条件下制作10个齿轮8，若超硬工具上未发生缺损则视为“良好”，若发生缺损则视为“不良”。
[0152] ＜材质研究＞
[0153] 材质研究是针对从热处理结束后的齿轮8中未用于疲劳试验的齿轮的齿壁面811采集的试样来进行的。研究的项目是硬度和结晶粒度这两项。关于硬度，是从试样的表面出发每隔0.05mm的各深度处，测定了载荷2.9N条件下的维氏硬度，并测定了JIS G 0557中规定的有效硬化层深度。关于结晶粒度，是从离试样表面出发0.4mm深度的部位求出按JIS G0551中规定的奥氏体结晶粒度号来进行评价。
[0154] 材质评价的判定，根据下面的基准进行。
[0155] （良好）
[0156] 将完全满足下面的三个条件的判定为“良好”。
[0157] ·确保有效硬化层深度为0.8mm以上。
[0158] ·维氏硬度没有不均匀现象。具体而言，所有相邻测定点之间的差均低于HV50。
[0159] ·是奥氏体结晶粒度号为“6”以上的细粒。
[0160] （不良）
[0161] 不满足上述三个条件中任一条件的判定为“不良”，对于在哪个条件上不良进行了特别规定。此外，关于后述疲劳试验中显著低强度的，用SEM（扫描电子显微镜）观察断面以确认晶界是否成为脆性断面。
[0162] ＜疲劳试验＞
[0163] 作为疲劳试验，是采用动力循环式齿轮试验机测定了齿根弯曲疲劳强度（Nm）和点蚀强度（Nm）。提供试验的齿轮8的规格是模数2.03、压力角18°、扭转角27°。齿根弯曲疲劳强度，在润滑油温80℃、旋转速度2000rpm的条件下，通过进行1000万次耐久的输入转矩来进行评价。点蚀强度是通过在润滑油温120℃、旋转速度4000rpm的条件下提供5000万次试验后，点蚀面积率成为占齿轮总面积的3%以下的输入转矩来进行评价。在任一种情况下，均使用ATF（自动变速箱油）作为润滑油。
[0164] 表3
[0165]
[0166] 表4
[0167]
[0168] 将上述各试验的结果示于表3（发明例）和表4（比较例）中。如表3所示，本发明例的齿轮8（试验No.1～23）的切削性和材质均为良好。另外，在疲劳试验中也表现出了优良的结果。特别是，与比较例中使用了以往的钢SCM420的试验No.31、32相比，所有发明例的齿根疲劳强度都超过它们，点蚀强度基本与其同等或超过。
[0169] 在图10中示出了针对作为本发明例之一的试验No.3测定的维氏硬度的详细结果。在图10中，在纵轴上标记维氏硬度，在横轴上标记距离表面（齿根部815）的深度。根据图10可知，表面具有800左右的维氏硬度，并且维氏硬度随着深度增加而减少。并且，在深度为2.6mm以上时，维氏硬度基本成为固定值。由此可知，在该例中淬火对表面至2.6mm深度的部分产生效果，在深度约2.6mm以上的部分为非淬火层93。并且，即使在表面至2.6mm深度的范围内，在深度约0.9mm的地方存在维氏硬度台阶部。由此可知，在该示例中，从表面至0.9mm深度的范围内为渗碳层91，从0.9mm深度至2.6mm深度的范围为淬火硬化层92。如上所述，在本发明例中，不仅在渗碳层91而且在其下面的淬火硬化层92中也通过淬火提高了硬度。
[0170] 与此相比，在比较例中试验No.24～32中各个都有结果不良的项目。在表4中，用粗斜体字示出了结果不良之处。各自情况分别如下所述。
[0171] 在试验No.24中，点蚀强度低。认为其原因在于，钢原料中的Si量低于0.35%从而引起抗回火软化性的提高不充分。
[0172] 在试验No.25中，原料的切削性差、无法制作作为试验片的齿轮8。认为其原因在于，钢原料中的C量超过0.40%从而引起原料过硬。
[0173] 在试验No.26～28中，可见存在硬度不均匀现象，疲劳强度低（齿根弯曲疲劳和点蚀强度均如此）。认为其原因在于，钢原料中的Cr量超过0.2%而导致渗碳体的熔透不良发生。
[0174] 在试验No.29中，疲劳强度显著低（齿根弯曲疲劳和点蚀强度均如此）。因此，当SEM观察断面时，确认了晶界脆性断面的形成。认为其原因在于，钢原料中的P量超过0.03%导致P的晶界偏析产生从而引起晶界脆性。
[0175] 在试验No.30中，疲劳强度显著低（齿根弯曲疲劳和点蚀强度均如此）。因此，当SEM观察断面时，确认了晶界脆性断面的形成。认为其原因在于，钢原料中的S量超过0.15%导致S的晶界偏析产生从而引起晶界脆性。
[0176] 在试验No.31、32中，可见存在硬度不均匀现象，齿根疲劳强度低。认为其原因在于，这些比较例使用了既有的钢SCM420（铬钼钢）并且Cr量和Mo量都过量而导致渗碳体的熔透不良发生。特别是，在试验No.33中点蚀强度也稍低。认为其原因在于，钢原料中的Si量不足。
[0177] 根据本发明例与这些比较例的比较明确：在本发明的齿轮8及其制造方法中，与既有的铬钼钢相比减少了Cr量、Mo量从而降低了原料成本，尽管如此，齿根疲劳强度还优良，并且其它各种特性也达到同等以上水平。
[0178] 此外，本实施方式和实施例只不过是示例而已，并不对本发明有任何局限。因此，本发明当然可以在不脱离其宗旨的范围内进行各种改良、变形。例如，在上述实施例中，是以齿部81向外形成的外齿轮作为齿轮8的例子进行了说明。但是，本发明并不局限于外齿轮。还能够应用于如图11所示的内齿轮（例如行星齿轮装置的环齿轮等）。或者还能够应用于伞齿轮等。其中，在内齿轮的情况下，关于淬火硬化层等位置关系，成为半径方向的外侧相当于“下”或“深”的情况。此外，图11是省略了局部的描绘图，但实际上当然在全周都连续形成有齿形。
[0179] 附图标记的说明
[0180] 81齿部
[0181] 815齿根部
[0182] 82圆板部
[0183] 91渗碳层
[0184] 92淬火硬化层
[0185] 93非淬火层
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