專利名稱：轉(zhuǎn)動構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在建筑機械等中的需要耐磨損性、耐表面壓力強度、高疲勞強度的齒輪構(gòu)件、軸承構(gòu)件、凸輪軸構(gòu)件等所使用的轉(zhuǎn)動構(gòu)件及其制造方法。
背景技術(shù)：
應(yīng)用于鋼的高頻淬火方法，通常，利用由1～400kHz頻率的電流在所應(yīng)用的部件的表面層上感應(yīng)產(chǎn)生的電流加熱后冷卻，使得在表面層上形成硬質(zhì)的馬氏體相，是一種極為廣泛使用的表面淬火技術(shù)。這種方法，用于齒輪、軸類、曲軸、凸輪軸等，需要滑動性、耐磨損性、高強度等特性的部件的制造。
在圖25中，表示具有代表性的齒輪的高頻淬火方式(參照非專利文獻1，p258)。其中，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，大多實行(a)所示的全部齒的一次淬火。另外，如圖26(a)(b)所示的、作為利用沿著齒形的熱量輸入形成淬火硬化層的高頻淬火方法，研究并采用了雙頻率高頻淬火方法(參照非專利文獻1、p258)及瞬間給予大功率急速加熱的方法。
日本鐵鋼協(xié)會編，“鋼的熱處理”，(株)丸善，昭和60年3月15日發(fā)行在前述圖25的(a)所示的實行全部齒的一次高頻淬火方式的齒輪中，由于淬火硬化層遍及整個齒部(淬透)，在齒面上顯著發(fā)生拉伸殘留應(yīng)力，淬裂及齒的折損的危險性很高，存在著不能用作更高負(fù)荷的齒輪的問題。
另外，在現(xiàn)有的高頻淬火構(gòu)件中，利用以含有0.32～0.55重量％的碳鋼作為主體的淬火技術(shù)。在進一步含有Ni，Cr，Mo等合金元素的低合金鋼中，由于高頻淬火時的淬裂性很高，所以，為了利用碳濃度更低的鋼材，與滲碳淬火后的齒輪相比，其表面硬度不足，例如，存在著不能充分滿足對耐表面壓力性、耐磨損性、防燒傷性、高強度化的要求的問題(參照非專利文獻1、p110，表2·38，表2·39)。
進而，在前述圖26所示的形成沿著齒形的淬火硬化層的情況下，淬火硬化層的深部(例如，熱影響部)變成淬火前的組織，該組織是一種適合于機械加工的軟質(zhì)的(鐵素體+滲碳體)組織(通常，維氏硬度(Vickers硬度)為Hv160～260)，與滲碳淬火齒輪構(gòu)件的滲碳鋼硬化層的深部處的硬度(Hv260～500)相比，不能獲得足夠的硬度。因此，存在著抗凹陷強度(耐表面壓力性)、抗散裂性不足的問題。另外，由于在齒部的端面上露出軟質(zhì)的基體部，所以，存在著強度不足的問題。
另外，由于在高頻淬火硬化層與基體部的交界部，發(fā)生顯著的拉伸殘留應(yīng)力，所以，存在著齒面的抗散裂強度不足的問題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明考慮到上述情況，其目的是，提供一種抗凹陷強度、抗散裂強度、齒根抗彎曲強度優(yōu)異的轉(zhuǎn)動構(gòu)件及其制造方法。
為了解決上述課題，本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，利用至少含有C0.4～1.5重量％的鋼材，所述轉(zhuǎn)動構(gòu)件具有以下的組織，即在從表面層向內(nèi)部中心形成兩種以上的淬火硬化層，在其中一種以上的淬火硬化層中，分散有2體積％以上的滲碳體。
另外，根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，所述構(gòu)件包括第一淬火硬化層，該第一淬火硬化層，以將固溶有0.35～0.8重量％的濃度的碳的奧氏體相急劇冷卻形成的馬氏體相作為母相，第二淬火硬化層，該第二淬火硬化層，形成在比第一淬火硬化層更深的層上，在含有將比第一淬火硬化層的母相固溶的碳濃度低的奧氏體相急劇冷卻形成的(例如含有0.07～0.5重量％的C)的馬氏體相和貝氏體相至少其中之一的母相中，分散有2～20體積％的滲碳體。
根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法，其特征在于，它包括以下工序準(zhǔn)備如下所述的鋼材的工序，所述鋼材為，在含有0.4～1.5重量％的C和2重量％以下的Cr的鋼材中，調(diào)整滲碳體中的合金組成，以便使得在下面工序的加熱溫度形成的奧氏體中的合金元素濃度，與所述鋼材中的滲碳體中的合金元素濃度相等，并且相對于該奧氏體的滲碳體的固溶度線上的碳濃度中的碳活度，比該鋼材組成的奧氏體的碳活度低，在Ac1溫度～1150℃的溫度范圍或者Ac3溫度～1150℃的溫度范圍內(nèi)，以兩種以上的加熱溫度，從表面層感應(yīng)加熱前述鋼材后急劇冷卻的淬火工序。
另外，在根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法中，準(zhǔn)備前述鋼材的工序，包括將含有0.4～1.5重量％的C及0.3～2重量％的Cr的鋼材，進行熱處理使得在前述鋼材中的滲碳體中含有Cr 3.5～12重量％的熱處理工序，前述淬火工序，可以是在將前述鋼材的表面層在900～1150℃的高溫區(qū)域進行加熱，以及將前述鋼材的比前述表面層更深的深部在Ac1溫度～950℃的低溫區(qū)域加熱或者在Ac3溫度～950℃的低溫區(qū)域進行加熱，在進行上述兩種感應(yīng)加熱后，急劇冷卻的工序。
另外，在根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法中，前述淬火工序，也可以是在將前述鋼材的表面層加熱到900～1150℃之后，冷卻到作為比該加熱溫度低的溫度的Ac1溫度～950℃的范圍的溫度或者Ac3溫度～950℃的范圍的溫度，保持在前述溫度，將前述鋼材加熱到比前述表面層更深的深部之后，急劇冷卻的工序，或者，也可以是將前述鋼材加熱到Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度，或者加熱到Ac3溫度～950℃范圍的溫度之后，保持在前述溫度，將前述鋼材加熱到比表面層更深的深部，在將前述鋼材的表面層加熱到比加熱溫度更高的溫度的900～1150℃的溫度之后，急劇冷卻的工序。
另外，在根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法中，準(zhǔn)備前述鋼材的工序，包括熱處理工序，以便使前述鋼材中的滲碳體中含有4～11重量％的Cr，前述淬火工序，可以在對前述鋼材以Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度進行感應(yīng)加熱2～1000秒鐘、以及在900～1150℃的范圍內(nèi)進行0.1～5秒鐘感應(yīng)加熱之后，急劇冷卻。
根據(jù)上面說明的本發(fā)明，可以提供抗凹陷強度、抗散裂強度、齒根抗彎曲強度優(yōu)異的轉(zhuǎn)動構(gòu)件及其制造方法。


圖1是使用Fe-C-M平衡相圖和等碳活度線圖的滲碳體向γ相中的固溶機制圖。
圖2是表示合金元素濃度不同的球狀體存在于無限固溶母相中時的均勻化過程的圖示。
圖3是表示固溶的球狀滲碳體中的合金元素的均勻化的圖示。
圖4是Fe-C-Cr三元系等碳活度線圖(在1000℃時)圖5是表示令加熱溫度為750～1150℃時的滲碳體中的Cr濃度和馬氏體相中的固溶碳濃度的關(guān)系的圖示。
圖6是表示1重量％的Cr鋼中的滲碳體的固溶條件(1)的圖示。
圖7是表示1重量％的Cr鋼中的滲碳體的固溶條件(2)的圖示。
圖8(a)、(b)是第一種實施形式的齒輪構(gòu)件的高頻淬火后組織的示意圖，(c)是現(xiàn)有技術(shù)的齒輪構(gòu)件的高頻淬火(輪廓淬火)組織的示意圖。
圖9是表示第一種實施形式中的代表性的高頻淬火模式圖。
圖10(a)、(b)是表示帶軸的齒輪構(gòu)件的例子的剖視圖。
圖11(a)、(b)是表示除齒輪構(gòu)件之外的應(yīng)用例的圖示。
圖12表示滾壓凹陷試驗用的試驗片，(a)是表示小輥試驗片的圖示，(b)是表示大輥試驗片的圖示。
圖13(a)是表示高頻淬火加熱溫度和淬火硬度的關(guān)系的圖示，(b)是表示高頻加熱溫度和馬氏體C濃度(6℃/sec)的關(guān)系的圖示，(c)是表示高頻加熱溫度與θ相體積％的關(guān)系的圖示。
圖14是表示輥壓凹陷強度的預(yù)備試驗結(jié)果的圖示。
圖15是表示球狀化處理No.4材料的急速高頻淬火組織的照片。
圖16(a)是表示加熱溫度與淬火硬度的關(guān)系的圖示，(b)是表示加熱溫度與殘留奧氏體量的關(guān)系的圖示。
圖17是表示分散珠光體狀滲碳體和粒狀滲碳體的No.4試樣的急速高頻淬火組織的照片。
圖18是表示No.3鋼材的高頻淬火硬度分布的圖示。
圖19是表示回火硬度的實測值與計算值的比較(300℃)的圖示。
圖20是表示DI值與淬火硬化層的深度的關(guān)系的圖示。
圖21是表示模數(shù)3.25的齒輪的淬火深度的圖示。
圖22是表示齒輪構(gòu)件的抗散裂強度所必需的硬度分布的圖示。
圖23是表示抗齒根彎曲應(yīng)力的硬度分布(m＝3.5)的圖示。
圖24是表示高頻淬火的齒輪的硬化模式的圖示。
圖25是表示非專利文獻1所示的代表性的齒輪的高頻淬火方式的圖示。
圖26是表示齒部的雙重頻率加熱效果圖。
圖中1第一淬火硬化層，2第二淬火硬化層，3淬火前組織、4節(jié)圓、5節(jié)圓中心位置，6、7軸部，8、9齒部，10花鍵，11軸承構(gòu)件，12軸構(gòu)件，13齒輪構(gòu)件，14、15凸輪，16凸輪軸構(gòu)件。
具體實施例方式
本實施形式，形成以從表面層向深部固溶的碳濃度不同的馬氏體相及貝氏體相的至少其中之一作為母相的兩種以上的淬火硬化層。借此，可以提供抗凹陷強度、抗散裂強度、齒根抗彎曲強度優(yōu)異的齒輪構(gòu)件等轉(zhuǎn)動構(gòu)件。
根據(jù)本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，采用含有0.4～1.5重量％的C、和分別為2重量％以下的Cr、Mn、V、Mo、W中一種以上的合金元素的鋼材，通過用高頻淬火對前述鋼材進行兩種以上的淬火處理，形成硬化層。這種轉(zhuǎn)動構(gòu)件，至少在表面層上形成第一淬火硬化層，在比該第一淬火硬化層更深的層上形成第二淬火硬化層，在前述第一淬火硬化層與前述第二淬火硬化層之間，形成中間層，前述第二淬火硬化層是中心部組織，或者，在比前述第二淬火硬化層更深的層上殘留有淬火前組織。前述第一淬火硬化層，以0.35～0.8重量％的濃度固溶碳的馬氏體作為母相。前述第二淬火硬化層的母相，由比第一淬火硬化層的母相中的碳濃度低的碳濃度構(gòu)成，含有以0.07～0.45重量％的濃度固溶碳的馬氏體及貝氏體相中至少其中之一，進而，在該第二淬火硬化層中分散有2～20體積％的未固溶的滲碳體，但是，優(yōu)選地，該母相中的上限碳濃度為0.3重量％，以馬氏體組織作為主體。前述中間層，具有第一淬火硬化層與第二淬火硬化層的中間硬度。前述淬火前組織，是滲碳體分散在鐵素體中的組織。
另外，在本實施例中，優(yōu)選地，在前述鋼材中含有0.3～2重量％的Cr，將Cr濃縮在該鋼材的滲碳體中，使得滲碳體中含有3～12重量％的Cr。此外，在前述鋼材中，可以含有0.1～2重量％的Mn、0.05～1.5重量％的(Si+Al)、0.7重量％以下的Mo、1.4重量％以下的W、2重量％以下的V、1重量％以下的Al、3重量％以下的Ni、0.01重量％以下的B、1重量％以下的(Ti+Nb+Zr)、1.0重量％以下的S中的一種以上。
另外，對于前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件，優(yōu)選地，采用至少含有0.5～1.5重量％的C及0.5～2重量％的Cr的鋼材，在前述第一淬火硬化層中分散有2～17體積％的滲碳體，在前述第二淬火硬化層中分散有4～20體積％的滲碳體，為了進一步提高耐磨損性，優(yōu)選地，利用含有0.7～1.5重量％的C及0.7～2重量％的Cr的鋼材，在前述第一淬火硬化層中分散有5～17體積％的滲碳體。
另外，優(yōu)選地，在前述第一淬火硬化層中，分散有10～50體積％的殘留奧氏體。
進而，優(yōu)選地，在前述第一淬火硬化層中，分散有V4C3、TiC、NbC、ZrC中的一種以上。
另外，優(yōu)選地，在前述鋼材中，含有0.5～1.5重量％的(Si+Al)、進而含有0.1～2重量％的Mn、0.05～0.7重量％的Mo、0.2～1重量％的V、0.1～0.5重量的(Ti+Nb+Zr)中的一種以上。
在將本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件應(yīng)用于齒輪構(gòu)件的情況下，優(yōu)選地，在前述齒輪構(gòu)件的齒部節(jié)圓位置處的前述第一淬火硬化層深度，處在齒輪模數(shù)(m(mm)節(jié)圓直徑÷齒數(shù))的0.15～0.6倍的范圍內(nèi)，在比該第一淬火硬化層深的層或者前述齒輪構(gòu)件的齒部中心位置上，形成通過比淬火前組織硬度更高的硬質(zhì)的維氏硬度Hv260～500的前述第二淬火處理形成的硬化層。
另外，在將本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件應(yīng)用于軸承構(gòu)件或者凸輪軸構(gòu)件的情況下，優(yōu)選地，至少在構(gòu)件的表面層上形成前述第一淬火硬化層，在比該第一淬火硬化層更深的層上，形成前述第二淬火硬化層。
進而，在前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，優(yōu)選地，將第一淬火硬化層或者第一淬火硬化層和第二淬火硬化層進行100～350℃的回火處理。
進而，在前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，優(yōu)選地，在第一淬火硬化層的表面部，實行噴丸硬化等加工處理，在前述第一淬火硬化層的表面部上，附加50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。
其次，對于根據(jù)本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法進行說明。
首先，準(zhǔn)備一種鋼材，所述鋼材，在至少含有0.4～1.5重量％的C、和含有分別為2重量％以下的Cr、Mn、V、Mo、W中一種以上的合金元素的鋼材中，調(diào)整滲碳體中的合金組成，以便使得在下面工序的加熱溫度形成的奧氏體中的合金元素濃度，與所述鋼材中的滲碳體中的合金元素濃度相等，并且相對于該奧氏體的滲碳體的固溶度線上的碳濃度中的碳活度，比該鋼材組成的奧氏體的碳活度低。其次，在Ac1溫度(共析相變溫度)～1150℃的溫度范圍內(nèi)，或者在Ac3溫度～1150℃的溫度范圍內(nèi)，以兩種以上的加熱溫度從表面層將前述鋼材感應(yīng)加熱調(diào)整后，急劇冷卻。借此，至少在前述鋼材的表面層上，可以形成以0.35～0.8重量％的濃度固溶碳的馬氏體母相構(gòu)成的第一淬火硬化層，在比該第一淬火硬化層更深的層上，形成第二淬火硬化層，所述第二淬火硬化層，在含有以0.07～0.5重量％的濃度固溶碳的馬氏體相及貝氏體相的至少其中之一的母相中，分散有2～20體積％的未固溶的滲碳體。
在前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法中，可以進一步包括將至少含有0.4～1.5重量％的C及0.3～2重量％的Cr的鋼材進行熱處理的工序，以便使該鋼材中的滲碳體中，至少含有3.5～12重量％的Cr。另外，也可以在將利用前述鋼材的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的表面層在900～1150℃的高溫區(qū)域加熱、以及將比在高溫區(qū)域加熱的表面層更深的深部于Ac1溫度(共析相變溫度)～950℃的低溫區(qū)域或者Ac3溫度～950℃的低溫區(qū)域加熱、進行兩種以上的急劇感應(yīng)加熱之后，進行淬火。借此，可以調(diào)整前述第一淬火硬化層及第二淬火硬化層的母相中的碳濃度。
此外，前述鋼材也可以含有0.1～2重量％的Mn、0.05～1.5重量％的(Si+Al)、0.7重量％以下的Mo、1.4重量％以下的W、2重量％以下的V、1重量％以下的Al、3重量％以下的Ni、0.01重量％以下的B、1重量％以下的(Ti+Nb+Zr)、1.0重量％以下的S中的一種以上。
這里，對于向前述兩種以上的加熱溫度的感應(yīng)加熱調(diào)整及急劇冷卻的詳細(xì)情況進行說明。優(yōu)選地，采用以下的方法，所述方法為，為了形成前述第一淬火硬化層，在將前述鋼材的表面層急劇加熱到900～1150℃之后，為了形成前述第二淬火硬化層，冷卻到作為比前述急劇加熱時的溫度低的溫度的Ac1溫度(共析相變溫度)～950℃范圍內(nèi)的溫度或者Ac3～950℃的范圍內(nèi)的溫度，保持前述溫度，將前述鋼材加熱到更深的部位處之后，進行急劇冷卻?；蛘撸瑑?yōu)選地，采用如下方法，所述方法為，為了形成前述第二淬火硬化層，將前述鋼材加熱到Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度，或者Ac3溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度之后，保持前述溫度，將前述鋼材一直加熱到更深的部位，接著，為了在前述鋼材的表面層上形成前述第一淬火硬化層，將前述鋼材的表面層加熱到比作為前述加熱溫度高的溫度的900～1150℃的溫度之后，進行急劇冷卻。
另外，在本實施形式中，優(yōu)選地，在前述鋼材中，至少含有0.5～1.5重量％的C及0.5～2重量％的Cr，在前述第一淬火硬化層中，分散有2～17體積％的滲碳體，在前述第二淬火硬化層中分散2～17體積％的滲碳體，但是，為了進一步提高耐磨損性，更優(yōu)選地，利用含有0.7～1.5重量％的C及0.7～2重量％的Cr的鋼材，使得在前述第一淬火硬化層中分散有5～17體積％的滲碳體。
另外，在本實施形式中，優(yōu)選地，在利用前述感應(yīng)加熱進行淬火時，對從Ac1溫度或Ac3溫度達到淬火溫度T(℃)時的時間t(sec)進行調(diào)整，使之滿足下述公式(1)。
t≤(1350/(T+273))28…(1)在本實施形式中，通過將進行過熱處理、以便作為前述滲碳體中的合金元素至少含有4～11重量％的Cr的鋼，在Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度急劇感應(yīng)加熱2～1000秒鐘、以及在900～1150℃的范圍內(nèi)的溫度急劇感應(yīng)加熱0.1～5秒鐘之后，進行淬火，也可以形成前述第一淬火硬化層及第二淬火硬化層。
進而，優(yōu)選地，在前述第一淬火硬化層及第二淬火硬化層中，實行100～350℃的回火處理。
進而，優(yōu)選地，在前述第一淬火硬化層的表面部，實行噴丸硬化等加工處理，賦予壓縮殘留應(yīng)力。
根據(jù)上述實施形式，從轉(zhuǎn)動構(gòu)件的表面層向深部形成碳濃度不同的兩種以上的以馬氏體相為母相的淬火硬化層，在最表面層上的第一淬火硬化層，成為以固溶0.35～0.8重量％的濃度的碳的馬氏體相為母相的維氏硬度Hv為550以上的最硬質(zhì)的淬火層。從而，可以改善耐表面壓力強度(抗凹陷性、抗散裂性)、抗彎曲疲勞強度、耐磨損性等。
另外，在比第一淬火硬化層更深的深部，很深地形成第二淬火硬化層，該第二淬火硬化層，在包含固溶有0.07～0.3重量％的濃度的碳的馬氏體相及貝氏體相至少其中之一的母相中，分散有2～20體積％的未固溶的滲碳體。從而，可以降低在現(xiàn)有技術(shù)中，在與前述第一淬火硬化層的交界部容易發(fā)生的拉伸殘留應(yīng)力，改善基體部的強度，可以謀求相對于散裂等從內(nèi)部的破壞以及扭曲強度的改善，同時，可以獲得用于充分發(fā)揮第一淬火硬化層的功能的基礎(chǔ)強度的改進。另外，通過在前述第一淬火硬化層中分散2～17體積％的硬質(zhì)滲碳體，可以獲得更優(yōu)異的耐磨損性和抗燒傷性的改善。
其次，參照附圖，說明根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件以及制造方法的具體的實施形式。
在根據(jù)本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，準(zhǔn)備至少含有0.4～1.5重量％的C、在淬火前的組織中的滲碳體中，定量地濃縮有Cr、Mn、Mo、V等合金元素的鋼材，利用適合于迅速加熱的感應(yīng)加熱法，在Ac1(共析相變溫度)～1150℃的溫度范圍或者Ac3溫度～1150℃的溫度范圍內(nèi)，在兩種以上的奧氏體化加熱溫度，將前述鋼材從表面層加熱到深部之后，急劇冷卻。借此，從轉(zhuǎn)動構(gòu)件的轉(zhuǎn)動表面層向深部形成以碳濃度不同的兩種以上的馬氏體相作為母相的淬火硬化層，借此，在由機械加工性優(yōu)異的軟質(zhì)鋼材(通常Hv160～260)構(gòu)成的齒輪構(gòu)件上，可以附加優(yōu)異的抗表面壓力強度(抗凹陷性、抗散裂性)和耐磨損性、抗燒傷性。
更詳細(xì)地說，將前述鋼材的最表面層上的第一淬火硬化層，制成以0.35～0.8重量％濃度固溶有C的馬氏體作為母相的維氏硬度Hv550以上的最硬質(zhì)的淬火層。該第一淬火硬化層，承擔(dān)著改善前述耐表面壓力強度、抗彎曲疲勞強度、耐磨損性等的改善的任務(wù)。另外，在比該第一淬火硬化層更深的深部，很深地形成第二淬火硬化層，該第二淬火硬化層，以0.07～0.3重量％的濃度固溶有碳的馬氏體相及貝氏體相的至少其中之一作為母相、并且分散有2～20體積％的未固溶的滲碳體。借此，降低在現(xiàn)有技術(shù)中與第一淬火硬化層的交界部容易發(fā)生的拉伸殘留應(yīng)力，相應(yīng)地，可以改進基體部的強度，其結(jié)果是，可以改進相對于從散裂等的內(nèi)部的破壞以及扭轉(zhuǎn)彎曲應(yīng)力的強度，進而，可以謀求充分發(fā)揮前述第一淬火硬化層的功能的基礎(chǔ)強度的改進。
此外，由于第一淬火硬化層的硬度，參考將現(xiàn)有技術(shù)的齒輪構(gòu)件的轉(zhuǎn)動面層的硬度調(diào)整到維氏硬度Hv550以上來決定，所以，優(yōu)選地，固溶到該第一淬火硬化層中的馬氏體中的碳的濃度，在0.35重量％以上，另外，更優(yōu)選地，該固溶碳濃度在0.4重量％以上。
另外，固溶到第一淬火硬化層內(nèi)的馬氏體中的碳的上限濃度，考慮到淬火時的淬裂性，并且參考滲碳淬火齒輪構(gòu)件的碳濃度，設(shè)定為0.9重量％，但是，當(dāng)為0.8重量％時，由于富有韌性，所以是優(yōu)選的。
另外，在第一淬火硬化層與第二淬火硬化層之間，形成這些各個淬火硬化層的中間層。另外，在比強度附加少的第二淬火硬化層更深的深部，也可以殘留有在鐵素體中分散滲碳體的淬火前的組織。
另外，作為添加到前述鋼材中的合金元素，優(yōu)選地，含有很容易向滲碳體中顯著濃縮、并且降低奧氏體化的奧氏體中的碳活度的作用(在奧氏體中的碳與合金元素的相互拉拽的性質(zhì))強的Cr、Mn、Mo、V、W中的一種以上。在利用這種作用最有效的、更經(jīng)濟的Cr作為不可避免的合金元素的鋼材中，至少含有0.4～1.5重量％的C及0.3～2重量％的Cr，進而，含有0.1～2重量％的Mn、0.05～1.5重量％的(Si+Al)、0.7重量％以下的Mo、2重量％以下的V、1重量％以下的Al、3重量％以下的Ni、0.01重量％以下的B、1重量％以下的(Ti+Nb+Zr)中的一種以上，優(yōu)選地，在這種鋼材中的滲碳體中，至少濃縮3～12重量％的Cr。通過利用這種鋼材，通過調(diào)整高頻淬火時的感應(yīng)加熱溫度，可以調(diào)整所形成的馬氏體中固溶的碳濃度。
進而，在像齒輪構(gòu)件那樣的伴隨著滑動的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的轉(zhuǎn)動面上，通過分散少量的滲碳體這樣的硬質(zhì)碳化物，可以改善防止滑動時的局部燒傷用耐燒傷性和耐磨損性。所以，在本實施形式中，在第一淬火硬化層中分散2～17體積％的滲碳體，改進伴隨著滑動的轉(zhuǎn)動面上的耐磨損性和耐燒傷性。另外，作為這時的鋼材，換算成滲碳體的分散量和馬氏體相中的碳濃度，優(yōu)選地，使之含有0.5～1.5重量％的C、0.4～2重量％的Cr。另外，作為與之顯示出同樣作用的硬質(zhì)的特殊碳化物，V4C3、TiC、NbC、ZrC等也是有效的。因此，在本實施形式中，可以添加不足2重量％范圍的V、不足0.5重量％范圍的(Ti+Nb+Zr)，優(yōu)選地，更經(jīng)濟地添加0.2～1重量％范圍的V、0.1～0.5重量％范圍的(Ti+Nb+Zr)。
另外，使前述滲碳體粒子及特殊碳化物的殘留，對于通過感應(yīng)加熱引起的在奧氏體化狀態(tài)的奧氏體結(jié)晶粒子，和通過淬火形成的馬氏體片的微細(xì)化是有效的。此外，在高頻淬火用碳鋼中，這種奧氏體的結(jié)晶粒子，在875℃以上，很容易粗大化到ASTMNo.7以下，與此相對，在本實施形式中，微細(xì)化到ASTMNo.9以上。
進而，在高頻淬火構(gòu)件是齒輪構(gòu)件的情況下，由于有必要根據(jù)施加到齒面及齒根上的應(yīng)力分布、在齒部上進行硬度分布，所以，參考滲碳淬火齒輪構(gòu)件的例子，在本實施形式中，令齒部的節(jié)圓位置上的第一淬火硬化層的深度，處于齒輪模數(shù)的0.15～0.6倍的范圍內(nèi)，在比第一淬火硬化層更深的深部或者齒輪構(gòu)件的齒部中心位置上，形成維氏硬度Hv260～500的第二淬火硬化層，將第二淬火硬化層中的含有馬氏體及貝氏體相中之一的母相中的碳濃度調(diào)整到0.07～0.5重量％，但是，以前述將碳濃度調(diào)整到0.07～0.3重量的馬氏體作為主體的母相是更加優(yōu)選的。
此外，在高的表面壓力下使用的轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，其轉(zhuǎn)動面的硬度越是硬質(zhì)的，越是顯示出優(yōu)異的抗凹陷強度，但是，在這種情況下，存在著由于介入轉(zhuǎn)動面的污染及轉(zhuǎn)動構(gòu)件之間的磨合性不良引起的產(chǎn)生凹陷的問題，為了解決該問題，適量地分散殘留奧氏體是有效的。因此，在本實施形式中，優(yōu)選地，在第一淬火硬化層中，分散10～50體積％的殘留奧氏體。此外，將殘留奧氏體量的上限值設(shè)定成50體積％的理由是因為，當(dāng)超過該上限值時，轉(zhuǎn)動面的硬度下降，耐磨損性會惡化。
另外，在高表面壓力、高應(yīng)力化的情況下使用的齒輪構(gòu)件中，從改進齒根的抗彎曲強度及耐表面壓力強度、進而改進軸部的抗扭轉(zhuǎn)強度的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，在淬火硬化層的表面部上，實行噴丸硬化等加工處理，在該表面部上，附加大的壓縮殘留應(yīng)力。從而，在本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，優(yōu)選地，實行噴丸硬化等加工處理。
此外，由于對于齒根抗彎曲疲勞強度的壓縮殘留應(yīng)力的改進效果，可以推斷為壓縮殘留應(yīng)力的1/2，所以，在本實施形式的轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，優(yōu)選地，附加50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。
此外，本實施形式如前面所述，通過利用兩種以上的加熱溫度進行的急劇感應(yīng)加熱，使得出現(xiàn)奧氏體相，與正確地調(diào)整預(yù)先分散到淬火前組織中的滲碳體向奧氏體中的固溶量的同時，通過調(diào)整殘留的滲碳體(未固溶滲碳體)，形成第一淬火硬化層及第二淬火硬化層。研究該控制方法的結(jié)果，與規(guī)定的奧氏體化加熱溫度下的鋼中的滲碳體的合金元素濃度相等的組成的奧氏體相的碳活度(在滲碳體向奧氏體中的固溶度線上的碳活度(例如后面描述的圖1中的K點))，變得比該鋼材組成的奧氏體相的碳活度(例如后面描述的圖1中的H點)低的時刻起，滲碳體的固溶顯著遲緩，在短時間的奧氏體化的條件下，相當(dāng)于包含合金元素的滲碳體向奧氏體中的固溶度的量的滲碳體固溶，與該量相當(dāng)?shù)奶?，沿著等于該固溶度的奧氏體中的等碳活度線(例如后面描述的通過圖1中的K點和L點的等碳活度線)上，向奧氏體中急速擴散。借此，從該奧氏體化溫度和滲碳體中的合金元素濃度，正確地決定在淬火的層中的馬氏體母相中的碳濃度。
從而，在本實施形式中，利用預(yù)先調(diào)整鋼材中滲碳體合金組成的鋼材，優(yōu)選地，將其轉(zhuǎn)動面進行兩種以上的加熱溫度的奧氏體化，就像在Ac1溫度(鋼的共析相變溫度)～1150℃的溫度范圍或者AC3溫度～1150℃的范圍的兩種規(guī)定的溫度的奧氏體化的條件下，例如，將轉(zhuǎn)動表面層加熱到1000℃之后、一面冷卻一面在800℃感應(yīng)加熱到深部時的情況那樣。借此，固溶到轉(zhuǎn)動表面層的第一淬火硬化層中的馬氏體中的碳的濃度，變成比固溶到第二淬火硬化層中的馬氏體中的碳濃度高的濃度，獲得更為硬質(zhì)的第一淬火硬化層，同時，在其深部，形成低碳濃度、高韌性的第二淬火硬化層，其結(jié)果是，可以利用高頻淬火法制造具有和滲碳淬火硬化層類似的硬度分布的齒輪構(gòu)件。
下面，詳細(xì)討論前述滲碳體向奧氏體中的固溶機制(速度)。此外，作為通過延遲前述滲碳體的固溶，調(diào)整在馬氏體中固溶的碳濃度(調(diào)整滲碳體的殘留量)用合金元素，有必要添加通過在(鐵素體+滲碳體)及(奧氏體+滲碳體)的至少其中一個的兩相區(qū)域內(nèi)的加熱、顯著濃縮在滲碳體中、并且具有降低奧氏體相中的碳的活度的作用的Cr、Mn、V、Mo、W中一種以上，特別優(yōu)選地是添加Cr，所以，在下面，詳細(xì)描述通過添加Cr或者顯示出與Cr具有同樣作用的合金元素的控制方法。
例如，在700℃充分加熱的情況下的(鐵素體+滲碳體)兩相區(qū)域中的滲碳體中的Cr濃度，被濃縮到鐵素體中的Cr濃度的28倍(通過600℃的加熱，約濃縮52倍)。在這種Cr或者與Cr類似的合金元素M濃縮后的滲碳體，伴隨著急速加熱的淬火處理中的、向加熱過程當(dāng)中的奧氏體中固溶時的滲碳體的固溶機制(速度)，可以利用在圖1所示的加熱溫度的Fe-C-M(M合金元素)三元系配合相圖與該圖中所示的碳的等活度線圖(等碳活度線圖)的關(guān)系加以說明。
圖1示意地表示添加與碳的親和力強的Cr或者與Cr類似的合金元素(例如，Cr、Mn、Mo、V、W等)的Fe-C-M三元系合金在前述感應(yīng)加熱溫度的平衡相圖。另外，圖1中的細(xì)線，是等碳活度線。與該圖1的A點所示的鋼材組成的奧氏體相(γ相)中的碳活度相等的碳活度，如通過圖中的A點的細(xì)線所示，由于通過添加M元素，碳活度降低，所以，碳等活度線推移到右肩的上方，與滲碳體的固溶度線相交，其交點(B點)與含有平衡的M元素的滲碳體的組成點(C點)連接成直線。
圖1中的其它等活度線(細(xì)線)，是按照各碳活度計算出來的，碳濃度越高，碳活度越大，但是，在Fe-C軸(Fe-C二元系)中的石墨的固溶度(D點)定義為碳活度Ac＝1。
在前述圖1中使用的鋼材組成A點的在淬火前組織中的鐵素體和滲碳體的組成，由E、F點給出，在急速加熱到淬火溫度的溫度時的F點組成的滲碳體，在該處殘留合金元素M，在只有擴散性極大的碳急速固溶到奧氏體中的情況下的滲碳體界面與局部平衡的奧氏體界面組成G點的碳活度，比鋼材組成的A點的碳活度大。因此，可以看出，由于碳的化學(xué)勢的梯度，急速擴散，在滲碳體的固溶位置和原來鐵素體的位置上，首先，在碳沿著通過圖中的A、B點的等活度線均勻化之后(←、→號)，合金元素均勻化。
首先，討論如前面所述的在含有合金元素的滲碳體正在急速固溶時的碳、合金元素的擴散過程，但是，這種討論，也可以作為組成不同的球狀體的單純的擴散過程近似地進行處理。
圖2是對于合金元素濃度cp、半徑R0的球狀體存在于不含合金元素的無限固體母相中時的均勻化過程，計算出來的在半徑方向所距離r處的合金元素濃度c。當(dāng)將該計算結(jié)果應(yīng)用于向奧氏體相中固溶的滲碳體的碳和合金元素M的均勻化過程中時，碳C、合金元素M基本上完全均勻化所要求的加熱時間tC，tM，是根據(jù)由該加熱溫度引起的碳C和合金元素M在奧氏體相中的擴散系數(shù)DγC、DγM計算出來的擴散距離((DγC×tC)1/2、(DγM×tM)1/2)變成和球狀滲碳體的粒子半徑R相等時的時間近似地推測出來的(圖2中的△號)，例如，在900℃，粒子半徑0.2μm的滲碳體在0.1秒鐘以內(nèi)固溶、其碳基本上均勻化，相應(yīng)地，對于合金元素的均勻化，需要大約50分鐘(2835秒)。另外，在前述合金元素的擴散距離為粒子半徑的1/4時(900℃，177秒鐘的加熱條件)，如圖2中的◆號所示，由于其擴散性小，合金元素被充分限定存在于原來的滲碳體的固溶痕跡的周邊處。
進而，同樣地，求出在相當(dāng)于合金元素的擴散限定在原來的滲碳體的位置上的加熱條件(圖2中的◆號)的各個加熱溫度下的加熱時間，其結(jié)果用圖3中的粗的實線表示，在該粗大實線范圍內(nèi)加熱后急劇冷卻的情況下，即使在滲碳體快速固溶后，濃縮在前述滲碳體中的合金元素也不能快速地均勻化，而是局限在滲碳體的周邊，所以，例如，在提高鋼的淬硬性的Mn、Cr、Mo局限在固溶的滲碳體痕跡處的情況下，可以看出，從這種狀態(tài)的鋼淬硬性極大地降低。另外，當(dāng)滲碳體粒子半徑小到0.1μm時，如圖3中所示，其加熱條件范圍變得更窄，有必要急速加熱到淬火溫度。
此外，粒子半徑0.1μm的不均勻1的實線，近似地用數(shù)學(xué)公式tM＝(1350/(273+T))28表示，粒子半徑為0.2μm的不均勻2的粗的實線，近似的用數(shù)學(xué)公式tM＝(1415/(273+T))28表示，進而，前述不均勻時間tM(sec)，以加熱溫度T(℃)和粒子半徑R(μm)作為變量，由下式近似地表示。
tM＝((98.794×Ln(R)+1576.6)/(273+T))28另外，如前面所述，碳的擴散性非常高，在900℃加熱時間約為0.1秒鐘，就基本上上均勻化，所以，在Ac1或Ac3溫度～1150℃的加熱條件的范圍內(nèi)，即使在粒子半徑1μm的滲碳體中，通過大約2秒鐘的加熱，碳會快速地沿著前述圖1的通過A、B點的等碳活度線擴散，沒有使未固溶的滲碳體殘留到馬氏體母相中的作用，這時固溶到馬氏體相中的碳的濃度由在通過E點的合金組成的A、B點的等碳活度線的碳濃度給出，可以看出，在大多數(shù)情況下，基本上等于鋼材的碳濃度。
進而，根據(jù)圖1，討論滲碳體的固溶機制，在合金元素向鋼中添加量更多(H點)、有更多的合金元素濃縮在滲碳體中(J點)的情況下，由于前述碳的擴散速率控制機制，合金元素殘留在該處、滲碳體一面向奧氏體相急速固溶、一面到達含有J點的合金元素的奧氏體中的K點，沿著通過K點的碳活度線，碳迅速擴散到L點的濃度，K點變得比原來的H點的組成的碳活度低，所以，進行超過它的滲碳體的固溶，在滲碳體完全固溶的期間，沒有從K點起沿著滲碳體的固溶線向B點的合金元素的擴散，滲碳體不能固溶，滲碳體的固溶被合金元素的擴散速度限制，顯著變慢。
從而，滲碳體完全固溶所需的時間，在由交點B所示的M元素濃度以上，滲碳體中的M元素的濃度越大，變得越慢，但是，如前面所述，由于碳在極短的時間內(nèi)沿著等碳活度線擴散，所以，在該短時間范圍的加熱后急劇冷卻的馬氏體相中的固溶碳濃度，由通過前述K點的等碳活度線上的L點的碳濃度給出，與該固溶碳濃度相等的滲碳體固溶，獲得等于鋼材中的碳濃度與固溶碳濃度之差的碳量的滲碳體以未固溶狀態(tài)分散的淬火硬化層。從而，為了調(diào)整馬氏體中的碳濃度，控制淬火溫度(奧氏體化溫度)與部該溫度處的Fe-C-M系平衡相圖的滲碳體中的M濃度(J點)，可以在碳一面充分地擴散、滲碳體一面殘留的加熱條件下，實行高頻淬火操作。
另外，在以未固溶狀態(tài)分散的滲碳體的周邊的滲碳體固溶部位處的組成，基本上成為圖中K點的組成，在該部位的合金元素濃度，明顯的比L點、H點處高，碳濃度也變高，所以，在該部位處的馬氏體開始溫度Ms點，進一步低溫化，在未固溶滲碳體周邊，容易形成高韌性、磨合性優(yōu)異的殘留奧氏體相，這對于發(fā)揮強韌性是優(yōu)選的。
進而，對于圖1的馬氏體相的M合金元素濃度(E點、I點)，在(鐵素體+滲碳體)兩相區(qū)域加熱處理后的合金元素濃度，下述關(guān)系式成立，所以，當(dāng)預(yù)先求出滲碳體中的合金元素濃度[M重量％]時，由鋼材的M元素的添加濃度M重量％，可以計算出鐵素體中的合金元素濃度<M重量％>。
M重量％＝(1-f)×<M重量％>+f×[M重量％]f＝C重量％/6.67(這里，f是滲碳體的分散量(體積％)，是鐵素體中的碳固溶度小到可以忽略時、近似地求出的。)另外，已知，在(滲碳體+鐵素體)的兩相組織狀態(tài)、進行足夠長的時間的加熱處理的情況下的各個合金元素在滲碳體中的合金元素濃度[M重量％]與鐵素體中的合金元素濃度<M重量％>之比(分配系數(shù)αKM)，在合金元素中是固有的，采取依賴于溫度的一定的值，所以，通過使用各種合金元素的分配系數(shù)，從鋼材的組成(和分配處理溫度)，可以由下式正確地算出鐵素體中的合金元素濃度。
αKM＝[M重量％]/<M重量％>
從而，可以看出，當(dāng)對于包含在鋼材中的全部合金元素計算出鐵素體中的合金元素時，計算在前述淬火加熱時的奧氏體化溫度的奧氏體中的碳濃度，計算淬硬性(DI值)，至少與相當(dāng)于圖1中的鋼材中的M合金濃度(A點、H點)的DI值相比，其DI值降低。
另外，在前述滲碳體迅速固溶到奧氏體中的情況下，奧氏體中的碳濃度變成基本上等于鋼材的碳濃度，但是，合金元素局限在滲碳體固溶痕跡的周邊，由于這時的奧氏體中的合金元素濃度，近似于淬火前組織中的鐵素體的合金元素濃度，計算其DI值，在這種情況下，淬硬性顯著降低。
進而，在處理使未固溶的滲碳體殘留的奧氏體的淬硬性的情況下，由于和鋼材碳濃度相比，奧氏體中的碳濃度是低濃度，所以，很容易將其DI值降低得比原來的鋼材的DI值低。
進而，如本實施形式所示，使用調(diào)整過滲碳體中的合金元素濃度的鋼材，通過選擇兩種以上的奧氏體化溫度，調(diào)整奧氏體中的兩種以上的碳濃度和前述合金元素濃度，可以調(diào)整前述第一淬火硬化層和第二淬火硬化層的淬硬性，在大型齒輪中，將形成比齒部更深的深部的第二淬火硬化層預(yù)先調(diào)整到以馬氏體或者貝氏體相作為母相用的規(guī)定的DI值，是非常重要的。另外，作為調(diào)整該DI值的方法，可以是復(fù)合添加向滲碳體中濃縮傾向比較弱的Mn、Mo、W等合金元素的方法，但是，如后面將要描述的，更優(yōu)選地是，添加從滲碳體中被排出、濃縮到鐵素體中的Si、Al、Ni、Co，提高淬硬性。
為了更具體地討論前述滲碳體的固溶機制，下面，使用圖4所示的Fe-C-Cr三元系等碳活度線圖(在1000℃)，對于迅速加熱到1000℃進行淬火處理的高頻淬火時的情況進行討論。
(1)滲碳體急速固溶的情況(滲碳體中的Cr濃度低的情況)將圖4中的A點(0.8重量％的C，0.4重量％Cr)所示的鋼，在(滲碳體+鐵素體)共存區(qū)域的700℃充分加熱時，變成B點(滲碳體，2.6重量％Cr)和C點(鐵素體，0.09重量％Cr)的組成，在這種組成狀態(tài)，當(dāng)通過高頻加熱、瞬間急速的加熱到變成奧氏體狀態(tài)的1000℃時，B點、C點，沿著箭頭方向向A點變成均勻化。如前面所述，B點的滲碳體中的合金元素，在幾乎未擴散到奧氏體中的期間內(nèi)，碳在具有鐵素體組成的奧氏體(C點)經(jīng)由圖中的D點如↑↓號所示，急速擴散，固溶滲碳之后，一面伴隨著在通過A點的碳活度線上的Cr的擴散，Cr元素緩慢地向A點均勻化。在通過更急速的高頻加熱達到滲碳體的固溶的時刻，馬氏體母相中的碳濃度基本上變成和A點相同的碳濃度，可以獲得更高硬度的馬氏體。另外，固溶到本實施形式的馬氏體相中的碳濃度變成0.8重量％時的滲碳體中的Cr濃度大致為4.5重量％，至少，通過將滲碳體中的Cr控制在4.5重量％以下，不會殘留未固溶的滲碳體。另外，這時的奧氏體的淬硬性(DI值)，由Fe-0.8重量％C-0.09重量％Cr的合金組成計算，與鋼材(Fe-0.8重量％C-0.4重量％Cr)的DI值相比，顯著降低。
(2)滲碳體的固溶被大大延遲的情況1當(dāng)將圖4中的E點(0.8重量％C，1重量％Cr)所示的鋼在鐵素體和滲碳體共存的區(qū)域的700℃充分加熱時，變成G點(鐵素體，0.24重量％Cr)和F點(滲碳體，6.61重量％Cr)的組成，如前面所述，在通過高頻加熱瞬間加熱到1000℃的情況下，首先，鐵素體變成奧氏體狀態(tài)，同時，如前面的例子所述，F(xiàn)點的Cr濃度，沿著相同的通過H點的等碳活度線，滲碳體的一部分一面根據(jù)碳擴散速率控制機制急速固溶，碳一面擴散。這時的碳沿著前述等碳活度線在奧氏體相中擴散的時間，在前述900℃的粒子半徑0.2μm的滲碳體的均勻化擴散時間，為0.1秒左右，當(dāng)考慮到圖3所示的合金元素的不均勻化時間時，至少在900℃以上的加熱溫度下，在1秒鐘以內(nèi)，碳的均勻化結(jié)束，由于在這種狀態(tài)下冷卻的情況下的馬氏體中的碳濃度，由滲碳體中的Cr濃度決定，所以，淬火后的馬氏體相中的碳濃度變成約0.5重量％(相當(dāng)于與7.5體積％的滲碳體以碳擴散速率控制固溶)，在非常硬質(zhì)的馬氏體中，約以未固溶狀態(tài)分散有約5體積％的滲碳體。另外，由這種高頻淬火引起的奧氏體的淬硬性(DI值)，根據(jù)Fe-0.5重量％C-0.24重量％Cr的組成計算，以均勻化的鋼材(Fe-0.8重量％C-1.0重量％Cr)的DI值相比，顯著降低。
另外，在將后面描述的SUJ3(滲碳體中的Cr濃度約為6.8重量％)以1000℃/sec急速加熱到1000℃、冷卻的淬火硬化層殘留的奧氏體相中的碳濃度，為0.97重量％，由于該碳濃度與SUJ3的1000℃中的H點組成很好地一致，所以，可以看出，由前述碳擴散速率控制的滲碳體的固溶機制是正確的。進而，如后面描述的圖16所示，由于從900℃至1100℃的淬火范圍內(nèi)形成10～45體積％的殘留奧氏體相，也可以看出滲碳體的固溶機制是正確的。
圖5表示令加熱溫度在750～1150℃時的滲碳體中的Cr濃度和固溶到馬氏體相中的碳濃度的關(guān)系。從該圖中可以看出，通過調(diào)整加熱溫度，調(diào)整固溶到馬氏體相中的的碳濃度，作為其結(jié)果，正確地調(diào)整分散的滲碳體的量。另外，例如，一旦將齒輪構(gòu)件的轉(zhuǎn)動表面層短時間加熱到1000℃之后，在800℃高頻加熱到更深的深部，然后進行淬火，在這種情況下，形成以由在1000℃加熱決定的高碳濃度的馬氏體作為母相的第一淬火硬化層，和由在其深部由800℃加熱決定的低碳濃度馬氏體作為母相的第二淬火硬化層。
此外，圖5的0.1～0.8重量％的C、0.5～15重量％的Cr的組成范圍的滲碳體中的Cr濃度XCrΘ(重量％Cr)和馬氏體的固溶碳濃度XCM(重量％)，大致由下式描述，用圖中的細(xì)線記載。
XCM＝Aexp(B·XCrΘ)
A＝0.0041(T+273)-3.3809B＝0.000188(T+273)-0.426這里，加熱溫度為T，該XCM(重量％)的估算誤差在±0.05重量％C左右。
另外，圖5中所示的上部虛線框，表示在Ac1溫度(725℃)～1150℃的加熱溫度范圍內(nèi)短時間加熱后淬火得到的第一淬火硬化層中的馬氏體相的固溶碳濃度，變成0.35～0.8重量％時的滲碳體中的Cr濃度范圍的關(guān)系，為了將前述馬氏體相中的碳濃度調(diào)整到0.35～0.8重量％的滲碳體中的Cr濃度范圍，約為3～12.5重量％。進而，改變加熱溫度，通過將淬火加熱溫度調(diào)整到Ac1溫度～1125℃，獲得馬氏體相的固溶碳濃度為0.07～0.3重量％的第二淬火硬化層和第一硬化層的滲碳體中的Cr濃度為3.5～12重量％。更優(yōu)選地，在將第二淬火硬化層的馬氏體碳濃度范圍設(shè)定在0.07～0.2重量％、將第一淬火硬化層的馬氏體碳濃度范圍設(shè)定在0.4～0.8重量％的情況下，滲碳體中的Cr濃度，被設(shè)定在4～11重量％。進而，在形成第二淬火硬化層的溫度過高的情況下，由于齒輪構(gòu)件的變形、淬裂敏感性增高，所以，優(yōu)選地，將該第二淬火硬化層的上限加熱溫度設(shè)定在950℃。另外，在將第一淬火硬化層的上限溫度設(shè)定在1100℃的情況下，優(yōu)選地，令滲碳體中的上限Cr濃度為10重量％。另外，在令第二淬火硬化層的下限加熱溫度為750℃的情況下，優(yōu)選地，令滲碳體的Cr下限濃度為4重量％，在考慮到淬火作業(yè)性的情況下，優(yōu)選地，將滲碳體的Cr濃度設(shè)定在4～10重量％，對于第二淬火硬化層的形成，選擇750～950℃的加熱溫度，對于第一淬火硬化層的形成，選擇900～1100℃的加熱溫度。
進而，在前述碳擴散速率控制的滲碳體的固溶(約7.5體積％的滲碳體)結(jié)束后，由于在圖4中的H點(滲碳體固溶的情況下和滲碳體具有等碳活度的關(guān)系的奧氏體界面)處的碳活度比原來的E點的碳活度低，所以，滲碳體/奧氏體界面的γ相組成(H點)一面伴隨著沿著滲碳體的固溶度線向與E點具有等活度關(guān)系的滲碳體的固溶度線上的I點的Cr的擴散，殘留的5體積％的滲碳體固溶，并且，馬氏體的固溶碳濃度增高。
(3)滲碳體的固溶被大大地延遲的情況2
和由前述(2)的滲碳體的碳擴散速率控制機制決定馬氏體中的固溶碳濃度相同，但是，作為在(2)中的殘留的滲碳體由合金元素的擴散進行固溶的機制，H點與滲碳體不同的Cr7C3碳化物和γ相位于平衡區(qū)域，但是，簡單地假定，在固溶過程中，非平衡的滲碳體和γ相的兩相平衡在滲碳體的固溶過程成立。該假定是基于這樣的考慮，即，在該滲碳體的固溶過程中，在滲碳體消失前，經(jīng)過由于新的Cr7C3碳化物形成引起的復(fù)雜的擴散過程，不會引起需要自由能的反應(yīng)。在這種情況下，在討論由沒有必要形成新的Cr7C3碳化物的滲碳體的合金擴散速率控制的固溶機制時，由于加上滲碳體/γ相界面的γ相組成變成至少在可以不析出的Cr7C3碳化物(γ相+滲碳體+Cr7C3)三相共存區(qū)域的K點組成的約束條件，所以，可以認(rèn)為，滲碳體的固溶會進一步延遲。
另外，根據(jù)前述(3)的固溶機制，滲碳體發(fā)生顯著的固溶延遲的臨界點，是在1000℃的加熱條件下、滲碳體中的Cr濃度濃縮到約3.5重量％以上時的情況，但是，在900℃的加熱時，約為2.5重量％，所以，例如，在將含有0.4重量％的C及0.3重量％的Cr的鋼在700℃加熱時的滲碳體中的[Cr濃度]＝αKCr×鋼中的Cr濃度/(1-(鋼中的碳濃度/6.67)×(1-αKCr))計算出為3.2重量％，所以，Cr的下限添加量大致為0.3重量％，優(yōu)選地，在0.5重量％以上。
另外，作為為了利用前述碳擴散速率控制使未固溶滲碳體穩(wěn)定地分散所必須的滲碳體中的Cr濃度，3.5～12重量％是適合的，優(yōu)選地，為4～10重量％。進而，在含有1.5重量％C的鋼中的Cr的添加量，約為3重量％，但是，考慮到其經(jīng)濟性，優(yōu)選地，令其上限添加量為2重量％。參考圖5，通過將含有滲碳體、該滲碳體至少含有Cr3.5～12重量％的鋼，在750～1150℃的溫度范圍內(nèi)，在兩種以上的奧氏體化加熱溫度，從其轉(zhuǎn)動表面層開始通過感應(yīng)加熱急速加熱后淬火，可以從表面層向深部，形成兩種以上的馬氏體相成為母相的淬火硬化層。另外，在鄰接的淬火硬化層之間，形成過渡的中間層。
圖6表示根據(jù)前述(2)的固溶模型、圖7表示根據(jù)前述(3)的固溶模型，令Cr的添加量為1重量％Cr，將碳添加量從0.4重量％C改變成0.8重量％C、1.0重量％C，通過計算在700℃充分加熱，將滲碳體中的Cr濃度調(diào)整到11重量％、7、5重量％的鋼在各淬火溫度加熱時的、粒子直徑0.4μm的滲碳體完全固溶的加熱時間求出的結(jié)果和SUJ2(加熱速度6℃/sec)h及SUJ3(加熱速度150℃/sec、1000℃/sec)的加熱實驗結(jié)果。圖中的箭頭，表示殘留大量的滲碳體，為了固溶，需要更長時間的加熱。
首先，比較圖6和圖7的計算結(jié)果，可以看出，總體上，由圖6的機制引起的滲碳體的固溶速度稍快，與150℃/sec以下的加熱速度的實驗結(jié)果很好地一致。在圖6的計算結(jié)果中，相對于通過在1050℃的加熱，在滲碳體中的Cr濃度未到約10重量％以上的情況下，滲碳體急速地固溶的結(jié)果而言，例如，在1秒鐘加熱到1100℃的SUJ3中，滲碳體顯著地殘留，與圖7的計算結(jié)果很好地一致，可以看出，至少在150℃/sec以上的急速加熱的條件下，采用圖7(模型(3))的固溶機制，在以這種急速加熱作為前提的高頻淬火方法中，滲碳體更容易殘留。
從而，根據(jù)前述結(jié)果，作為調(diào)整固溶到馬氏體中的碳濃度、使?jié)B碳體殘留在馬氏體中的恰當(dāng)加熱條件(加熱時間、加熱溫度)，實行在圖7中的實線(t(sec)＝1400/(T(℃)+273))28)所述的時間內(nèi)的急速加熱處理(850～1100℃)的溫度范圍)。當(dāng)與前述碳由擴散速率控制向奧氏體中的擴散的速度進行比較時，可以看出，其上限的加熱時間十分長，通過在圖7中的虛線所示的加熱時間t(sec)＝(1360/(T(℃)+273))28以內(nèi)的條件下進行淬火處理，可以正確地調(diào)整馬氏體中的固溶碳濃度和滲碳體的量。
進而，根據(jù)圖7的結(jié)果，為了形成前述第一淬火硬化層，例如在沿著齒輪構(gòu)件的齒形輸入熱量的情況下，將表面層從Ac1溫度或Ac3溫度急速加熱到900～1100℃的規(guī)定的奧氏體化溫度時的加熱時間，優(yōu)選地在2秒鐘以內(nèi)，為了將第二淬火硬化層形成到比第一淬火硬化層更深的深部而加熱到Ac1溫度或Ac3溫度～950℃的加熱時間，優(yōu)選地在2～1000秒鐘。
另外，在實施150℃/sec以上的急速加熱的情況下，由于有必要使淬火前組織的鐵素體通過塊型逆相變(鐵素體→奧氏體相的相變)急速地奧氏體化，所以，優(yōu)選地，將淬火溫度設(shè)定在A3溫度(約900℃)以上，將形成第一淬火硬化層用的奧氏體化加熱溫度設(shè)定成900～1150℃。
在實際熱處理工序中的加熱時間，應(yīng)該進行控制，使得在從Ac1或Ac3溫度到淬火溫度的升溫時間和到冷卻開始的保持時間的總計時間內(nèi)合金元素擴散的距離，處于由t(sec)＝(1400/(T(℃)+273))28、或者t(sec)＝(1360/(T(℃)+273))28給出的加熱時間的合金元素的擴散距離之內(nèi)，但如前面所述，可以簡化。
另外，根據(jù)圖6及圖7的結(jié)果及前面的圖3所示的不均勻的擴散時間的結(jié)果(粒子半徑0.2μm的滲碳體固溶時的情況)，例如，在實行950℃10秒，850℃100秒，750℃1000秒的長時間加熱的情況下，滲碳體充分殘留，持續(xù)顯著的不均勻化。參考圖5的結(jié)果，例如，可以制造將SUI2的滲碳體中的Cr濃度調(diào)整到8.5重量％的鋼材，從表面層起在850℃加熱到足夠深的位置100秒鐘后，進而將表面層在1秒鐘加熱到1100℃之后，進行淬火時，以及反之將表面層在1100℃加熱后一面冷卻一面在800℃加熱后進行淬火的情況下，形成在碳濃度約為0.55重量％的的馬氏體相中分散7體積％的滲碳體的第一淬火硬化層，進而，在其深部形成碳濃度約為0.2重量％的馬氏體相及貝氏體相中至少其中之一內(nèi)分散12體積％的滲碳體的第二淬火硬化層，進而，在第二淬火硬化層的深部存在淬火前組織的高頻淬火構(gòu)件。
作為通過將在這樣的兩種奧氏體化溫度的加熱改變從淬火構(gòu)件的表面起的深度獲得的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，不僅有前述齒輪構(gòu)件，還有具有軸的齒輪構(gòu)件及軸承等轉(zhuǎn)動構(gòu)件，進而，還有凸輪、凸輪軸等轉(zhuǎn)動構(gòu)件，由于對耐表面壓力性、抗散裂性、扭轉(zhuǎn)及彎曲應(yīng)力的強化，所以是優(yōu)選的。另外，作為前述奧氏體化溫度，也可以是兩種以上。
此外，作為前述第二淬火硬化層的馬氏體相中的碳濃度，參照滲碳齒輪構(gòu)件的例子，優(yōu)選地為0.1～0.3重量％，更優(yōu)選地為0.1～0.25重量％。另外，從提高生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，將形成第二淬火硬化層用的奧氏體化溫度設(shè)定為800～900℃，將滲碳體中的Cr濃度設(shè)定為6～12重量％。
機械結(jié)構(gòu)用鋼中多含有的Cr、Mn、Mo、V、W、Ni、Si、Al，都是提高淬硬性的元素，但是，和前述Cr一樣，Mn、Mo、V、W在滲碳體中濃縮，Ni、Si、Al是從滲碳體中被排出的合金元素，在700℃的滲碳體和鐵素體的合金元素M的分配系數(shù)αKM(＝滲碳體中的M重量％/鐵素體中的M重量％)，αKCr28，αKMn10.5，αKV9，αKMo7.5，αKW2，αKNi0.34，αKCo0.23，αKSi和αKAl為0，另外，在850℃的滲碳體和奧氏體的合金元素的分配系數(shù)γKM為，γKCr7、γKMn2.1，γKV12，γKMo3.8，γKCo0.42，γKNi0.2，γKSi和Al0。從而，在滲碳體和奧氏體兩相區(qū)域及滲碳體和奧氏體的兩相區(qū)域的至少一個的兩相區(qū)域中調(diào)整滲碳體中Cr濃度的情況下，由于共存的Mn、Mo、V、W在滲碳體中濃縮，所以，在將滲碳體在未固溶狀態(tài)淬火處理時的淬硬性顯著降低。進而，通過添加該Cr引起的使未固溶滲碳體分散，將固溶在奧氏體中的碳的濃度和合金元素的濃度調(diào)整得較低，將奧氏體的結(jié)晶晶粒微細(xì)化，可以將淬硬性降低得比碳鋼低。
其次，對各個元素的添加的意義分別進行說明。
CrCr，是一種在(鐵素體+滲碳體)兩相區(qū)域中，最顯著地濃縮在滲碳體中，在(奧氏體+滲碳體)兩相區(qū)域中，如前面所述，也濃縮在滲碳體中，同時，在滲碳體中可以大量固溶直到約35重量％的元素，如前面所述，由于與奧氏體中的碳的親和力很強，所以，是一種顯著地顯示出使?jié)B碳體向奧氏體相中的固溶延遲的作用的元素。為了在固溶碳濃度為0.35～0.8重量％的馬氏體相中，分散至少2體積％以上的滲碳體，優(yōu)選地，對于含有0.4～1.5重量％的C的鋼材，添加0.3～2重量％的Cr，將滲碳體中的Cr濃度調(diào)整到3.5～12重量％，但是，從通過前述預(yù)先加熱形成第二淬火硬化層的觀點出發(fā)，更優(yōu)選地，將滲碳體中的Cr濃度調(diào)整到4～12重量％。
MnMn，是一種作為硫化物形成元素起著顯著作用，同時通過在奧氏體相中的固溶顯著提高淬硬性的元素。另外，Mn與V、Mo相比，是一種在(鐵素體+滲碳體)兩相區(qū)域中顯著濃縮到滲碳體中的元素，但是，在通常的鋼材的添加范圍內(nèi)，沒有在奧氏體狀態(tài)的特殊碳化物的存在，并且，降低奧氏體中的碳活度的Mn的作用，約在Cr的1/2以下，向滲碳體中的固溶在8重量％左右，不顯示出像前述Cr那樣的滲碳體的固溶延遲作用，但是，通過與Cr共存，顯示出進一步促進由Cr引起的滲碳體的固溶延遲作用，另外，由于會很大地提高由前述機制引起的殘留的奧氏體相的生成及淬硬性，所以，優(yōu)選地，在通常的鋼材的添加范圍內(nèi)(0.1～2.0重量％)在根據(jù)情況進行調(diào)整。
另外，在通過將模數(shù)在4以下的齒部用高頻加熱將齒輪構(gòu)件整體加熱(特別是，冕狀齒輪)中，通過加熱后急劇冷卻(淬火處理)，淬透化，容易發(fā)生淬裂，另外，在淬火硬化層發(fā)生顯著的拉伸殘留應(yīng)力，大多對該構(gòu)件的強度給予惡劣的影響。從而，從避免這種淬透化的觀點出發(fā)，有必要使用將包含在前述現(xiàn)有技術(shù)的高頻淬火用碳鋼及低合金鋼中的Mn設(shè)定得比較低的不容易獲得的鋼材。在本實施形式中，通過在其深部形成以前述低碳濃度的馬氏體相作為母相的第二淬火硬化層，可以避免前述淬透化，另外，由于使Mn濃縮在滲碳體中，具有降低前述DI值，所以，可以將添加到鋼材中的Mn的上限添加量提高到2.0重量％，可以改善鋼材的獲得性。另外，由于Mn是顯著將奧氏體相穩(wěn)定化的元素，所以，在添加Si、Al等將鐵素體相穩(wěn)定化的合金元素的情況下，優(yōu)選地，添加1重量％以上的Mn。進而，Mn是將Al溫度進一步低溫化的元素，從降低形成本發(fā)明的前述第二淬火硬化層的下限溫度的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，積極地進行添加。
Mo、WMo和Cr一樣，是在滲碳體中濃縮的元素，并且，是在提高淬硬性的同時，提高淬火鋼材的強韌性的元素，所以，在本實施形式中，加以利用，特別是，通過添加微量的Mo(0.05重量％)，顯著延遲珠光體相變，是一種顯示出容易獲得馬氏體及貝氏體組織的作用的合金元素，所以，具有防止在前述齒輪構(gòu)件的齒部的心部析出珠光體的作用。另外，由于Mo向滲碳體中的最大固溶度為2重量％，在添加更多的Mo的情況下，析出Fe3Mo3C等的特殊碳化物，所以，例如，在含有0.55重量％的C和1.5重量％的C的鋼中，通過0.4重量％的Mo、0.7重量％Mo以上的添加會析出Fe3Mo3C，所以，優(yōu)選地，Mo的上限添加量為0.7重量％。這樣通過添加0.4重量％以上出現(xiàn)和前面的滲碳體的固溶機制(3)的Cr同樣的延遲作用，在考慮到其經(jīng)濟性的情況下，優(yōu)選地，在0.4重量％以下。
另外，由于W表現(xiàn)出和Mo基本上同樣的作用，所以，在本實施形式中，令(Mo+W)的上限添加量為0.7重量％。這是由于考慮到比重的不同及經(jīng)濟性，采用前述Mo的上限添加量。(例如，Mo的比重約為W的比重的1/2，將前述Mo的上限添加量換算成W時，變成約1.4重量％，這樣，在與Mo相比，W非常少的情況下，Mo的添加量會變得過多。)VV是一種顯著濃縮在滲碳體中的元素，當(dāng)由于向滲碳體中的最大固溶度為0.6重量％，非常小，所以，在含有0.55重量％的C、1.5重量％的C的鋼中，通過添加0.12重量％、0.2重量％以上的V，會析出V4C3碳化物，通過前述高頻淬火處理，V幾乎不固溶到馬氏體相中，另外，使?jié)B碳體的固溶速度顯著遲滯。另外，對淬硬性的影響極小，但是，為了提高齒輪轉(zhuǎn)動面的耐磨損性及抗燒傷性，優(yōu)選地析出V4C3碳化物，參考工具鋼的V添加量，令其上限值為2重量％，但從機械加工的經(jīng)濟性出發(fā)，更優(yōu)選地為0.2～1.0重量％。
進而，通過析出V4C3碳化物，借助淬火處理，引起舊的奧氏體的結(jié)晶晶粒的微細(xì)化，起著改進強韌性和降低淬硬性的作用，所以，V是一種積極地添加的優(yōu)選的元素。
另外，在感應(yīng)加熱高頻淬火用碳鋼時，在加熱溫度875℃在幾秒鐘的短時間加熱的情況下，由于舊的奧氏體結(jié)晶晶粒粗大化到ASTM7號，所以，在本實施形式中，添加0.1～2重量％的V，將其微細(xì)化到ASTM9號以上，更優(yōu)選地將其微細(xì)化到ASTM10號以上，但在齒輪構(gòu)件中，耐磨損性、抗燒傷性、耐表面壓力強度的提高，提高淬硬性的控制，將小模數(shù)的高頻一次淬火的實施變得很容易。
Nb、Ti、Zr等進而，作為促進通過前述高頻淬火引起的結(jié)晶晶粒的微細(xì)化的合金元素，優(yōu)選地，在0.01～0.5重量％的范圍內(nèi)，添加Nb、Ti、Zr的一種以上。
BB，當(dāng)添加到0.0003～0.01重量％時，顯著延遲珠光體相變，顯著提高淬硬性，另外，對于以從前述表面層起形成在更深部的低碳濃度的馬氏體相作為母相的第二淬火硬化層的形成，是一種極為優(yōu)選的元素，并且，和Mo同樣，防止珠光體的析出，通過和微量的Mo共存，起著高韌性的貝氏體組織化的作用，所以，對于本實施形式的高頻淬火處理的鋼材，是一種優(yōu)選的元素。
Si、Al、Ni、CoSi、Al、Ni、Co，被從滲碳體中排出，濃縮在馬氏體中，但是，與Cr相反，是一種提高碳活度的合金元素。特別是，Si是顯著提高奧氏體中的碳活度的元素，由于具有降低固溶在前述馬氏體相中的碳濃度的作用(例如，ΔC＝0.1重量％C/重量％Si)，所以，其結(jié)果是，提高淬硬性的作用是輕微的。
另外，由于Si、Al是一種顯著提高在100～400℃的低溫側(cè)的回火軟化抵抗力的元素，所以，是在各種齒輪及軸承等轉(zhuǎn)動構(gòu)件、耐磨損構(gòu)件及耐磨損滑動構(gòu)件中積極地添加的優(yōu)選的合金元素，添加0.05～2重量％，但是，大量添加顯著將鐵素體穩(wěn)定化，將形成前述Ac溫度或Ac3溫度～950℃的第二淬火硬化層用的奧氏體化處理溫度更加高溫化，容易混雜鐵素體相，所以，令(Si+Al)的上限添加量為2.0重量％。另外，在向滲碳體中濃縮Mn、Cr、Mo、V等的本實施形式的高頻淬火齒輪構(gòu)件中，由于改進轉(zhuǎn)動面的馬氏體相的回火軟化抵抗力的Cr、Mo、V的作用極小，所以，優(yōu)選地，添加0.5重量％以上的(Si+Al)。進而，由于Al是比Si更使鐵素體穩(wěn)定化的元素，所以，將其上限添加量設(shè)定成1.0重量％，但同時，優(yōu)選地，共存地添加將奧氏體穩(wěn)定化的Ni、Mn、Cu。
另外，Ni是提高淬硬性的元素，同時也是提高強韌性的元素。在向滲碳體中濃縮Mn、Cr、Mo、V等的本實施形式的高頻淬火齒輪構(gòu)件中，由于越是大型越將第二淬火硬化層形成到更深部，有必要提高淬硬性，所以，更積極地添加Ni，但是，優(yōu)選地，令Ni的上限添加量為3重量％。這是考慮到過分地形成通過前述高頻淬火處理形成的殘留奧氏體和經(jīng)濟性設(shè)定的。此外，通過使前述Al、Si共存，進一步提高回火軟化抵抗力，同時顯著改善韌性。
Co是降低淬硬性的合金元素，具有使Cr、Mn、Mo等合金元素的αKM增大的功能，并且，是一種對于顯著改善馬氏體的回火軟化抵抗力的有效元素，但是，由于它是價格極高的，所以，在本實施形式中，優(yōu)選地，添加到3重量％以內(nèi)。
Cu是一種將奧氏體穩(wěn)定化，同時提高耐氣候性的元素，所以，考慮到在坯料鍛造時的熱脆性的發(fā)生容易度，優(yōu)選地在1重量％以下。
此外，N、P、S、O，分別在0.05重量％以下的通常的范圍內(nèi)作為雜質(zhì)存在，在添加Ti、Nb、Zr、V、Al等合金元素的情況下，考慮到分散以這些合金元素為主體的氮化物，將N的濃度調(diào)整到0.3重量％以下，另外，在作為易切削加工鋼添加S的情況下，優(yōu)選地，將S的濃度調(diào)整到0.5重量％以下。
其次，利用圖8所示的齒部淬火后組織的示意圖，對本發(fā)明的第一種實施形式進行說明。此外，圖8(a)(b)是根據(jù)本實施形式的齒輪構(gòu)件的高頻淬火后組織的示意圖，圖8(c)是現(xiàn)有技術(shù)的沿著齒形的高頻淬火(輪廓淬火)組織的示意圖。
本實施形式的齒輪構(gòu)件，利用將滲碳體中的Cr濃度調(diào)整到3.5～12重量％的鋼材，由硬化到維氏硬度Hv在600以上的、以不殘留滲碳體的馬氏體相作為母相的第一淬火硬化層1，和硬化到Hv300～500的第二淬火硬化層2構(gòu)成。第二淬火硬化層2，以馬氏體相及貝氏體相至少其中之一作為母相，殘留淬火前組織中的滲碳體。另外，在第二淬火硬化層2的深部，殘留有作為淬火前組織3的(鐵素體+滲碳體)兩相組織部。
另外，優(yōu)選地，通過相對于該齒輪模數(shù)(m)而言，根據(jù)前述馬氏體相中的碳濃度和合金元素濃度，以及舊的奧氏體結(jié)晶粒度的關(guān)系計算出來的第二淬火硬化層2的淬硬性(DI值(in.))，以滿足公式DI≥0.12×m+0.2的方式，控制DI值，在節(jié)圓位置的齒部中心位置5處，形成含有馬氏體相及貝氏體相至少其中之一作為母相的第二淬火硬化層2。
此外，固溶到前述第一淬火硬化層1中的馬氏體相中的碳濃度，優(yōu)選地，調(diào)整到0.4～0.8重量％。另外，固溶到前述第二淬火硬化層2的馬氏體相及貝氏體相至少其中之一中的碳濃度為0.07～0.5重量％，優(yōu)選地為0.07～0.3重量％，未固溶的滲碳體，為平均粒徑1μm以下的粒狀滲碳體。另外，優(yōu)選地，在淬火之后，實行100～350℃的恰當(dāng)?shù)幕鼗鹛幚怼?br> 在制造本實施形式的齒輪裝置時，使用通過滲碳體的粒狀化處理及淬火回火處理，在(鐵素體+滲碳體)兩相區(qū)域使?jié)B碳體中的Cr濃縮的鋼材(鋼材硬度Hv160～260)，對于齒輪加工的坯料，根據(jù)圖9所示的代表性的熱處理模式或者具有在原理上的類似性的熱處理模式進行熱處理。圖9所示的(a)型，是這樣一種方法，即，一面沿著齒形將表面層加熱到在齒部的表面層上形成第一淬火硬化層1的奧氏體化溫度(1)之后，進行冷卻，一面在第一淬火硬化層1的深部，在形成第二淬火硬化層用的奧氏體化溫度(2)，加熱更深部之后，進行急劇冷卻。另外，(b)型與(a)型相反，是一種在形成第二淬火硬化層用的奧氏體化溫度(2)加熱更深的深部之后，在齒部的表面層上，沿著齒形，將表面層急速加熱到形成第一淬火硬化層1用的奧氏體化溫度(1)之后，急劇冷卻的方法。另外，(c)型，是在(a)型上設(shè)置的預(yù)備加熱工序。設(shè)置這種預(yù)備加熱工序，對于提高沿著齒形的熱輸入性是優(yōu)選的，其加熱溫度，優(yōu)選地在Ac1溫度以下的溫度區(qū)域。另外，(C-3)型表明，即使在向奧氏體化溫度(1)加熱、冷卻后，通過在另外工序中，實行向奧氏體化溫度(2)的加熱和急劇冷卻處理，按照本發(fā)明的主旨進行的熱處理也是可能的，另外，向奧氏體化溫度(2)的加熱裝置，不會妨礙前述感應(yīng)加熱，例如，可以使用鹽浴爐等加熱裝置。
另外，使從(a)的奧氏體化溫度(1)向奧氏體化溫度(2)的冷卻速度恰當(dāng)，或者，如(d)型那樣，為了使第一淬火硬化層1和第二淬火硬化層2的交界部的硬度變化順滑化，形成三種以上的淬火硬化層，由于可以接近于滲碳淬火齒輪的硬化模式，所以是優(yōu)選的。
此外，奧氏體化溫度(1)為900～1150℃，奧氏體化溫度(2)在Ac1溫度或Ac3溫度～950℃的范圍內(nèi)是優(yōu)選的，這和前面所述的一樣，但是，在本實施形式中，作為奧氏體化溫度(1)，選擇淬火前組織中的滲碳體的基本上全部固溶到奧氏體(殘留滲碳體量不足2體積％)的溫度。
另外，作為沿著齒形輸入熱量的方式，可以實施前述雙頻率高頻淬火即瞬間投入大功率電力的高頻淬火方法。
另外，在本實施形式中，從改進第一淬火硬化層的耐磨損性和抗燒傷性的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，適量地分散V4C3、TiC等特殊碳化物。
進而，在本實施形式中，為了在第一淬火硬化層1中基本上不殘留滲碳體，優(yōu)選地，含有0.4～0.8重量％C，0.1～2重量％的Mn，0.3～2重量％的Cr，進而，含有0.05～1.5重量％的(Si+Al)，0.01～1重量％的Al，3.0重量％以下的Ni，0.01重量％以下的B，2重量％以下的V，0.7重量％以下的(Mo+W)，0.2重量％以下的(Ti+Nb+Zr)中的一種以上。
另外，本實施形式中的齒輪構(gòu)件，節(jié)圓4上的第一淬火硬化層1的表面部分的硬度為Hv600以上，其硬化層1(Hv513以上)的深度為(0.2～0.6)×m(模數(shù))，齒根部的第一淬火硬化層1的表面部分的硬度為Hv600以上，其硬化層1(Hv513以上)的深度為(0.15～0.6)×m(模數(shù))，第二淬火硬化層2的硬度為Hv300～500，優(yōu)選地，節(jié)圓中心位置5形成第二淬火硬化層2。
另外，從改善齒根抗彎曲疲勞強度及耐表面壓力強度，進而，改善軸部的抗扭轉(zhuǎn)強度的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，在第一淬火硬化層1的表面部實行噴丸硬化等加工，在其表面部附加50kgf/mm2以上的大的壓縮殘留應(yīng)力。
其次，對第二種實施形式進行說明。
在該第二種實施形式的齒輪構(gòu)件中，通過在前述第一種實施形式中的第一淬火硬化層1中殘留分散2～17體積％的分散在淬火前組織3中的滲碳體，可以提供改進齒輪的抗凹陷強度及耐磨損性的齒輪構(gòu)件。另外，在第一淬火硬化層1的深部形成的第二淬火硬化層2中，也殘留、分散3～20體積％的滲碳體。該齒輪構(gòu)件，和第一種實施形式一樣，淬火后，實行100～350℃的恰當(dāng)?shù)幕鼗鹛幚?，?jié)圓4上的第一淬火硬化層1的表面部分的硬度為Hv600以上，該硬化層1(Hv513以上)的深度為(0.2～0.6)×m(模數(shù))，齒根部的第一淬火硬化層1的表面部分的硬度為Hv600以上，該硬化層1(Hv513以上)的深度為(0.15～0.6)×m(模數(shù))，第二淬火硬化層的硬度為Hv300～500，節(jié)圓中心位置5形成第二淬火硬化層是優(yōu)選的。
另外，作為所使用的鋼材，含有0.55～1.5重量％的C，0.1～2重量％的Mn，0.3～2重量％的Cr，進而，優(yōu)選地，含有0.05～1.5重量％的(Si+Al)，0.01～1重量％的Al，3.0重量％以下的Ni，0.01重量％以下的B，2重量％以下的V，0.7重量％以下的(Mo+W)，0.2重量％以下的(Ti+Nb+Zr)中的一種以上。
進而，通過在第一淬火硬化層1中形成10～50體積％的殘留奧氏體，附加韌性，同時優(yōu)選地改進耐磨損性、抗燒傷性，耐表面壓力性。此外，當(dāng)殘留的奧氏體量超過50體積％時，在淬火硬化層上看到軟化的傾向，耐磨損性及耐表面壓力強度惡化。
此外，從固溶到前述馬氏體中的碳濃度和合金元素濃度，以及舊的奧氏體結(jié)晶粒度的關(guān)系計算出來的、第二淬火硬化層2的淬硬性(DI值(in.))，通過以滿足以下的公式的方式進行控制，DI≥0.12×m+0.2優(yōu)選地，前述節(jié)圓上的中心位置5形成以馬氏體相及貝氏體相至少其中之一作為母相的第二淬火硬化層2。
本實施形式的齒輪構(gòu)件，通過與前述第一種實施形式同樣的熱處理模式的高頻熱處理制造，但在加熱到形成第一淬火硬化層1的奧氏體溫度(1)的狀態(tài)，殘留2體積％以上的滲碳體。另外，和前述第一種實施形式一樣，也可以適量分散V4C3、TiC等特殊碳化物。
另外，在圖10(a)(b)所示的具有軸部6、7的齒輪構(gòu)件(小齒輪類)中，有必要相對于傳動轉(zhuǎn)矩時所施加的扭轉(zhuǎn)應(yīng)力及彎曲應(yīng)力具有足夠的強度，但是，通過將前述第一、二種實施形式所示的方法應(yīng)用于這些軸部6、7的高頻淬火，可以形成更深的淬火強化層。這樣，前述第一、二種實施形式的高頻淬火方法，作為這些帶有軸的齒輪構(gòu)件的高頻淬火方法是合適的。另外，在圖10中，符號8、9表示齒部，符號10表示花鍵。
另外，從改善齒根的抗彎曲疲勞強度及抗表面壓力強度、進而改善軸部的抗扭轉(zhuǎn)強度的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，在第一淬火硬化層1的表面部上實行噴丸硬化等加工處理，在其表面部上，附加50kgf/mm2以上的大的壓縮殘留應(yīng)力。
下面，對第三種實施形式進行說明。
這種第三種實施形式，將在前述第一、二種實施形式的齒輪構(gòu)件中的制造技術(shù)，應(yīng)用于圖11(a)所示的軸承構(gòu)件11、減速器傳動銷等軸構(gòu)件12以及齒輪構(gòu)件13、以及圖11(b)所示的凸輪14、15以及凸輪軸構(gòu)件16。
這里，在齒輪、軸承、軸承箱、軸等有必要具有高的回火軟化抵抗力的高頻淬火構(gòu)件中，優(yōu)選地，在0.5～1.5重量％的范圍內(nèi)，含有Si、Al中的一種以上。另外，在使用條件中伴隨有滑動的構(gòu)件中，優(yōu)選地，少量地分散含有0.1～2.0重量％的V、Ti中的一種以上、以V、Ti為主體的特殊碳化物。
在本實施形式中，根據(jù)需要，優(yōu)選地，在將固溶到淬火硬化層的馬氏體相中的碳濃度調(diào)整到0.35～0.8重量％范圍內(nèi)的馬氏體相中，分散2～20體積％的滲碳體。另外，優(yōu)選地，通過形成10～50體積％的殘留奧氏體，制造以改善耐磨損性、抗燒傷性、耐表面壓力性為目的的高頻淬火構(gòu)件。此外，當(dāng)殘留奧氏體的量超過50體積％時，淬火硬化層有軟化的傾向，耐磨損性及耐表面壓力強度惡化。
在應(yīng)用于重視滑動時的熱裂性的凸輪等的情況下，優(yōu)選地，將固溶到滑動面上的淬火硬化層中的馬氏體相中的碳濃度調(diào)整到0.35～0.55重量％的范圍內(nèi)，分散5～20體積％的滲碳體，進而，為了改善耐磨損性和抗燒傷性，優(yōu)選地，添加0.1～2.0重量％的V，預(yù)先分散V4C3碳化物。
另外，從改進齒輪構(gòu)件的耐表面壓力強度、耐磨損性、抗燒傷性的觀點出發(fā)，優(yōu)選地，在齒面淬火硬化層上在固溶有0.4～0.8重量％的碳的馬氏體母相中，分散5～20體積的滲碳體和不足5體積％的范圍的V4C3、TiC等硬質(zhì)的特殊碳化物。此外，在存在5體積％以上的特殊碳化物的情況下，具有對與之匹配的材料造成的破壞性變得顯著的危險性。
[實施例1；抗凹陷強度(預(yù)備試驗)]在本實施例中，為了研究在齒輪的齒面上伴隨著滑動的轉(zhuǎn)動疲勞強度，利用圖12所示的試驗片實施滾壓凹陷試驗，研究各種淬火回火碳鋼及滲碳淬火的表面滲碳硬化處理的鋼的凹陷強度。表1表示用于本實施例的各種碳鋼、表面滲碳硬化處理的鋼的化學(xué)成分，將各種鋼材加工成圖12(a)所示的小輥試驗片17的形狀之后，No.1、2、4，在820℃加熱30分鐘之后，進行水淬，在160℃實行3小時回火處理，供試驗用。另外，No.3和No.4，在將坯料進行調(diào)質(zhì)處理后，利用40kHz、200kW的高頻電源將轉(zhuǎn)動面加熱到950℃后淬火硬化，實行和前面所述同樣的回火處理。進而，No.5在930℃進行5小時的滲碳處理(碳電位0.8)后，冷卻到850℃，在850℃保持3小時后，在60℃的淬火油內(nèi)淬火，然后，實行和前面所述同樣的回火處理。
應(yīng)用于實施例1的鋼材的組成(重量％)

此外，將No.4球狀化處理后的SUJ2通過高頻加熱在800℃以上的溫度區(qū)域中以6℃/sec的速度比較慢的升溫，在規(guī)定的加熱溫度保持約5秒鐘之后，進行水淬，將研究這時的淬火層的硬度和X射線分析獲得的馬氏體相中的碳濃度和未溶解的滲碳體的量的關(guān)系的結(jié)果，示于圖13(a)、(b)、(c)。由該結(jié)果可以看出，通過Cr向滲碳體中的濃縮(約7.8重量％的Cr)，滲碳體向奧氏體中的固溶延緩，為了獲得和滲碳淬火硬化層同等的足夠的硬度(Hv650以上)的馬氏體(固溶碳濃度0.35重量％)，至少需要將加熱溫度設(shè)定在900℃以上，在將加熱溫度提高到1000℃的情況下，可以看出，8體積％的滲碳體以未固溶狀態(tài)殘留。此外，在令No.3、No.4的高頻淬火溫度為950～980℃進行淬火處理后在160℃回火3小時，殘留的滲碳體，在試驗片No.3中為2體積％，在試驗片No.4中為10體積％。
圖12(b)所示的大輥試驗片18，使用將No.4的SUJ2材料在820℃加熱30分鐘后進行水淬，在160℃回火3小時的材料。
滾壓凹陷試驗，將小輥試驗片17和大輥試驗片18以中心軸21、22與其兩個旋轉(zhuǎn)軸中心一致的方式固定到具有兩個平行的旋轉(zhuǎn)軸的試驗機上，以施加規(guī)定的表面壓力的方式分別使試驗面19、20接觸，令試驗面19、20以在接觸的部分向相同的方向行進的方式，相對于中心軸21、22分別以規(guī)定的轉(zhuǎn)速旋轉(zhuǎn)。這里，一面用70℃的#30發(fā)動機油潤滑，一面令小輥的轉(zhuǎn)速為1050rpm，大輥(負(fù)荷輥)的轉(zhuǎn)速為292rpm，并給予40％的滑動率，令表面壓力為375～220kgf/mm2，在這些條件下，實施滾壓凹陷試驗。
圖14匯總表示在各種表面壓力下，發(fā)生凹陷的重復(fù)次數(shù)(將小輥旋轉(zhuǎn)一圈作為一次)，橫軸表示發(fā)生凹陷的重復(fù)次數(shù)，縱軸表示在進行該試驗時的表面壓力。首先，在圖中表示出在作為基準(zhǔn)的滲碳的表面滲碳硬化處理的鋼(NO.5)中在各種表面壓力下的與最小重復(fù)次數(shù)相聯(lián)系的壽命線。在將發(fā)生凹陷時的重復(fù)次數(shù)為1017次時的表面壓力定義為轉(zhuǎn)動面疲勞強度(抗凹陷強度)的情況下，可以看出，其凹陷強度約為210kgf/mm2。另外，當(dāng)用同樣的整理方法討論時，No.1175kgf/mm2，No.240kgf/mm2，No.3(高頻淬火)260kgf/mm2，No.4270kgf/mm2，以及No.4(高頻淬火)290kgf/mm2，可以看出，通過高頻淬火，分散約2體積％、約10體積％的滲碳體粒子的No.3、No.4的轉(zhuǎn)動面疲勞強度顯著改善。進而，滲碳的表面滲碳硬化處理的鋼，離散性較大，其原因是由于在轉(zhuǎn)動面上滲碳時的晶界氧化及不完全淬火層的存在以及殘留奧氏體的量多等引起的，在用平均的凹陷發(fā)生次數(shù)進行比較的情況下，可以看出，No.2的凹陷強度不變。
另外，研究發(fā)生凹陷的轉(zhuǎn)動面的馬氏體相的X射線的半寬度的結(jié)果為，No.13.6～4.0°，No.24～4.2°，No.34.2～4.4°，No.44.3～4.6°，No.54～4.2°。
進而，對實行前述熱處理的No.1～5的試驗片在250～350℃各回火3小時的X射線半寬度的研究結(jié)果，與前述發(fā)生凹陷的轉(zhuǎn)動面的半寬度，與在300℃回火的半寬度一致，可以看出，與公知文獻(例如，“材料”第26卷，280號，p26)中報告的各種碳濃度的碳鋼的回火硬度和半寬度的關(guān)系，基本上一致。
另外，從前述結(jié)果，可以看出，在固溶碳濃度在0.4重量％以上的馬氏體母相中分散2體積％以上、優(yōu)選地6體積％以上的滲碳體粒子的淬火硬化層具有優(yōu)異的耐表面壓力強度，使?jié)B碳體粒子殘留在軸承、滾珠軸承保持架、與軸承相互轉(zhuǎn)動的軸構(gòu)件及齒輪構(gòu)件中的高頻淬火方法是很好的。

實施例1的圖13(a)、(b)、(c)，表示，將表2中的No.1鋼材(相當(dāng)于表1的No.4的SUJ2的材料)，實行在810℃加熱2小時，徐冷到600℃的滲碳體粒狀化處理(徐冷法)后，通過高頻加熱，以6℃/sec的加熱速度，加熱到800～1050℃的各個溫度之后，進行水淬火，研究其淬火層的硬度和通過X射線分析獲得的馬氏體中的碳濃度以及由它們計算出來的未固溶滲碳體的量的關(guān)系的結(jié)果。從這些圖中，可以看出，為了通過Cr向滲碳體中的濃縮(約7.8重量％的Cr)，獲得作為前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件及齒輪構(gòu)件所必須的足夠的硬度的馬氏體，如前面所述，優(yōu)選地，至少將加熱溫度設(shè)定在900～1100℃的范圍內(nèi)，這時的馬氏體中的碳濃度約為0.35～0.8重量％，有必要分散2～10體積％的硬質(zhì)滲碳體粒子。為了提高齒輪構(gòu)件等的轉(zhuǎn)動面的凹陷強度，優(yōu)選地，將轉(zhuǎn)動面的馬氏體中的碳濃度設(shè)定為0.4～0.8重量％?？梢钥闯?，在制造比滲碳齒輪構(gòu)件的抗凹陷強度更優(yōu)異的本實施形式的齒輪構(gòu)件時，優(yōu)選地，在100～350℃的低溫回火處理后的轉(zhuǎn)動面的硬度調(diào)整到Hv650以上。
應(yīng)用于實施例2的鋼材的組成(重量％)

另外，圖13(b)中的虛線，表示從前述圖5所示的關(guān)系中求出的馬氏體相中固溶的碳濃度，與950℃以下的實測數(shù)據(jù)極好地一致。另外，可以看出，在該溫度以上的奧氏體化溫度，實際測出的馬氏體相中固溶的碳濃度更多。這是因為本實施例的加熱速度慢，由前述合金擴散速率控制滲碳體的固溶，為了更正確地控制在950℃以上，優(yōu)選地在900℃以上，奧氏體化形成的馬氏體相中的碳濃度，優(yōu)選地，使升溫到Ac1溫度或Ac3溫度至900～1150℃的規(guī)定的奧氏體化溫度的升溫時間和直到冷卻開始的保持時間的總時間在5秒鐘以內(nèi)，進而，為了沿著齒形形成前述第一淬火硬化層，優(yōu)選地，在2秒鐘以內(nèi)實施。
進而，準(zhǔn)備將降低了Cr添加量的表2中的No.2供試驗用鋼(相當(dāng)于SUJ3材料，滲碳體中的Cr約6.5重量％)，進行前述球狀化處理(徐冷法)的材料，并準(zhǔn)備在820℃保持1.5小時之后放置冷卻，分散珠光體狀滲碳體和粒狀滲碳體的材料，以與通常的高頻加熱速度相比極快的加熱速度1000℃/sec，加熱到900～1100℃的各個溫度之后，進行淬火，研究其滑動面的組織。
圖15表示前述球狀化處理(徐冷法)的材料的從1000℃的奧氏體化溫度淬火的組織，粒狀滲碳體分散量極多，如圖16所示，其淬火層中的硬度(1000℃)，可以看出，盡管含有30～45體積％的殘留奧氏體，但顯著硬化到最大Hv880。另外，在令奧氏體化溫度為1100℃時，即使含有50體積％的殘留奧氏體，硬化到Hv830，耐磨性沒有問題，可以使用。
另外，圖17表示將分散前述珠光體狀滲碳體(3.9重量％Cr)和粒狀滲碳體的材料加熱到1000℃之后淬火的滑動面的組織。從該圖可以看出，在馬氏體母相中分散珠光體組織狀的板狀滲碳體，并且其淬火硬化層的硬度，如5的關(guān)系中可以看出的，固溶到馬氏體相中的碳濃度顯著提高(0.87重量％的C)，比圖15的淬火硬化層的硬度(Hv880)顯著硬化(Hv940)。
另外，使用含有珠光體前組織的表2的No.2鋼材，研究分散珠光體狀滲碳體的加熱速度與加熱溫度的關(guān)系，結(jié)果看出，在加熱速度150℃/sec、加熱溫度900的淬火組織中，分散有珠光體狀滲碳體，這時的淬火硬化層的硬度，顯著硬化到Hv945，為了穩(wěn)定地分散至少約4重量％的Cr的珠光體狀滲碳體，優(yōu)選地，在將850℃作為加熱溫度的下限的情況下，加熱速度在100℃/sec以上、將900℃作為加熱溫度的下限的情況下，加熱速度為150℃/sec以上。
圖18表示，將表2的No.3鋼材在950℃×1小時均勻化之后進行油淬火，在700℃回火2小時之后(滲碳體中的Cr濃度9.8重量％)，與前面所述的相同在1000℃和1100℃以1000℃/sec進行高頻加熱、淬火，在160℃回火1小時的試驗片的硬度分布。參照前述圖5，可以看出，通過從1000℃的淬火，在馬氏體中固溶的碳濃度約不足0.23重量％，未充分硬化，在1100℃，馬氏體相中固溶的碳濃度提高到約0.35重量％，獲得足夠的硬度。
另外，和實施例1一樣的滾壓凹陷試驗結(jié)果，在1000℃淬火產(chǎn)品的凹陷強度約為200kgf/mm2，1100℃的淬火產(chǎn)品的抗凹陷強度約為240kgf/mm2(參照圖14)，馬氏體相中分散滲碳體粒子的組織的馬氏體相的固溶碳濃度有必要在0.35重量％以上，更優(yōu)選地，在0.4重量％以上。
進而，根據(jù)急速加熱淬火的No.1鋼材(球狀化處理SUJ2)的馬氏體相的晶格常數(shù)求出的馬氏體相中的碳濃度，約為0.48重量％，由于和從圖5的滲碳體中的Cr濃度(7.8重量％)求出的馬氏體相中固溶的碳的濃度(0.46重量％)很好地一致，所以，可以看出，通過前述急速加熱可以高精度地調(diào)整馬氏體相中固溶的碳濃度。同樣地，對于No.4的球狀化處理的SUJ3(滲碳體中的Cr濃度約6.5重量％)，也進行了確認(rèn)，并且，求出殘留奧氏體相中的碳濃度為0.97重量％，可以確認(rèn)，其結(jié)果與圖4中的滲碳體的Cr濃度相同組成的奧氏體相中的碳濃度大致相等。由此，作為調(diào)整固溶到馬氏體相中的碳濃度的高頻感應(yīng)加熱條件，優(yōu)選地為，前述加熱溫度850～1100℃，加熱速度100℃/sec以上。另外，為了精度更高地調(diào)整該固溶碳濃度，令下限加熱溫度為900℃(大致為Fe的A3相變溫度)，150℃/sec以上，或者更優(yōu)選地，在900℃～1150℃淬火溫度之間加熱2秒鐘以內(nèi)，進行淬火。
另外，在前述約950℃以下的淬火溫度，由于合金元素Cr的擴散速度慢，所以，加熱速度的影響小，通過平穩(wěn)的高頻感應(yīng)加熱，可以很容易進行馬氏體相的固溶碳濃度、未固溶滲碳體的分散、淬硬性的控制，以及舊的奧氏體的結(jié)晶晶粒的微細(xì)化調(diào)整。
從而，形成前述第一淬火硬化層和第二淬火硬化層的齒輪構(gòu)件等轉(zhuǎn)動構(gòu)件通過，將Ac1溫度或Ac3溫度～950℃之間的規(guī)定的奧氏體化加熱(2)和900～1150℃之間的固定的奧氏體化加熱(1)組合實施之后，進行急冷處理來制造。例如類型A沿著齒形將表面層快速地感應(yīng)加熱到奧氏體化溫度(1)之后，降低感應(yīng)電功率，使之降溫到奧氏體化溫度(2)，急劇冷卻進行制造，或者類型B通過直到將齒部內(nèi)部加熱到奧氏體化溫度(2)之后，沿著齒形將表面層迅速地感應(yīng)加熱到奧氏體化溫度(1)急劇冷卻進行制造。
此外，在前述類型A中，通過調(diào)整從奧氏體化溫度(1)向奧氏體化溫度(2)的降溫速度，進而連續(xù)地調(diào)整從前述第一淬火硬化層向第二淬火硬化層的中間層中的馬氏體相中的碳濃度，進而，借助奧氏體化溫度(2)向深度方向的溫度分布，調(diào)整第二淬火硬化層中的馬氏體相以及貝氏體相至少其中之一中的碳濃度。
另外，在前述類型B中，在加熱到奧氏體溫度(1)上，借助形成在與奧氏體化溫度(2)的中間位置的溫度分布，在中間層中形成前述馬氏體相。
另外，為了沿著齒形形成第一淬火硬化層，優(yōu)選地，對感應(yīng)電流浸透深度淺的鐵素體實行急速的感應(yīng)加熱，所以，在比較類型A和類型B的各種熱處理方法時，類型A更為優(yōu)選。進而，考慮了在加熱到類型B的奧氏體化溫度(2)之后，一度冷卻到A1溫度以下，在析出鐵素體之后，沿著齒形迅速地感應(yīng)加熱到奧氏體溫度(1)的方法，但是，在這種情況下，在第一淬火硬化層的深部不形成明確的第二次淬火硬化層，在第一淬火硬化層與基體硬度的交界部，發(fā)生顯著的殘留拉伸應(yīng)力，會造成前述表面壓力強度(抗散裂強度)降低，不是很好的淬火方法。
進而，作為前述感應(yīng)加熱的頻率，有采用能夠從齒底遍及齒尖，基本上可以同時加熱的恰當(dāng)?shù)念l率的情況，以及采用前述雙重頻率的1～10kHz和100～1000kHz的頻率。
另外，在前述制造方法中，作為奧氏體化溫度(2)的加熱方式，并不局限于前述感應(yīng)加熱，利用鹽浴爐的加熱方式也是有效的，例如，在急劇感應(yīng)加熱到奧氏體化溫度(1)之后，迅速地進行鹽浴爐浸漬，加熱到奧氏體化溫度(2)，或者，用鹽浴爐加熱之后，將表面層迅速地感應(yīng)加熱到奧氏體化溫度(1)。但是，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，利用感應(yīng)加熱方式連貫地制造方式是最優(yōu)選的。
表3表示在本實施例中使用的合金組成，研究熱處理在950℃正火處理之后，在810～870℃加熱30分鐘之后水冷，在250、300、350℃回火3小時的試驗片的洛氏(Rockwell)硬度HRC，進而，分析各種合金元素添加量對這些硬度的影響。
應(yīng)用于實施例3的鋼材的組成(重量％)

此外，作為預(yù)備試驗，對于含有0.1～1.0重量％的碳和0.3～0.9重量％的Mn的碳鋼進行研究，在前述合金元素的影響的分析作為基本數(shù)據(jù)?？梢钥闯觯浣Y(jié)果可以用以下所近似式表示在250℃，

在300℃，

在350℃，

另外，以這些碳鋼的硬度作為基礎(chǔ)，分析合金元素的影響的結(jié)果，可以看出，回火軟化阻力ΔHRC，例如，在300℃，可以用下式描述。
ΔHRC＝4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))+1.5×Mo(重量％)+3.1×V(重量％)從該結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，Al具有Si的1.7倍的回火硬化抵抗力，作為轉(zhuǎn)動表面壓力強度的改進元素是極為有效的。
圖19表示從前述分析結(jié)果求出的回火硬度與實測的回火硬度的一致性，可以看出，能夠在其離散性寬度為HRC±1的范圍內(nèi)高精度地進行預(yù)測、另外，對于實施例1的SCM420(NO.5)的滲碳層(0.8重量％碳)的300℃的回火硬度，用圖19的☆表示，與計算值很好地一致。

表4表示在本實施例中使用的鋼材的合金成分。在將實行950℃的正火處理后，機械加工成直徑30mm長度100mm的圓柱形試驗片，在850～900℃加熱1小時后水冷的材料，以及在水冷后在650℃實行回火5小時處理的材料，利用3kHz的高頻加熱設(shè)備，在870℃用15秒鐘使之處于基本上均勻的加熱狀態(tài)之后進行水冷，求出它的淬火硬化深度。進而，在圖20中表示出從表4的化學(xué)成分求出的DI值1和從前述650℃的回火處理計算出來的馬氏體的化學(xué)組成計算出來的DI值2與淬火硬化層的深度的關(guān)系，可以看出，通過使合金元素濃縮到高頻淬火前組織的滲碳體中，顯著降低高頻淬火時的淬硬性，并且能夠正確地進行控制。此外，在同一個圖中的No.P6，從圖中的直線性偏離得特別大，這時因為淬火前組織中的滲碳體以未固溶狀態(tài)殘留約10體積％，在該滲碳體中含有大量的合金元素，并且，由于馬氏體中的碳濃度變少，DI值2變小，進而，可以看出，由于結(jié)晶晶粒的微細(xì)化，淬硬性進一步降低。
應(yīng)用于實施例4的鋼材組成(重量％)

圖21表示，將模數(shù)m＝3.25的齒輪在900℃全體加熱后，以相當(dāng)于噴水冷卻的冷卻能(4in-1)冷卻時的、在齒底(◇號)、節(jié)圓上的齒面(口號)、齒根(△號)、齒尖(○號)位置上的淬火硬化深度和鋼材的DI值(in)之間的關(guān)系的計算結(jié)果，可以看出，(1)在節(jié)圓上的齒面處，DI＝0.6(in)以上，淬透化，(2)直到淬透化，齒根部和齒尖部的淬火硬化深度，分別在節(jié)圓上的淬火硬化深度的約30％、約200％以上，相對于齒尖部及節(jié)圓上的淬火硬化深度，具有齒根部淬火硬化深度的的淺的特有的淬火硬化層分布，并且，隨著齒尖硬化深度變深到模數(shù)m以上，從靠近齒尖的齒面起，直到齒根部附近的齒面上，發(fā)生拉伸殘留應(yīng)力，而在齒根、齒底部表面上，發(fā)生大的壓縮殘留應(yīng)力。
另外，節(jié)圓位置，淬透化的鋼材的淬硬性(DI值)，根據(jù)對于模數(shù)m2～15(mm)的齒輪、對前述計算討論的結(jié)果，基本上，必須滿足DI≥0.121×m+0.2條件。
圖22表示，在m＝3.5的齒輪的節(jié)圓的位置上，作用有240kgf/mm2的赫茲表面壓力時、在其內(nèi)部位置上的剪切應(yīng)力和耐受該應(yīng)力的抗散裂強度的維氏硬度方向(Hv＝10.9×剪切應(yīng)力)。另外，圖23作為參考例，表示，在同一個齒輪的齒根表面上，作用有100kgf/mm2的彎曲應(yīng)力時，在其內(nèi)部位置上的應(yīng)力分布以及耐受該應(yīng)力的疲勞強度的維氏硬度分布(Hv＝6×彎曲應(yīng)力)。在這些圖中，對照地表示，SCM420材料的滲碳淬火齒輪的硬度分布和沿著球狀化處理過的SUJ3材料(Hv＝210)的齒形高頻淬火的齒輪構(gòu)件(參照圖24)的硬度分布。
首先，根據(jù)圖22討論抗散裂強度，前SUJ3高頻淬火齒輪，與滲碳淬火齒輪相比，由于其基體(淬火前組織)的硬度低，抗散裂強度弱，為了獲得與滲碳淬火齒輪相同的抗散裂強度，(1)其淬火硬化層的深度深到3～3.5mm(相當(dāng)于模數(shù))，(2)有必要將基體的硬度，例如硬化到Hv350左右。如前面所述，在使淬火硬化層的深度更深的情況下，在齒面上會發(fā)生拉伸殘留應(yīng)力，在使基體更硬的情況下，從齒輪加工成本的角度出發(fā)，存在著不經(jīng)濟的問題，所以，通過在前述第一淬火硬化層的深部，形成圖中虛線或者一點劃線所示的硬質(zhì)的第二淬火硬化層，對于解決這些問題是非常理想的。另外，一點劃線表示的第二淬火硬化層，以貝氏體和珠光體組織為主體，虛線以馬氏體和貝氏體中的至少其中之一的組織作為主體，第二淬火硬化層和滲碳齒輪同樣，更優(yōu)選地，以馬氏體相和貝氏體相至少其中之一作為主體，另外，為了充分形成該第二淬火硬化層，優(yōu)選地，將DI值調(diào)整成滿足DI≥0.12×m+0.2的條件。另外，在更大型的處理構(gòu)件中，更優(yōu)選地，通過添加Si、Al、Ni、Co，調(diào)整成在滲碳體中不濃縮。
另外，在前述SUJ3的高頻淬火齒輪中，在齒面上發(fā)生40kgf/mm2的壓縮殘留應(yīng)力，而在淬火硬化層與基體部的交界部，發(fā)生20～30kgf/mm2的拉伸殘留應(yīng)力，所以，與滲碳淬火齒輪相比，抗散裂強度有進一步降低的危險。在形成第一淬火硬化層和第二淬火硬化層的本實施例的齒輪構(gòu)件中，由于可以降低這種拉伸殘留應(yīng)力，所以，可以進一步提高抗散裂強度。
另外，優(yōu)選地，第一淬火硬化層的硬度及其深度，以現(xiàn)有技術(shù)的滲碳淬火硬化層的基準(zhǔn)(Hv600～850，硬化層的深度(0.20～0.6)×m)為準(zhǔn)，加以規(guī)定。
其次，根據(jù)圖23對于齒輪構(gòu)件的齒根的彎曲強度進行討論，與在前述抗散裂強度的討論的結(jié)果基本上是相同的，第一淬火硬化層的硬度及其深度，優(yōu)選地，在前述滲碳淬火齒輪的淬火硬化層的基準(zhǔn)(Hv600～850、硬化深度(0.15～0.6)×m)，第二淬火硬化層的硬度變成300～500。
通常，由于高頻淬火轉(zhuǎn)動構(gòu)件的耐磨損性不足，所以，在本實施例中，利用滲碳體的分散對其耐磨損性影響的前述實施例的滾壓凹陷試驗進行評價。滾壓凹陷試驗方法，如前面所述，磨損量利用在表面壓力250kgf/mm2的條件下，2×106次試驗后的小輥的磨損深度(μm)進行評價。所使用的供試驗用的鋼，如表5所示，高頻淬火后，在表5中一起表示滲碳體量、殘留奧氏體量和磨損量，可以看出，通過滲碳體的分散，可以顯著地改善耐磨損性。另外，在No.W3中，與粒狀滲碳體相比，在珠光體組織狀中分散板狀滲碳體時，耐磨損性更好，這是因為，通過在伴隨著滑動的轉(zhuǎn)動面上的油囊的形成，可以改進潤滑狀況，這種組織形式并不局限于齒輪構(gòu)件，也可以應(yīng)用于軸承等的轉(zhuǎn)動構(gòu)件。
應(yīng)用于實施例5的鋼材的組成(重量％)

權(quán)利要求
1.一種轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，利用至少含有C0.4～1.5重量％的鋼材，并且具有以下的組織，即，在從表面層向內(nèi)部中心形成兩種以上的淬火硬化層，在其中一種以上的淬火硬化層中分散有2體積％以上的滲碳體。
2.一種轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，包括第一淬火硬化層，該第一淬火硬化層形成在表層，以固溶有0.35～0.8重量％濃度的碳的馬氏體相作為母相，第二淬火硬化層，該第二淬火硬化層形成在比第一淬火硬化層更深的層上，在含有以0.07～0.3重量％濃度固溶了碳的馬氏體相和貝氏體相至少一方的母相中，分散有2～20體積％的滲碳體。
3.如權(quán)利要求2所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，進一步具有殘留在比前述第二淬火硬化層更深的層內(nèi)、在鐵素體中分散有滲碳體的淬火前組織。
4.如權(quán)利要求2所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，進一步包括形成在前述第一淬火硬化層與第二淬火硬化層之間的中間層，前述中間層具有第一淬火硬化層與第二次淬火硬化層的中間的硬度。
5.如權(quán)利要求2至4中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述第一淬火硬化層以及前述第二淬火硬化層是通過高頻淬火形成的。
6.如權(quán)利要求2至5中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件由至少含有0.4～1.5重量％的C和2重量％以下的Cr的鋼材構(gòu)成。
7.如權(quán)利要求6所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述鋼材含有0.1～2重量％的Mn、0.05～1.5重量％的(Si+Al)、0.7重量％以下的Mo、1.4重量％以下的W、2重量％以下的V、1重量％以下的Al、3重量％以下的Ni、0.01重量％以下的B、1重量％以下的(Ti+Nb+Zr)、1.0重量％以下的S中的一種以上。
8.如權(quán)利要求6或7所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述鋼材中，含有0.3～2重量％的Cr，在前述鋼材中的滲碳體中含有3～12重量％的Cr。
9.如權(quán)利要求2至8中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，在前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件中，采用含有0.5～1.5重量％的C及0.5～2重量％的Cr的鋼材，在前述第一淬火硬化層中，分散有2～17體積％的滲碳體，在前述第二淬火硬化層中分散有4～20體積％的滲碳體。
10.如權(quán)利要求2至9中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，在前述第一淬火硬化層中，分散有10～50體積％的殘留奧氏體。
11.如權(quán)利要求2至10中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，在前述第一淬火硬化層中分散有V4C3、TiC、NbC以及ZrC中的一種以上。
12.如權(quán)利要求6至10中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，在前述鋼材中，含有0.5～1.5重量％的(Si+Al)，進而含有0.1～2重量％的Mn、3重量％以下的Ni、0.05～0.7重量％的Mo、0.2～1重量％的V、0.1～0.5重量％的(Ti+Nb+Zr)中的一種以上。
13.如權(quán)利要求2至12中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件適用于齒輪構(gòu)件，在前述齒輪構(gòu)件的齒部節(jié)圓位置上的前述第一淬火硬化層的深度，在齒輪模數(shù)的0.15～0.6倍的范圍內(nèi)，在比前述第一淬火硬化層深的層或者前述齒輪構(gòu)件的齒部中心位置上，形成維氏硬度Hv260～500的前述第二淬火硬化層。
14.如權(quán)利要求2至12中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述轉(zhuǎn)動構(gòu)件適用于軸承構(gòu)件或者凸輪軸構(gòu)件。
15.如權(quán)利要求2至14中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，前述第一淬火硬化層或第一淬火硬化層和第二淬火硬化層，進行100～350℃的回火處理。
16.如權(quán)利要求2至15中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，其特征在于，在前述第一淬火硬化層的表面部實行加工處理，在前述第一淬火硬化層的表面部附加50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。
17.一種轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法，其特征在于，包括以下工序準(zhǔn)備如下所述的鋼材的工序，所述鋼材為，在至少含有0.4～1.5重量％的C和2重量％以下的Cr的鋼材中，調(diào)整了滲碳體中的合金組成，以便使得在下面工序的加熱溫度形成的奧氏體中的合金元素濃度，與所述鋼材中的滲碳體中的合金元素濃度相等，并且相對于該奧氏體的滲碳體的固溶度線上的碳濃度中的碳活度，比該鋼材組成的奧氏體的碳活度低，淬火工序，在Ac1溫度～1150℃的溫度范圍或者Ac3溫度～1150℃的溫度范圍內(nèi)，以兩種以上的溫度，從表面層感應(yīng)加熱前述鋼材后急劇冷卻。
18.如權(quán)利要求17所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，前述鋼材含有0.1～2重量％的Mn、0.05～1.5重量％的(Si+Al)、0.7重量％以下的Mo、1.4重量％以下的W、2重量％以下的V、1重量％以下的Al、3重量％以下的Ni、0.01重量％以下的B、1重量％以下的(Ti+Nb+Zr)、1.0重量％以下的S中的一種以上。。
19.如權(quán)利要求17或18所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，準(zhǔn)備前述鋼材的工序，具有對含有0.4～1.5重量％的C及0.3～2重量％的Cr的鋼材進行進行熱處理的工序，使得前述鋼材中的滲碳體中含有3.5～12重量％的Cr，前述淬火工序是如下所述的工序，即，在將前述鋼材的表面層在900～1150℃的高溫區(qū)域進行加熱，以及將前述鋼材的比前述表面層更深的深部在Ac1溫度～950℃的低溫區(qū)域加熱或者在Ac3溫度～950℃的低溫區(qū)域進行加熱，在進行上述兩種感應(yīng)加熱后，急劇冷卻。
20.如權(quán)利要求17至19中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，所述淬火工序是下述的工序，即，在將前述鋼材的表面層加熱到900～1150℃之后，冷卻到作為比該加熱溫度低的溫度的Ac1溫度～950℃的范圍的溫度或者Ac3溫度～950℃的范圍的溫度，加熱或保持在前述溫度，將前述鋼材加熱到比前述表面層更深的深部之后，急劇冷卻的工序，或者也可以是將前述鋼材加熱到Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度或者Ac3溫度～950℃范圍的溫度之后，保持在前述溫度，將前述鋼材加熱到比表面層更深的深部，在將前述鋼材的表面層加熱到比加熱溫度更高的溫度的900～1150℃的溫度之后，急劇冷卻的工序。
21.如權(quán)利要求17至20中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，在前述淬火工序中從Ac1溫度或Ac3溫度到達淬火溫度T(℃)、直到冷卻的時間t(sec)滿足以下的公式，t≤(1350/(T+273))28。
22.如權(quán)利要求17或18所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，準(zhǔn)備前述鋼材的工序，包括熱處理工序，以便使前述鋼材的滲碳體中含有4～11重量％的Cr，前述淬火工序，在對前述鋼材以Ac1溫度～950℃的范圍內(nèi)的溫度進行感應(yīng)加熱2～1000秒鐘、以及在900～1150℃的范圍內(nèi)進行0.1～5秒鐘感應(yīng)加熱之后，進行急劇冷卻。
23.如權(quán)利要求17至22中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件制造方法，其特征在于，利用前述淬火工序，在前述鋼材的表面層上，形成以固溶有0.35～0.8重量％濃度碳的馬氏體相作為母相的第一淬火硬化層，同時，在前述鋼材的比前述第一淬火硬化層更深的層上，形成固溶有0.07～0.3重量％濃度碳的馬氏體相和貝氏體相中的至少一方作為母相、分散有2～20體積％的滲碳體的第二淬火硬化層。
24.如權(quán)利要求23所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法，其特征在于，在前述鋼材中，含有0.5～1.5重量％的C以及0.5～2重量％的Cr，在前述第二淬火硬化層中分散有4～20體積％的滲碳體。
25.如權(quán)利要求23或24所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法，其特征在于，在前述淬火工序之后，進一步包括對前述第一淬火硬化層及前述第二淬火硬化層用100～350℃的溫度進行回火處理的工序。
26.如權(quán)利要求17至25中任何一項所述的轉(zhuǎn)動構(gòu)件的制造方法，其特征在于，在前述淬火工序之后，進一步包括通過在前述第一淬火硬化層的表面部實行加工處理，在前述表面部上賦予壓縮殘留應(yīng)力的工序。
全文摘要
本發(fā)明提供一種抗凹陷強度、抗散裂強度、齒根彎曲強度優(yōu)異的轉(zhuǎn)動構(gòu)件及其制造方法，根據(jù)本發(fā)明的轉(zhuǎn)動構(gòu)件，包括在表面層上形成的、以0.35～0.8重量％濃度固溶有碳的馬氏體相作為母相的第一淬火硬化層，以及在比前述第一淬火硬化層更深的層上形成的、固溶有0.07～0.3重量％碳的馬氏體及貝氏體相的至少一方作為母相的、分散有2～20體積％的滲碳體的第二淬火硬化層。
文檔編號C22C38/00GK1702184SQ200510073769
公開日2005年11月30日 申請日期2005年5月24日 優(yōu)先權(quán)日2004年5月24日
發(fā)明者高山武盛 申請人:株式會社小松制作所