專利名稱：齒輪及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種齒輪及其制造方法，所述齒輪例如是汽車的驅(qū)動系統(tǒng)中的差速器環(huán)齒輪等的被用于應(yīng)力不僅施加在表層部而且施加至芯部的程度的高轉(zhuǎn)矩傳遞的齒輪。更詳細(xì)而言，涉及一種以鋼為原料并經(jīng)過滲碳、淬火等工序得到硬化的齒輪及其制造方法。
背景技術(shù)：
齒輪等鋼構(gòu)件，作為用于保持韌性并提高表面硬度的處理，在多數(shù)情況下施行滲碳淬火處理。下面，將適當(dāng)施行了滲碳處理的鋼構(gòu)件稱為滲碳鋼構(gòu)件。滲碳淬火處理，其目的在于，將鋼構(gòu)件在加熱至奧氏體化溫度以上的狀態(tài)下施行滲碳處理以使表面的碳濃度增大后，進(jìn)行淬火處理以確保芯部的韌性，同時提高表面硬度。作為應(yīng)用滲碳淬火處理來制造鋼構(gòu)件的方法，迄今為止有各種各樣的方法被提出。例如，在專利文獻(xiàn)I中，針對含有Cr或Mo的鋼原料施行了滲碳、緩冷、基于高頻加熱的淬火的工序。 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :W02006/118242號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題如前述現(xiàn)有技術(shù)，在Cr含量高(例如0. 2質(zhì)量％以上)的鋼原料的情況下，在滲碳后的緩冷時，在滲碳層內(nèi)的珠光體、鐵氧體中會產(chǎn)生Cr碳化物。并且，若在比較高的溫度(例如950°C以上)下進(jìn)行緩冷后的聞頻加熱，則該Cr碳化物會溶解于基質(zhì)中。因此，在聞頻加熱時均勻地發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，從而獲得均勻的淬火組織?；诖擞捕纫沧兊镁鶆蚧?。另一方面，若在比較低的溫度(例如低于950°C)下進(jìn)行緩冷后的高頻加熱，則Cr碳化物不太會熔解于基質(zhì)中。因此，奧氏體轉(zhuǎn)變會變得不均勻，淬火組織也變得不均勻。這成為硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的主要原因。另外，即使Mo的含量高的情況下(例如0. I質(zhì)量％以上)，雖然比不上Cr含量高的情況，但也以相同的理由成為硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的主要原因。對Mo而言，其原因也在于滲碳后的緩冷時形成碳化物。即，在Cr或Mo的含量高的鋼原料的情況下，為了得到均勻的淬火組織，需要在較高的溫度下施行緩冷后的高頻加熱。在此，當(dāng)鋼構(gòu)件用于齒輪時,要求表層部具有高硬度,另一方面,對內(nèi)層部而言,與硬度相比更要求有高韌性。并且還要求高的形狀精度。為了兼?zhèn)浔韺硬康母哂捕群蛢?nèi)層部的高韌性，在高頻淬火時，需要只對齒輪表層部以輪廓狀方式加熱而進(jìn)行淬火。為了實現(xiàn)該目的，需要以高輸出短時間的方式施行高頻淬火。通過縮短加熱時間而抑制向內(nèi)層部的熱傳導(dǎo)，從而設(shè)定了輪廓狀的加熱方式。與此相應(yīng)的加熱輸出高，因此表層部會達(dá)到較高的溫度。特別是齒輪尖端部分，有時會帶有熔融傾向。當(dāng)采用這種加熱方法時，在包括齒尖的表層部中，如上所述，Cr碳化物或Mo碳化物熔透于基質(zhì)中而獲得均勻的淬火組織。另外，即使在表層部上，齒根部分與齒輪尖端部相比溫度也稍微變低(例如950°C左右)，但是也沒達(dá)到硬度發(fā)生不均勻現(xiàn)象的程度。其原因在于高頻加熱自身是以高輸出方式施行的。在齒輪中，汽車的驅(qū)動系統(tǒng)、特別是差速器環(huán)齒輪等，被應(yīng)用于傳遞非常高的轉(zhuǎn)矩的用途上。在這種用途中，應(yīng)力不僅施加在齒輪表層部而且也施加至齒部的內(nèi)部。因此，不僅對表層部而且對與其相比更深的深層部也要求硬度。因而，不僅表層部而且還有深層部、特別是齒部的內(nèi)部，都需要在淬火時升溫至奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上。但是，使整個齒輪都升溫至奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上卻是不妥當(dāng)?shù)摹Ｆ湓蛟谟?，?使整個齒輪都發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，則伴隨著此后的急冷時的馬氏體轉(zhuǎn)變的體積膨脹，會引起形狀精度降低。因此，會成為齒輪在使用時產(chǎn)生噪聲等的原因。因此，要使齒輪內(nèi)層部不升溫至奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上，而使表層及其下面的深層部的稍厚的范圍的部分升溫至奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上。此時，應(yīng)積極利用從表層向深層部的熱傳導(dǎo)。因此，與前述相反地，需要對加熱時間采取某種程度的延長，這會相應(yīng)地降低加熱的輸出。由此使齒輪尖端部的過熱受到抑制，會使加熱的溫度分布變得比較好。但是，在此情況下產(chǎn)生了如下兩個課題。第一個是在淬火時以較低的溫度使奧氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生。因此，當(dāng)Cr或Mo的含量高時，即使在淬火時進(jìn)行加熱，也有時會有Cr碳化物或Mo碳化物不熔透于基質(zhì)中而殘留下來。該碳化物的殘留，會成為硬度降低、硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的原因。第二個是比表層部稍深的部位的問題。在高頻加熱時，在深處比表層部溫度低。因此，即使在滲碳層的范圍內(nèi)，比表層部深的部位與表層部相比，也容易引起前述碳化物殘留的問題。上述部位與表層部相比，發(fā)生硬度不均勻現(xiàn)象的可能性高。本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于提供一種齒輪及其制造方法，該齒輪不存在硬度不均勻的現(xiàn)象，不僅表層部而且深層部也具有高硬度，并且形狀精度高。解決課題的方法作為本發(fā)明著眼于解決該課題而做出的一個技術(shù)方案，作為齒輪的原料鋼，使用化學(xué)成分為下述的原料鋼C為0. I 0. 40質(zhì)量％、Si為0. 35 3. 0質(zhì)量％、Mn為0. I 3. 0質(zhì)量％、Cr為低于0. 2質(zhì)量％、Mo為0. I質(zhì)量％以下、P為0. 03質(zhì)量％以下、S為0. 15質(zhì)量％以下、Al為0. 05質(zhì)量％以下、N為0. 03質(zhì)量％以下、Fe和不可避免的雜質(zhì)為余量。而且，本發(fā)明的齒輪，具有圓板部和于前述圓板部以圓周狀分散開的方式形成的多個齒部，并且該齒輪在成型后經(jīng)過了滲碳處理及該滲碳處理以后的通過高密度能量加熱進(jìn)行的淬火處理，并且原料鋼的化學(xué)成分如上所述，前述齒部的表層部、以及位于前述圓板部的作為前述齒部相互之間的部位的齒根部的表層部，通過滲碳處理使C濃度比前述原料鋼的C濃度高，并且形成含有馬氏體組織的第一淬火硬化層，遍及前述齒部中的形成前述第一淬火硬化層部分以外的部分、前述圓板部中的前述齒根部的前述第一淬火硬化層的下面的部分、以及前述圓板部中的前述齒部的下面的部分，使C濃度成為前述原料鋼的C濃度，并且形成含有馬氏體組織的第二淬火硬化層，前述圓板部中的比前述第二淬火硬化層深的區(qū)域，使C濃度成為前述原料鋼的C濃度，并且形成不含有馬氏體組織的非淬火層。
另外，本發(fā)明的其它實施方式是一種齒輪的制造方法，該齒輪具有圓板部和于前述圓板部以圓周狀分散方式形成的多個齒部，其特征在于，所述制造方法，作為原料鋼使用具有前述化學(xué)成分的原料鋼，所述制造方法施行下述工序滲碳工序，該工序在氧濃度比大氣的氧濃度低的滲碳環(huán)境中，對采用前述原料鋼成型而成的齒輪進(jìn)行加熱至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度而在表面形成滲碳層；冷卻工序，該工序?qū)η笆鰸B碳工序后的前述齒輪，以比前述原料鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度慢的冷卻速度進(jìn)行冷卻至通過冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下的溫度；以及淬火工序，該工序采用高密度能量加熱對前述冷卻工序后的前述齒輪進(jìn)行加熱， 不使前述圓板部中的芯部升溫至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度，而使比前述圓板部中的前述芯部淺的區(qū)域和前述齒部升溫至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度，從該狀態(tài)開始，以前述原料鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，由此，在比前述圓板部中的前述芯部淺的區(qū)域和前述齒部中形成馬氏體組織。發(fā)明的效果如上所述，本發(fā)明是針對經(jīng)過如下工序所制作的滲碳鋼構(gòu)件的齒輪及其制造方法進(jìn)行特定化的發(fā)明，所經(jīng)過的工序為在減壓下進(jìn)行的滲碳工序，在上述特定的條件下進(jìn)行緩冷的冷卻工序，以及采用在上述高密度能量下進(jìn)行加熱的淬火工序。并且，在本發(fā)明中，作為采用該制造方法制作齒輪時最適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)成分，使用了上述范圍的化學(xué)成分。對上述化學(xué)成分應(yīng)該注意的問題是，對Cr和Mo而言只限于作為雜質(zhì)的含有水平，或者即使進(jìn)行添加也分別限制其含量為低于0. 2%和0. 1%以下。Cr是以低于0. 2%的添加量使淬火性提高并同時使抗回火軟化性提高的有效元素。另一方面，若添加的Cr為0. 2%以上，則在滲碳處理后進(jìn)行緩冷時，會導(dǎo)致滲碳層內(nèi)的珠光體、鐵氧體中產(chǎn)生Cr碳化物。若該Cr碳化物在此后的淬火工序期間不能熔解于基質(zhì)中，則會使不均勻的淬火組織產(chǎn)生從而成為硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的原因。但是，若利用本發(fā)明的這種高密度能量進(jìn)行非常短時間的加熱，則難以使Cr碳化物固溶于基質(zhì)中。因此，在本發(fā)明中，如上所述，積極地設(shè)定Cr為任選成分，如若對其含有也要限制其含量為低于0.2%?；诖?，使上述緩冷時的Cr碳化物的產(chǎn)生受到抑制。因此，即使上述淬火工序的加熱方法是利用了高密度能量進(jìn)行加熱，并且，即使在加熱前Cr碳化物已存在的情況下，也能夠可靠地將其固溶于基質(zhì)中，能夠減少組織不均勻現(xiàn)象。另外，通過減少高價Cr的添加量，可以降低原料成本。另外，Mo是對淬火性的提高以及抗回火軟化抗性的提高有效的元素。但是，在本發(fā)明中通過適量添加Si和Mn (特別是Si)來確保了所需的淬火性，因此，能夠不依靠Mo產(chǎn)生的提高淬火性的效果地獲得均勻的馬氏體組織。因此，如上所述，通過將淬火工序的加熱方法限定為利用高密度能量的加熱，可提高滲碳處理的生產(chǎn)效率，并能夠?qū)崿F(xiàn)原料成本的降低。另外，若Mo含量多則產(chǎn)生Mo碳化物，這與上述因Cr造成的組織不均勻現(xiàn)象相結(jié)合，而存在使組織不均勻現(xiàn)象更加惡化的情況。因此，將Mo抑制在0. 1%以下的低添加量，由此實現(xiàn)減少組織不均勻現(xiàn)象的效果。
在本發(fā)明的齒輪中，采用上述原料鋼以及制造方法，獲得了如下效果。首先，可以舉出通過在比大氣的氧濃度低的滲碳環(huán)境中進(jìn)行滲碳抑制了晶界氧化。再是，不僅對表層(第一淬火硬化層)而且還對其下面的部分(第二淬火硬化層)起到了淬火的效果。由此，實現(xiàn)了齒部整體強(qiáng)度高的齒輪。并且，為使比第二淬火硬化層更深的區(qū)域成為非淬火層，通過使淬火的加熱本身在較低的溫度下進(jìn)行較長的時間，可以抑制變形、提高疲勞強(qiáng)度。因此，本發(fā)明所得到的齒輪通過減少組織不均勻現(xiàn)象來減少硬度不均勻現(xiàn)象，并成為性能價格比優(yōu)良的齒輪。


圖I是表示實施方式中的齒輪整體形狀的立體圖。圖2是表示圖I的齒輪的局部放大圖。圖3是表示實施方式中的齒輪在使用時的應(yīng)力分布的剖面圖。圖4是表示實施方式中的齒輪的滲碳層和淬火硬化層的分布的剖面圖。圖5是表示實施例中所用的熱處理設(shè)備的結(jié)構(gòu)的說明圖。圖6是表示減壓滲碳處理和減壓緩冷處理的加熱曲線圖。圖7是表示淬火工序的加熱曲線圖。圖8是表示淬火工序在升溫期間的升溫曲線圖。圖9是淬火工序的加熱曲線的其它實例的圖。圖10是表示淬火工序后的硬度和深度的關(guān)系的圖表。圖11是利用本發(fā)明的齒輪的其它實例的圖。
具體實施例方式首先，說明本發(fā)明中使用的鋼原料的化學(xué)成分的限定理由。下面，將組成中的“質(zhì)量％”只記作“％”。C 為 0. I 0. 40%C是用于確保鋼原料的強(qiáng)度、特別是深層部的強(qiáng)度而添加的元素。因此，本發(fā)明中將C的添加量下限設(shè)定為0. 1%以確保內(nèi)部的強(qiáng)度。但是，若C的添加量超過0. 40%，則存在如下兩個不利問題。其一是一方面硬度增加而另一方面韌性降低。其二是鋼原料的切削性惡化。因此，設(shè)定C的添加量上限為0. 40%。更優(yōu)選的添加量的范圍為0. 15 0. 3%。Si 為 0. 35 3. 0%Si是制鋼過程中對脫氧有效的元素，同時還是賦予鋼原料以必需的強(qiáng)度、淬火性并且提高抗回火軟化性的有效元素。作為本發(fā)明的特征在于能夠大幅度削減高價的Cr和Mo，但對于如同齒輪的點(diǎn)蝕強(qiáng)度一樣將抗回火軟化性作為必需特性的零部件而言，在削減作為以往的鋼材料的Cr Mo鋼中的Cr和Mo的情況下，有時會造成不利因素。因此，為了在削減Cr和Mo的情況下也能得到需要的抗回火軟化性，設(shè)定Si含量為0. 35%以上。但是，含有Si的該效果在3. 0%左右會達(dá)到飽和，因此含有該含量以上的Si沒有積極意義。而且，Si含量超過3. 0%，導(dǎo)致硬度增大并使原料的切削性變差，因此需要設(shè)在0. 35% 3. 0%的范圍內(nèi)。更優(yōu)選的范圍為超過0.45%且I. 5%以下。另外，若使用大量添加了 Si的鋼原料，則使用氧化性環(huán)境氣體進(jìn)行氣體滲碳處理時，在該滲碳工序中，基于容易形成氧化物的Si，在表層產(chǎn)生晶界氧化和滲碳異常層，因此會使?jié)B碳層的強(qiáng)度降低，并造成彎曲疲勞強(qiáng)度和面壓疲勞強(qiáng)度也降低。對此，在本發(fā)明中，采用在減壓下在氧濃度降低的滲碳環(huán)境中進(jìn)行滲碳處理的工序。由此，如后所述能夠消除晶界氧化的問題，因此，可積極地使用提高Si的含量的鋼原料。Mn 為 0. I 3. 0%Mn是制鋼過程中對脫氧有效的元素，同時也是對淬火性的提高有效的元素，但低于0. 1%時效果不充分。但是，含有Mn的該效果，在3. 0%左右會達(dá)到飽和，含有該含量以上的Mn沒有積極意義。另外，Mn的含量超過3. 0%，則會導(dǎo)致硬度增大并使原料的切削性變差，因此，需要設(shè)在0. 1% 3. 0%的范圍內(nèi)。更優(yōu)選的范圍為0. 5% I. 5%。P 為 0. 03% 以下P具有在鋼中在晶界發(fā)生偏析而使韌性降低的作用。因此，需要盡可能減少。盡管 減少至0很困難，但有必要限制在0. 03%以下。S 為 0. 15% 以下S是在鋼中形成MnS并以據(jù)此提高原料的切削性作為目的而添加的元素。其中，含有S的該效果，在0. 15%左右達(dá)到飽和，因此，含有該含量以上的S，沒有積極意義。而且，S含量超過0. 15%，則會引起晶界偏析并導(dǎo)致晶界脆化。因此，需要設(shè)定S的含量在0. 15%以下。此外，若S量為低于0.001%，則提高切削性的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則設(shè)在0. 001%以上。更優(yōu)選的范圍為0. 005 0. 06%范圍內(nèi)。Al 為 0. 05% 以下Al是作為氮化物在鋼中進(jìn)行析出和分散。因此，Al被認(rèn)為是有效防止?jié)B碳處理時奧氏體組織粗大化的元素。其中，若Al含量超過0.05%則析出物粗大化而使鋼脆化。因此，設(shè)定上限為0. 05%。此外，使施加過高密度能量淬火處理的部位發(fā)生再結(jié)晶，并使粗大化的奧氏體組織得以微細(xì)化。因此，只在施加過高密度能量淬火處理的部位需要具有高強(qiáng)度，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域不需要高強(qiáng)度時，沒有必要使其含有Al。但是，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域也需要具有高強(qiáng)度時，就需要使其含有Al，此時，若Al含量低于0. 005%，則防止奧氏體組織粗大化的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則設(shè)在0. 005%以上。更優(yōu)選的范圍為0.02 0.04%。N 為 0. 03% 以下N通過形成各種氮化物而具有防止?jié)B碳處理時和高密度能量淬火處理時奧氏體組織粗大化的效果。但是，若N含量超過0.03%則可鍛性顯著變差。因此，設(shè)定上限為0.03%。此外，與Al的部分中記載過的理由相同的理由，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域也需要具有高強(qiáng)度時，就需要使其含有N，此時，若N含量低于0. 003%，則防止奧氏體組織粗大化的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則需要設(shè)在0.003%以上。更優(yōu)選的范圍為0.005 0.02%。Cr 為低于 0. 2%Cr是以低于0. 2%的添加量使淬火性和抗回火軟化性提高的有效元素，但是，若Cr為0. 2%以上的添加量，則在滲碳后進(jìn)行緩冷時，會導(dǎo)致滲碳層內(nèi)的珠光體、鐵氧體中產(chǎn)生Cr碳化物。特別是，在滲碳時的C濃度為0. 5 低于0. 8%的亞共析組成時，上述問題顯著。若在比較高的溫度(例如950°C以上)下進(jìn)行緩冷后的高密度能量加熱，則該Cr碳化物會熔解于基質(zhì)中。因此，在高頻加熱時均勻地發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，從而獲得均勻的淬火組織?；诖擞捕纫沧兊镁鶆蚧Ａ硪环矫妫粼诒容^低的溫度(例如低于950°C)下進(jìn)行緩冷后的高密度能量加熱，則Cr碳化物不太會熔解于基質(zhì)中。因此，奧氏體轉(zhuǎn)變會變得不均勻，淬火組織也變得不均勻。這成為硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的主要原因。因此，在滲碳時的C濃度為0. 5 低于0. 8%時，優(yōu)選將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。另外，通過將Cr量設(shè)為所需要的最小限量，淬火工序中采用高密度能量來加熱所需部分至奧氏體區(qū)域時，會使Cr碳化物容易熔解于基質(zhì)中。因此，能夠減少高密度能量加熱時的投入能量(溫度在轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上的期間中的加熱溫度的積分值)。因此，在該工序中能夠?qū)崿F(xiàn)節(jié)能化和低成本化。即使在Cr的含量為0. 2%以上時，已知通過設(shè)定滿足“ [Si%] + [Ni%] + [Cu%]-[Cr%]> 0. 5”的條件的化學(xué)成分，也能夠相當(dāng)?shù)匾种艭r碳化物的產(chǎn)生。但是，即使如此也談不上會充分抑制上述硬度不均勻的現(xiàn)象。Cr含量的更優(yōu)選范圍為0.1%以下。此外，Cr的含量減少，會成為導(dǎo)致淬火性和抗回火軟化性降低的主要原因，但在本發(fā)明中如上所述，通過適量含有Si、Mn來確保了淬火性和抗回火軟化性。
Mo 為 0. 1% 以下本發(fā)明的目的之一在于削減作為稀有金屬中比較昂貴的Mo。其中，可以添加極少量的Mo。Mo是對淬火性和抗回火軟化性的提高有效的元素。但是,大量含有Mo不僅使成本上升，而且基于與Cr的情況下的相同理由，而會成為硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生的主要原因，不過沒有Cr情況下那么顯著。對Mo而言，其原因也在于滲碳后的緩冷時形成碳化物。因此，需要設(shè)定上限為0. 1%。若基于其它元素能夠確保所需要的淬火性和抗回火軟化性，則優(yōu)選不添加Mo，在該情況下，可以設(shè)定為堪稱沒有積極進(jìn)行添加的條件的小于0.01%。此外，Mo的含量減少也與Cr的情況下相同地會成為導(dǎo)致淬火性和抗回火軟化性降低的主要原因，但在本發(fā)明中如上所述，通過含有Si、Mn來應(yīng)對上述情況。另外，本發(fā)明中使用的鋼原料，還可以含有Ti為0. 005 0. 2%、B為0. 0006 0.005%。Ti 為 0. 005 0. 2%Ti是容易與N鍵合的元素。因此，有防止B成為BN而使B對淬火性的提高效果消失的效果。另外，由于作為碳氮化物會在鋼中析出分散，所以是在滲碳處理時和高頻淬火處理時防止奧氏體組織粗大化的有效元素。其中，若低于0.005%則上述效果不顯著。但是，若含量超過0. 2%則析出物粗大化而使鋼脆化。因此，設(shè)定其上限為0. 2%。Ti的添加量的最優(yōu)選的范圍為0. 01 0. 03%。B 為 0. 0006 0. 005%B是通過添加來賦予淬火性并強(qiáng)化晶界強(qiáng)度的有效元素。其中，若低于0. 0006%則上述效果不顯著。但在0. 005%左右該效果達(dá)到飽和，因此添加量在此以上時則沒有積極性意義。因此，優(yōu)選的范圍為0.0006% 0.005%。最優(yōu)選的范圍為0.001% 0.003%。另外，本發(fā)明中使用的鋼原料，還可以含有Nb為0. 01 0. 3%、V為0. 01 0. 2%中的一種或者兩種。Nb 為 0. 01 0. 3%, V 為 0. 01 0. 2%Nb、V是作為碳氮化物在鋼中析出分散的元素。因此，是滲碳處理時和高頻淬火處理時防止奧氏體組織粗大化的有效元素。其中，若Nb、V都低于0.01%則效果不顯著。但是，若添加量過多則析出物粗大化而使鋼脆化。因此，設(shè)定Nb的上限為0. 3%、V的上限為0. 2%。最優(yōu)選可添加Nb在0. 01 0. 02%的范圍內(nèi)而V在0. 01 0. 05%的范圍內(nèi)。另外，本發(fā)明中使用的鋼原料，還可以含有0. I 3. 0%的Ni。Ni 為 0. I 3. 0%Ni是對韌性提高有效的元素。其中，若低于0. 1%則上述效果不顯著。但在3. 0%左右該效果達(dá)到飽和，因此添加量在此以上時則沒有積極性意義。若Ni含量超過3. 0%，則會導(dǎo)致硬度提高而使切削性惡化。因此，需要設(shè)定在0.1% 3.0%的范圍內(nèi)。最優(yōu)選的范圍為0. 5% I. 5%o如圖I所示，本方式的齒輪8在圓形的圓板部82的周邊上等間隔地設(shè)置了齒部81。此外，對圖I所示的圓板部82而言，與稱其為圓板狀相比不如稱其為環(huán)狀，但諸如此類的物件也納入“圓板”所含的范圍。如圖2所示，齒部81具有齒壁面811和齒頂面812。齒 壁面811與齒頂面812之間的角狀的邊稱為齒尖角部813。另外，在齒部81與齒部81之間存在齒根部815。作為本方式的齒輪8的用途，例如可以舉出汽車的驅(qū)動系統(tǒng)中的各種齒輪。對汽車的驅(qū)動系統(tǒng)的齒輪而言，除要求低成本化以外還在強(qiáng)度方面和形狀精度方面有嚴(yán)格的要求，而本發(fā)明在滿足上述要求上非常有效。作為上述驅(qū)動系統(tǒng)的齒輪，例如可以舉出自動變速器、差動裝置等中的齒輪。在用于此類用途的齒輪8中，在使用時有非常強(qiáng)的應(yīng)力施加在齒部。對此通過圖3進(jìn)行說明。圖3表示使用時在齒輪8的剖面上應(yīng)力分布的模擬結(jié)果。在圖3中示出了驅(qū)動力施加于齒部81右側(cè)的齒壁面811上的狀況。在圖3中區(qū)域71是施加有最強(qiáng)應(yīng)力的區(qū)域。應(yīng)力依次在區(qū)域72、73、74中變?nèi)?。如圖3所示，可見在驅(qū)動時應(yīng)力集的部位有兩個部位。一個部位是齒壁面811和齒根部815的交界線附近。在此主要是施加有彎曲應(yīng)力。另一個部位是在齒壁面811中與齒尖角部813的距離比與齒根部815的距離稍短的位置附近。在此主要施加有剪切應(yīng)力。在這兩個部位中的任一部位上，不僅在齒輪8的表層附近而且直至相當(dāng)深的部位都施加有很強(qiáng)的應(yīng)力。只就區(qū)域71而言，也比通常的滲碳層的深度更深。因此，在用于此類用途上的齒輪8中，不僅要求齒部81的表面硬度高，還對齒部81內(nèi)部的韌性有要求。本方式的齒輪8的原材料，是其化學(xué)成分在上述范圍內(nèi)的熱軋鋼材。以該原料鋼作為起始材料，通過熱鍛來粗略成型，然后實施退火處理,并且通過切削加工形成齒部81。據(jù)此，在外形上形成了齒輪8。但是，本方式的齒輪8與此相比還要施行下面的工序處理。I.滲碳工序該工序是通過在滲碳環(huán)境中加熱齒輪8來使齒輪8的表層部形成滲碳層的處理工序。2.冷卻工序該工序是對滲碳工序后的齒輪8進(jìn)行冷卻的工序。該冷卻需要至少進(jìn)行至通過滲碳后降低溫度來使組織轉(zhuǎn)變結(jié)束為止。3.淬火工序該工序是將冷卻工序后的齒輪8通過高密度能量來局部地加熱至奧氏體區(qū)域并在加熱后急冷硬化的工序。
進(jìn)一步說明“I. ”的滲碳工序。首先，關(guān)于滲碳工序，是在減壓至低于大氣壓的減壓下的滲碳?xì)怏w中施行、即設(shè)定為減壓滲碳工序。在減壓滲碳工序中，在維持高溫滲碳爐內(nèi)部處于減壓狀態(tài)下的同時能夠采用較少量的滲碳?xì)怏w進(jìn)行滲碳處理。因此，能夠施行比以往效率高的滲碳處理。另外，不需要像采用既有的大型熱處理爐時那樣的長時間加熱處理。因此，能夠?qū)崿F(xiàn)處理時間的縮短和消費(fèi)能量的減少并且使?jié)B碳淬火設(shè)備其本身小型化。并且，當(dāng)應(yīng)用上述減壓滲碳工序時，在本發(fā)明中通過積極地將Cr作為不進(jìn)行添加的任選成分并限制其上限值來特別有效地發(fā)揮效果。即，通常在氣體滲碳時是在平衡反應(yīng)中進(jìn)行滲碳，因此能夠通過預(yù)先計算碳勢來進(jìn)行條件設(shè)定。但是，減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)，因此難以根據(jù)上述計算來進(jìn)行條件設(shè)定。另外，當(dāng)對如齒輪那樣具有凹凸部分的鋼構(gòu)件進(jìn)行減壓滲碳處理時，侵入碳的擴(kuò)散速度因部位不同而存在差異。因此，所獲得的表面的碳濃度也因部位不同而不均勻。即，產(chǎn)生滲碳不均勻的現(xiàn)象。因此，會發(fā)生無法在基于滲碳處理應(yīng)該進(jìn)行表面改性的部位獲得所需的改性效果的情況。若原料鋼的Cr含量多，則與如此在通常的氣體滲碳時相比產(chǎn)生了更大的滲碳程度不均勻的現(xiàn)象的情況下，存在更顯著地推進(jìn)上述Cr碳化物產(chǎn)生的可能性。在本發(fā)明中壓 低了 Cr含量，因此上述Cr碳化物的產(chǎn)生受到抑制?；谠撚^點(diǎn)，對Cr進(jìn)行限制的效果在采用減壓滲碳工序的情況下特別有效。另外，基于采用減壓滲碳的情況，在滲碳工序中，對滲碳環(huán)境相對于大氣壓進(jìn)行減壓。因此，能夠壓低環(huán)境中的氧濃度。基于此能夠防止?jié)B碳層的晶界氧化。此外，還有一種方法是不進(jìn)行減壓而通過填充氮?dú)?、惰性氣體(非活性氣體)來壓低環(huán)境中的氧量。采用上述方法也能夠防止?jié)B碳層的晶界氧化。此外，所謂滲碳通常是指如下所述的處理將烴類氣體(滲碳?xì)怏w，例如甲烷、丙烷、乙烯、乙炔等)導(dǎo)入直接爐內(nèi)，并將對象鋼材(此處是齒輪8)置于上述環(huán)境內(nèi)進(jìn)行加熱，由此使對象鋼材的表層侵入碳而形成滲碳層。在該滲碳處理中，首先在擴(kuò)散期間滲碳?xì)怏w分子與鋼的表面接觸而進(jìn)行分解、產(chǎn)生活性的碳。通過將該活性的碳供給鋼的表面來形成碳化物。由此在鋼的表面上蓄積碳。在后續(xù)的擴(kuò)散期間，碳化物分解、蓄積的碳熔解在基質(zhì)中。基于此，碳向內(nèi)部擴(kuò)散進(jìn)入并形成有滲碳層。碳的進(jìn)入途徑，不限于經(jīng)由碳化物的途徑，也存在活性的碳直接熔解于基質(zhì)中的途徑。另外，優(yōu)選設(shè)定上述減壓滲碳工序中的環(huán)境壓力為I IOOhPa的范圍內(nèi)。若設(shè)定減壓滲碳工序中的環(huán)境壓力降至低于lhPa，則需要高價設(shè)備以實現(xiàn)和保持真空度。另一方面，若超過IOOhPa的高壓，則滲碳中產(chǎn)生煤。據(jù)此，存在滲碳發(fā)生不均勻的問題產(chǎn)生的可能性。另外，作為上述滲碳?xì)怏w，例如能夠使用乙炔、丙烷、丁烷、甲烷、乙烯、乙烷等烴類氣體。另外，優(yōu)選上述滲碳工序在擴(kuò)散期后的鋼材的表面碳濃度成為0. 85%以下的條件下施行。若如此施行則會使?jié)B碳層的碳量成為共析鋼的碳量以下的量。因此，通過隨后在淬火時的加熱使奧氏體轉(zhuǎn)變后進(jìn)行急冷，能夠使?jié)B碳體不析出而形成馬氏體組織。另外，本方式的齒輪，具有因齒輪形狀引起而在滲碳處理時侵入碳的擴(kuò)散速度不同的第一部位和第二部位，并且該齒輪呈現(xiàn)出與上述第一部位(碳容易擴(kuò)散的部位)相比上述第二部位(碳難以擴(kuò)散的部位)的侵入碳的擴(kuò)散速度慢的形狀。優(yōu)選上述滲碳工序在上述第一部位的表面碳濃度成為0. 65±0. 1%的范圍內(nèi)的條件下施行。因此,在圖3中，齒壁面811、齒根部815和齒頂面812 (不包括齒尖角部813)相當(dāng)于第一部位，齒尖角部813相當(dāng)
于第二部位。如上所述，減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)。因此，當(dāng)對如齒輪8那樣具有凹凸部分的鋼構(gòu)件進(jìn)行減壓滲碳處理時，侵入碳的擴(kuò)散速度因部位不同而存在差異。因此，所獲得表面的碳濃度因部位不同而產(chǎn)生不均勻現(xiàn)象，并出現(xiàn)無法在經(jīng)過滲碳處理后應(yīng)該進(jìn)行表面改性的部位獲得所需的改性效果的情況。此外，由于減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)，因此，所獲得的表面碳濃度在進(jìn)行滲碳的滲碳期剛結(jié)束后與其后經(jīng)歷侵入內(nèi)部的碳進(jìn)行擴(kuò)散的擴(kuò)散期之后不相同。上述滲 碳層的碳濃度，最終是使用經(jīng)歷擴(kuò)散期之后的值來進(jìn)行表現(xiàn)。因此，本申請說明書中的滲碳層的碳濃度，全部采用經(jīng)歷擴(kuò)散期之后而不是剛結(jié)束滲碳期之后的碳濃度的值(下同)。鑒于上述情況有如下發(fā)現(xiàn)將針對具有因形狀引起的第一部位(碳容易擴(kuò)散的部位)和第二部位(碳難以擴(kuò)散的部位)的齒輪8施行減壓滲碳工序時的條件，設(shè)定為如上所述第一部位的表面碳濃度成為0. 65±0. 1%范圍內(nèi)的條件，是最適當(dāng)?shù)挠行l件。本發(fā)明的發(fā)明者，經(jīng)過大量實驗的結(jié)果首次發(fā)現(xiàn)，在上述條件下進(jìn)行減壓滲碳處理，能夠?qū)⑺@得的齒輪8的第二部位的表面的碳濃度抑制在0. 85%以下的范圍，所述第二部位是擴(kuò)散速度比第一部位慢且滲碳處理后的表面的碳濃度比第一部位高的部位。并且，由此能夠?qū)X輪8上需要經(jīng)過滲碳處理來進(jìn)行表面改性的部位的幾乎整個表面的碳濃度限制在0. 60 0. 85%的范圍內(nèi)?；谙拗票砻嫣紳舛仍谠摲秶鷥?nèi)，并且通過施行此后的利用了高頻能量的加熱后進(jìn)行急冷的特殊淬火工序，能夠在表面碳濃度接近下限的部分(第一部位)也得到充分的淬火效果，并能夠在表面碳濃度接近上限的部分(第二部位)抑制由過量碳引起的不良狀況。如此以來，在淬火后就能獲得優(yōu)良的改性面。在上述滲碳條件下實施時的減壓滲碳處理工序中的溫度、滲碳?xì)怏w的種類、壓力、處理時間等條件，需要以使上述第一部位的表面碳濃度處于上述特定范圍內(nèi)的方式得到調(diào)節(jié)。為此，通過對上述條件進(jìn)行各種改變后施行多次預(yù)備實驗來發(fā)現(xiàn)適當(dāng)?shù)臈l件，并且優(yōu)選在該條件下實施。此外，若作為被處理材料的齒輪8是形狀相同的構(gòu)件，則可以根據(jù)數(shù)據(jù)的積累來減少預(yù)備實驗的次數(shù)。另外，齒輪8中的上述第一部位和第二部位的確定，能夠通過上述預(yù)備實驗中實際測定多個部位的碳濃度來進(jìn)行判斷。另外，根據(jù)形狀比較容易判斷，因此可以根據(jù)形狀的觀察來確定。通過上述滲碳工序，如圖4的剖面圖所示，形成有比鋼的碳濃度高的滲碳層91。即，在供給鋼表面上的碳通過擴(kuò)散從表面侵入到內(nèi)部，由此在表層部形成有滲碳層91。滲碳層的碳濃度，在表面處如上所述設(shè)在0. 60 0. 85%的范圍內(nèi)，但隨著向內(nèi)部深入而慢慢降低至原料鋼的碳濃度。滲碳層91形成于齒部81和齒根部815的表層。滲碳層91的厚度在0. 7 I. 3mm左右。此外，在圖4中以滲碳層91的下面存在淬火硬化層92的方式進(jìn)行了顯示。其中，淬火硬化層92是經(jīng)后述的淬火工序而形成的。因此，在該階段中尚未形成淬火硬化層92。接著，說明“2. ”的冷卻工序。冷卻工序在緩冷條件下施行。更具體而言，至少對齒輪8的鋼材以比冷卻中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度慢的冷卻速度進(jìn)行冷卻至通過冷卻而組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下的溫度。由此，能夠抑制伴隨著馬氏體轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生的變形。因此，能夠在形狀精度優(yōu)良的狀態(tài)下結(jié)束滲碳處理。
并且，具體而言，至少對齒輪8的溫度處于其原料鋼的Al轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上的期間而言，優(yōu)選以0. 1°C /秒 3. (TC /秒范圍內(nèi)的冷卻速度進(jìn)行緩冷。當(dāng)未降低至Al轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以下期間設(shè)定為超過3. (TC /秒的冷卻速度時，有可能無法充分獲得抑制冷卻時發(fā)生變形的效果。另一方面，若冷卻工序的冷卻速度在鋼構(gòu)件的Al轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上的期間設(shè)定為低于0. 1°C /秒，則結(jié)果是溫度下降至Al轉(zhuǎn)變點(diǎn)需要的時間長。上述情況意味著會造成通過滲碳進(jìn)入滲碳層的碳也在此期間向整個鋼材中進(jìn)行擴(kuò)散。并且，在冷卻中的溫度因齒輪8中的部位不同而有差異，因此擴(kuò)散的程度也隨部位的不同而產(chǎn)生不均勻的現(xiàn)象。其結(jié)果是，碳濃度因部位不同而產(chǎn)生不均勻現(xiàn)象。另外，優(yōu)選冷卻工序在比大氣壓低的減壓的冷卻氣體環(huán)境中施行。即，優(yōu)選設(shè)為減壓冷卻工序。由此，能夠更進(jìn)一步抑制冷卻時變形的發(fā)生。其原因在于能夠減少鋼材與環(huán)境之間的熱交換速度。由于鋼材與環(huán)境之間進(jìn)行熱交換的緣故，在環(huán)境中流動的風(fēng)的上風(fēng)與下風(fēng)之間存在環(huán)境溫度差別，下風(fēng)位置的環(huán)境溫度較高。若環(huán)境的壓力在大氣壓左右，則熱交換速度快，因而該溫度差別顯著。因此使齒輪8中隨著部位不同而產(chǎn)生溫度差并產(chǎn)生熱變形。
通過與此相應(yīng)對而設(shè)為減壓冷卻工序，而從根本上降低熱交換速度。因此，也減小了上風(fēng)與下風(fēng)之間的溫度差，并會使冷卻比較均勻地進(jìn)行。從而使熱變形受到抑制。另外，即使在無風(fēng)狀態(tài)下進(jìn)行冷卻的情況下，采用減壓冷卻時也與大氣壓下的冷卻時相比熱變形較少。其原因在于，溫度不同的冷卻環(huán)境的滯留所引起的冷卻速度的差別較小。基于上述減壓冷卻工序的效果，能夠抑制滲碳后在冷卻時的變形?；诖耍軌虮３殖叽缇雀叩臓顟B(tài)進(jìn)入下一工序、即淬火工序。通過在減壓且緩冷下施行冷卻工序，能夠更高地獲得上述效果。并且，通過結(jié)合基于采用高密度能量加熱施行后面的淬火工序的優(yōu)點(diǎn)，能夠使淬火后的齒輪8成為變形少而形狀精度高的齒輪。另外，當(dāng)滲碳工序和冷卻工序均在減壓下進(jìn)行時，兩工序之間的壓力差小。因此，能夠在實際的設(shè)備中直接連接滲碳室和緩冷室并且連續(xù)施行這兩個工序。即，不需要設(shè)置用于調(diào)節(jié)這兩室之間的壓力的預(yù)備室等。即，能夠?qū)p壓滲碳處理結(jié)束的產(chǎn)品供給減壓緩冷處理而不暴露在大氣壓狀態(tài)中。上述處理還有助于減少變形。另外，具體而言，優(yōu)選冷卻工序中的環(huán)境壓力為IOOhPa 650hPa的范圍內(nèi)。若冷卻時的壓力高于650hPa，則減壓所產(chǎn)生的效果不充分。另一方面，若要減壓至低于IOOhPa,則在設(shè)備結(jié)構(gòu)上存在難點(diǎn)。冷卻時壓力的更優(yōu)選范圍為IOOhPa 300hPa。接著，說明“3. ”的淬火工序。在淬火工序中，重要的是對齒輪8的所需部分局部地進(jìn)行加熱至奧氏體化溫度以上并通過此后的急冷來至少使?jié)B碳層的部分發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。因此，需要采用高密度能量加熱的方式進(jìn)行加熱。另外，需要以用于馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度以上的冷卻速度來進(jìn)行急冷。作為高密度能量加熱，例如，可以舉出通過照射電子束和激光束等高密度能量束來進(jìn)行的加熱?；蛘撸鳛槌涫丈湟酝獾募訜?，高頻加熱也包含在高密度能量加熱中。通過利用高密度能量加熱，使加熱時間得到縮短。另外，在本方式中有時還使用易于奧氏體化的低Cr的鋼的種類，能夠可靠而充分地硬化齒輪8。另外，在高密度能量加熱中，最優(yōu)選為高頻加熱。在高頻加熱中，能夠以非接觸方式進(jìn)行感應(yīng)加熱來精度良好地加熱所需部分。并且,是高效率的。作為高頻加熱本身的方法，能夠使用公知的方法。
另外，優(yōu)選淬火工序中的急冷通過水冷來進(jìn)行。即，對急冷前的加熱是采用高密度能量加熱而非氣體加熱等來施行，因此，即使其后以冷卻速度非?？斓乃鋪磉M(jìn)行，淬火變形的發(fā)生也少。其原因在于，采用高密度能量加熱能夠精度良好地加熱齒輪8的部分而不是整體。并且，采用水冷進(jìn)行的優(yōu)良快速冷獲得了高的淬火效果。即，實行了淬火部分的進(jìn)一步高強(qiáng)度化。另外，基于上述高淬火效果，即使簡化滲碳處理、即縮短滲碳時間，換言之即使?jié)B碳層進(jìn)行薄層化，有時也能夠確保所需要的強(qiáng)度。此時，能夠?qū)崿F(xiàn)進(jìn)一步縮短整個熱處理工序的時間。另外，優(yōu)選在采用高頻加熱進(jìn)行加熱時將齒輪8通過一個流水作業(yè)進(jìn)行處理，并且優(yōu)選在加熱后進(jìn)行水冷卻時在旋轉(zhuǎn)齒輪8的同時從周圍向齒輪8 噴射冷卻水進(jìn)行冷卻。若如此進(jìn)行操作，則能夠均勻地進(jìn)行急冷。因此，能夠抑制在急冷時發(fā)生變形。另外，在淬火工序中的高密度能量加熱是在不使齒輪8的表面熔融而使表面至較深的部分發(fā)生奧氏體化的條件下進(jìn)行。為此，可以稍微減小高密度能量加熱的投入能量而作為補(bǔ)償來稍微延長加熱時間(例如15 25秒左右)。即，通過將加熱目標(biāo)溫度設(shè)定為該鋼原料的作為奧氏體區(qū)域的比較低的范圍內(nèi)的溫度(例如750°C 960°C )而相應(yīng)地稍微延長加熱時間。通過如此操作，能夠通過來自表面的熱傳導(dǎo)來對整個深度超過2 5_的稍厚的區(qū)域進(jìn)行加熱。由此，不僅在滲碳層的區(qū)域而且在比其更深的區(qū)域也能夠獲得淬火效果。另外，通過將采用高密度能量加熱的奧氏體化限制于較低的溫度，具有抑制此后在水冷時發(fā)生變形的效果。此外，當(dāng)在如此較低的溫度下進(jìn)行較長時間的加熱時，若將Cr含量限定在本發(fā)明的范圍內(nèi)，則有可能如前面所述使硬度發(fā)生不均勻現(xiàn)象。因此，從防止該硬度不均勻現(xiàn)象的觀點(diǎn)出發(fā)，在本發(fā)明中將Cr含量限定得低也是有益的。另外，在本方式中將齒輪8作為對象物。當(dāng)對象物是如齒輪8—樣具有突出的齒部81的對象物時，優(yōu)選在整個齒部81的表面及內(nèi)部都發(fā)生奧氏體化的條件下進(jìn)行上述高密度能量加熱。其原因在于，對于齒輪8要求兼?zhèn)潺X部81的表面硬度高和內(nèi)部的韌性高這兩者。對齒輪8而言，此外還要求齒部81的形狀精度高。因此，如上所述，在淬火工序中的加熱設(shè)定為較低的溫度下并且稍微較長的時間的加熱是有效的。其原因在于，不僅對滲碳層的部分而且對整個齒部81都產(chǎn)生淬火效果同時還通過抑制變形而獲得高的形狀精度。于是，形成有如圖4所示的淬火硬化層92。在圖4中，在齒輪8表層的滲碳層91下面，存在淬火硬化層92。特別是，在齒部81的內(nèi)部，其整體成為淬火硬化層92。另外，在圓板部82中，在齒根部815的表層的滲碳層91下面的部分和齒部81下面的部分，也成為淬火硬化層92。在齒根部815位置的部位上，滲碳層91和淬火硬化層92的合計厚度為2 5mm左右。根據(jù)前面所述，淬火硬化層92含有馬氏體組織。當(dāng)然，滲碳層91也是接受淬火效果的層，并含馬氏體組織。在與齒輪有關(guān)的技術(shù)方案(權(quán)利要求)中，將滲碳層91稱為“第一淬火硬化層”，將淬火硬化層92稱作“第二淬火硬化層”。在圖3中所有作為區(qū)域71、72、73所示的區(qū)域會成為圖4中的滲碳層91或者淬火硬化層92。即，在驅(qū)動時對應(yīng)力集中的所有區(qū)域產(chǎn)生淬火的效果而使硬度得到提高。于是，實現(xiàn)了齒部81的表面硬度高和內(nèi)部的韌性高這兩者的兼?zhèn)?。并且，在淬火硬化?2的下面，存在有非淬火層93。非淬火層93不含馬氏體組織。其原因在于，這部分在淬火工序中加熱時未升溫至奧氏體化溫度。此外，如前面所述通過滲碳而使?jié)B碳層91中的表面C濃度處于0. 60 0. 85%的范圍內(nèi)。然后，隨著向內(nèi)部深入，C濃度慢慢降低至原來的鋼原料的C濃度。與此相對，淬火硬化層92和非淬火層93的C濃度，是原來的鋼原料的C濃度，處于0. I 0. 40%的范圍內(nèi)。與齒輪的制造方法相關(guān)的技術(shù)方案(權(quán)利要求)中，將應(yīng)該成為非淬火層93的部位稱為“芯部”。另外，如上所述，本發(fā)明中包括滲碳工序、冷卻工序、淬火工序在內(nèi)的熱處理，是抑制變形發(fā)生的處理方法。即，在滲碳后的冷卻工序中，以與引起馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度相比更低的冷卻速度來進(jìn)行冷卻。由此不僅在滲碳層而且在比滲碳層深的芯部中也不生成馬氏體組織，而成為鐵氧體、珠光體、貝氏體中的任一者或者它們的混合組織。因此，在冷卻工序中的冷卻時，不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變變形，不降低齒輪8的形狀精度。另外，在冷卻工序后的淬火工序中的加熱中，使用了高密度能量加熱?；诖耍軌蛑患訜猃X輪8上的所需部分的并且從表面至所需深度的區(qū)域。即，能夠只加熱齒輪8的 整體體積上的極小的區(qū)域。因此，此后在急冷時馬氏體轉(zhuǎn)變的范圍也是齒輪8的一部分而非整體?；诖?，減少了馬氏體轉(zhuǎn)變時的變形，淬火后的形狀精度高。實施例下面，具體說明與本發(fā)明及其比較例有關(guān)的實施例的齒輪及其制造方法。這些發(fā)明例只是用于說明本發(fā)明而并非用于限定本發(fā)明的范圍。表I
I試驗I化學(xué)成分(質(zhì)量％)
No. C I Si I Mn I Cr I P S Al NTi, B，Nb, V，Ni, Mo
—I 0.25' 0.65 1.25' 0.11 O.OlF 0.019 0.032 0.005T~—
~2~ 0.36 lOT 1.59 ~0l)9~ 0.017 ~0.016 0.03~ 0.0125—-
—3~ 0.21 Im" 0.81 ~0J2~ 0.015 ~0.012 0.031" 0.0038 0.015 (Ti), 0.0019 (B)
40.15 0.75~ 1.00 O.TJ- 0.016 0.016 0.013 0.0038 0.031 (Ti), 0.0031 (B)
50.10~ 0.81 0.82~ 0.11 ImF 0.001 0.033 ~00038 _=_
~6~ 0.40 1X8T 0.83 TW 0.014 ~0.015 0.03F 0.0040 0.030 (Ti), 0.0019 (B)
發(fā) I 0.35. 0.36 0.60' 0.10 O.OlT 0.055 0.029 0.0040~_—_
明 8 0.20. 2.98 0.91' 0.10 0.014~ 0.005 0.031 0.004~—
例 9 0.21~ 0.81 0.10~ 0.05 ~OOT5~ 0.015 0.031 1X0040—
~HT~ 0.20 ImT 2.99 ~olF 0.015 ~0.149 0.030~ 0.0038—
~H~ 0.38 ~L49~ 0.830.015 ~0.015 0.030~ 0.0037—
~vT~ 0.20 "ojT 1.10 ~0J9~ 0.015 _0.011 0.03F 0.0040—
~1T~ 0.20 ImT 0.82 ~ojT 0.030 ~o.ois q.03F 0.0041—
0.19 ~a5(r 1.49 luF0.015_0.0140.00 "0.0041—
~1T~ 0.30 ImT 0.82 Iuo-0.015~0.014 0.049~0.0040—
~l6~ 0.20 T30~ 1.20 IOF0.0141).0140.030 '0.0038 — 0.005 (Ti), 0.0006 (B)
170.19 0.45~ 0.82 0.07~0.0150.0080.0320.0042 0.190 (Ti), 0.0049 (B)
180.20. 0.80 0.81' 0.100.010.009 0.0290.003~_=_
~1T~ 0.37 ~a80~ 0.83 ~010~0.014~0.0150.034~0.0296—
~^0~ 0.19 1k9T 0.81 1).110.015 ' 0.014~0030~0.0040~0.015 (Nb)
210.20. 0.81 1.21. 0.100.016~ 0.0150.0310.004~_0.04 (Y)_
~Tl~ 0.20 ~037~ 0.83 !OF0.015 —0.0140.030~0.00401.01 (Ni)
230.20 0.80 0.71 0.100.014 0.0150.0330.00370.06 (Mo)表權(quán)利要求
1.一種齒輪，該齒輪具有圓板部和于前述圓板部以圓周狀分散開的方式形成的多個齒部，并且該齒輪在成型后經(jīng)過了滲碳處理及該滲碳處理以后的通過高密度能量加熱進(jìn)行的淬火處理，其特征在于， 原料鋼的化學(xué)成分為C為O. I O. 40質(zhì)量％、Si為O. 35 3. O質(zhì)量％、Mn為O. I 3.O質(zhì)量％、Cr為低于O. 2質(zhì)量％、Mo為O. I質(zhì)量％以下、P為O. 03質(zhì)量％以下、S為O. 15質(zhì)量％以下、Al為O. 05質(zhì)量％以下、N為O. 03質(zhì)量％以下、Fe和不可避免的雜質(zhì)為余量， 前述齒部的表層部、以及位于前述圓板部的作為前述齒部相互之間的部位的齒根部的表層部，通過滲碳處理使C濃度比前述原料鋼的C濃度高，并且形成含有馬氏體組織的第一淬火硬化層， 遍及前述齒部中的形成前述第一淬火硬化層部分以外的部分、前述圓板部中的前述齒根部的前述第一淬火硬化層的下面的部分、以及前述圓板部中的前述齒部的下面的部分，使C濃度成為前述原料鋼的C濃度，并且形成含有馬氏體組織的第二淬火硬化層， 前述圓板部中的比前述第二淬火硬化層深的區(qū)域，使C濃度成為前述原料鋼的C濃度，并且形成不含有馬氏體組織的非淬火層。
2.如權(quán)利要求I所述的齒輪，其特征在于，前述第一淬火硬化層的C濃度，在表面為O. 60 O. 85質(zhì)量％，并且在內(nèi)部朝向與前述第二淬火硬化層的分界在慢慢降低。
3.如權(quán)利要求I或2所述的齒輪，其特征在于，原料鋼的化學(xué)成分還包含Ti為O.005 O. 2 質(zhì)量 ％，B 為 O. 0006 O. 005 質(zhì)量 ％。
4.如權(quán)利要求I至3中任一項所述的齒輪，其特征在于，原料鋼的化學(xué)成分中的Mo的含量為低于O. 01%。
5.如權(quán)利要求I至4中任一項所述的齒輪，其特征在于，原料鋼的化學(xué)成分還包含Nb為O. 01 O. 3質(zhì)量％、V為O. 01 O. 2質(zhì)量％中的一種或者兩種。
6.如權(quán)利要求I至5中任一項所述的齒輪，其特征在于，原料鋼的化學(xué)成分還包含Ni為O. I 3. O質(zhì)量％。
7.一種齒輪的制造方法，該齒輪具有圓板部和于前述圓板部以圓周狀分散方式形成的多個齒部，其特征在于， 所述制造方法使用的原料鋼的化學(xué)成分為 C為O. I O. 40質(zhì)量％、Si為O. 35 3. O質(zhì)量％、Mn為O. I 3. O質(zhì)量％、Cr為低于O.2質(zhì)量％、Mo為O. I質(zhì)量％以下、P為O. 03質(zhì)量％以下、S為O. 15質(zhì)量％以下、Al為O. 05質(zhì)量％以下、N為O. 03質(zhì)量％以下、Fe和不可避免的雜質(zhì)為余量， 所述制造方法施行下述工序 滲碳工序，該工序在氧濃度比大氣的氧濃度低的滲碳環(huán)境中，對采用前述原料鋼成型而成的齒輪進(jìn)行加熱至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度而在表面形成滲碳層； 冷卻工序，該工序?qū)η笆鰸B碳工序后的前述齒輪，以比前述原料鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度慢的冷卻速度進(jìn)行冷卻至通過冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下的溫度；以及 淬火工序，該工序采用高密度能量加熱對前述冷卻工序后的前述齒輪進(jìn)行加熱，不使前述圓板部中的芯部升溫至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度，而使比前述圓板部中的前述芯部淺的區(qū)域和前述齒部升溫至前述原料鋼的奧氏體化溫度以上的溫度，從該狀態(tài)開始，以前述原料鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，由此，在比前述圓板部中的前述芯部淺的區(qū)域和前述齒部中形成馬氏體組織。
8.如權(quán)利要求7所述的齒輪的制造方法，其特征在于， 所述滲碳工序是在所述滲碳工序的擴(kuò)散期后的滲碳層內(nèi)的碳濃度成為O. 85質(zhì)量％以下的條件下施行。
9.如權(quán)利要求7或8所述的齒輪的制造方法，其特征在于， 提供給所述滲碳工序的齒輪，具有因齒輪形狀而引起的在滲碳處理時侵入碳的擴(kuò)散速度不同的第一部位和第二部位，并且呈現(xiàn)出與前述第一部位相比前述第二部位的侵入碳的擴(kuò)散速度慢的形狀； 所述滲碳工序是在所述滲碳工序的擴(kuò)散期后的所述第一部位的滲碳層內(nèi)的碳濃度成為O. 65±0. I質(zhì)量％范圍內(nèi)的條件下施行。
全文摘要
一種齒輪，其所用原料鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量%)是C為0.1～0.40%，Si為0.35～3.0%，Mn為0.1～3.0%，Cr為低于0.2%，Mo為0.1%以下，P為0.03%以下，S為0.15%以下，Al為0.05%以下，N為0.03%以下，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。一種齒輪的制造方法，其包括滲碳工序，該工序在低氧濃度下在表層形成滲碳層；冷卻工序，該工序在滲碳工序后以不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的慢的冷卻速度進(jìn)行冷卻直至組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及淬火工序，該工序在冷卻工序后通過高密度能量加熱進(jìn)行加熱，使芯部不發(fā)生奧氏體化，而使比芯部淺的區(qū)域和齒部發(fā)生奧氏體化，并從這種狀態(tài)進(jìn)行急冷。由此，將齒部和齒根部的表層部形成滲碳層，將齒部的剩余部分以及圓板部中滲碳層的下面的部分形成淬火硬化層，并將圓板部中比淬火硬化層深的區(qū)域形成非淬火層。
文檔編號C22C38/00GK102770569SQ201180011200
公開日2012年11月7日 申請日期2011年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月30日
發(fā)明者久保田學(xué), 佐藤裕和, 加藤進(jìn), 大林巧治, 安達(dá)裕司, 小澤修司, 田口圭太 申請人:新日本制鐵株式會社, 愛信艾達(dá)株式會社