專(zhuān)利名稱(chēng)：齒輪構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及利用高頻(感應(yīng)加熱)淬火法沿著齒形形成淬火硬化層的齒輪構(gòu)件及其制造方法，更具體來(lái)說(shuō)，涉及按照使齒面節(jié)圓位置上的淬火硬化層深度不淬透的方式，在節(jié)圓位置殘留壓縮殘留應(yīng)力，在抗剝蝕性方面優(yōu)良的高頻淬火齒輪構(gòu)件及其制造方法。
背景技術(shù)：
一直以來(lái)，在建設(shè)、土木用機(jī)械的減速機(jī)等中，從重視高耐接觸應(yīng)力性(200kgf/mm2以上)的觀點(diǎn)出發(fā)，一般使用對(duì)SCr、SCM、SNCM類(lèi)低碳鋼實(shí)施了滲碳淬火處理或滲碳滲氮淬火處理的齒輪。但是，由于此種齒輪價(jià)格較高，因此在局部，在比較低的接觸應(yīng)力(150kgf/mm2以下)條件下使用的情況下，使用采用了如表1所示的碳濃度為0.35～0.5重量％的高頻淬火用碳素鋼(參照非專(zhuān)利文獻(xiàn)1)的高頻淬火齒輪。另外，在齒輪構(gòu)件的高頻淬火方法中，也如圖13所示(參照非專(zhuān)利文獻(xiàn)1的P258)，實(shí)施全齒一次淬火、單齒逐一淬火、單齒移動(dòng)淬火、單面移動(dòng)淬火、齒槽移動(dòng)淬火等各種方法。
而且，作為與本發(fā)明相關(guān)聯(lián)的現(xiàn)有專(zhuān)利文獻(xiàn)，有專(zhuān)利文獻(xiàn)1及專(zhuān)利文獻(xiàn)2中所公布的材料。另外，在非專(zhuān)利文獻(xiàn)2中，表示了用于形成沿著齒輪的齒形的淬火硬化層的全齒一次高頻淬火方法。
專(zhuān)利文獻(xiàn)1特開(kāi)2003-27181號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)2日本專(zhuān)利第2769206號(hào)公報(bào)非專(zhuān)利文獻(xiàn)1日本鋼鐵協(xié)會(huì)編「鋼的熱處理基礎(chǔ)和操作標(biāo)準(zhǔn)」(株)丸善、昭和54年2月20日、P110、表2·38、表2·39非專(zhuān)利文獻(xiàn)2高橋勘次郎等著「高頻在工業(yè)中的應(yīng)用—感應(yīng)加熱、介質(zhì)加熱、超聲波—」東京電機(jī)大學(xué)出版社、昭和55年5月20日、P91
所述建設(shè)、土木用機(jī)械中使用的齒輪減速機(jī)從更高輸出化和緊湊化的觀點(diǎn)出發(fā)，希望有耐受更高接觸應(yīng)力并且強(qiáng)度更高而且成本更低的齒輪。所以，在高頻淬火硬化齒輪中，也希望形成沿著齒形的淬火硬化層，以與滲碳淬火齒輪同等程度以上的高韌性，改善剝蝕、擦傷及齒面的磨損等接觸強(qiáng)度。
所述全齒一次高頻淬火法是生產(chǎn)效率極為良好的方法。如圖13(a)的淬火硬化層的狀況欄中所示，其特征在于，在齒形部中淬透化的情況較多，在齒底部或齒根部殘留有壓縮殘留應(yīng)力，齒底強(qiáng)度或齒根強(qiáng)度被提高。但是，有如下的問(wèn)題，即，在齒面節(jié)圓位置上產(chǎn)生拉伸殘留應(yīng)力，接觸強(qiáng)度的改善不充分。
而且，作為用于形成沿著齒輪的齒形的淬火硬化層的全齒一次高頻淬火法，如所述非專(zhuān)利文獻(xiàn)2中所示，已知有如下的方法(1)在用低頻對(duì)齒底部進(jìn)行感應(yīng)加熱后，用高頻對(duì)齒面、齒尖部進(jìn)行感應(yīng)加熱而淬火的雙頻高頻淬火法；(2)將整體預(yù)熱至500℃左右，用大電能瞬間地加熱至淬火溫度并急冷的預(yù)熱淬火法。
但是，由于因齒輪的大小(模數(shù)M)而其適宜頻率顯著地變化，所以有設(shè)備上的制約較大，另外在設(shè)備方面價(jià)格也很高的問(wèn)題。另外，在具有內(nèi)齒的環(huán)形齒輪中，由于其加熱面積極大，因此有即使在(2)的方法中也只能獲得具有所述淬透的淬火硬化層的齒輪的問(wèn)題。
另外，在伴隨著滑動(dòng)的滾動(dòng)條件下使用的齒輪中，已知有如下的情況，即，由于伴隨著邊界潤(rùn)滑下的滑動(dòng)的局部的粘著而發(fā)熱，在高接觸應(yīng)力下使用的滲碳淬火齒輪的齒面溫度上升至300℃附近。當(dāng)在此種條件下使用所述高頻淬火齒輪時(shí)，由于在所述含有0.35～0.5重量％的碳的高頻淬火用碳素鋼及低合金鋼(參照非專(zhuān)利文獻(xiàn)1)的淬火硬化層中不具有足夠的回火軟化抗力，因此會(huì)有其接觸強(qiáng)度(剝蝕、擦傷及齒面的磨損)不充分的問(wèn)題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是考慮到所述的情況而提出的，其目的在于，提供一種提高了接觸強(qiáng)度的齒輪構(gòu)件及其制造方法。
為了解決所述問(wèn)題，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件是沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構(gòu)件，其特征是，由含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成，表示齒輪節(jié)圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)，滿(mǎn)足式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系。
另外，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件中，所述DI值最好由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
而且，所述合金元素優(yōu)選從由Mn、Cr、Mo、V等構(gòu)成的一組中選擇的至少一個(gè)元素。
另外，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件中，所述鋼材也可以含有0.05～0.55重量％的Mn，含有0～0.6重量％的Cr，另外含有從由Si、Al、Mo、V、Ni、Ti、Cu、W、B、Ca、Nb構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素和從由P、S、N、O構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分由Fe構(gòu)成。
本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的制造方法的特征是，具有準(zhǔn)備由含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成、表示齒輪節(jié)圓處的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)滿(mǎn)足式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系的齒輪構(gòu)件的工序；利用高頻淬火法沿著所述齒輪構(gòu)件的齒形形成淬火硬化層的工序。
另外，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的制造方法中，所述DI值最好由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
而且，所述合金元素優(yōu)選從由Mn、Cr、Mo、V等構(gòu)成的一組中選擇的至少一個(gè)元素。
另外，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的制造方法中，所述高頻淬火法也可以對(duì)所述齒輪構(gòu)件從Al溫度以下的溫度到900～1100℃的淬火溫度進(jìn)行利用高頻的10秒以?xún)?nèi)的奧氏體化加熱，其后進(jìn)行急冷。
另外，本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的制造方法中，所述高頻淬火法也可以在以300℃～A1溫度對(duì)所述齒輪構(gòu)件進(jìn)行預(yù)備加熱后，以大電能在3秒以?xún)?nèi)進(jìn)行高頻加熱，其后進(jìn)行急冷。
另外，在本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的制造方法中，也可以在形成所述淬火硬化層的工序后，還具有通過(guò)對(duì)所述齒輪構(gòu)件實(shí)施物理加工，在由所述齒輪構(gòu)件的齒尖、齒側(cè)、齒底構(gòu)成的齒形表面層殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力的工序。
如上說(shuō)明所示，根據(jù)本發(fā)明，可以提供提高了接觸強(qiáng)度的齒輪構(gòu)件及其制造方法。


圖1是使用了Fe-C-M相圖和等碳活度線圖的滲碳體向γ相中的固溶機(jī)理圖。
圖2是表示Fe-C-Cr系等碳活度線的圖。
圖3是表示合金元素對(duì)Fe3重量％Si的影響的相圖。
圖4是表示整體加熱水噴霧淬火時(shí)的硬化模式(M＝3.25)的圖。
圖5是表示圖4的硬化模式下的DI值和硬化深度的關(guān)系的圖。
圖6是表示滾壓剝蝕試驗(yàn)用試樣的圖，(a)表示小滾壓試樣，(b)表示大滾壓試樣。
圖7(a)是表示高頻加熱溫度和淬火硬度的關(guān)系的圖，(b)是表示高頻加熱溫度和馬氏體C濃度的關(guān)系的圖，(c)是表示高頻加熱溫度和θ相體積％的關(guān)系的圖。
圖8是表示滾壓剝蝕強(qiáng)度的預(yù)備試驗(yàn)結(jié)果的圖。
圖9是表示回火硬度的實(shí)測(cè)值和計(jì)算值的比較的圖。
圖10是表示DI值的比率和淬火硬化深度的比率的關(guān)系的圖。
圖11是表示本發(fā)明的齒輪構(gòu)件的剝蝕強(qiáng)度的圖。
圖12是表示恒速摩擦磨損試樣的形狀的圖。
圖13是非專(zhuān)利文獻(xiàn)1中所示的齒輪高頻淬火方式的比較圖。
圖中1—小滾壓試樣，2—大滾壓試樣，3、4—試驗(yàn)面，5、6—中心軸。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的實(shí)施方式的齒輪構(gòu)件是利用全齒一次高頻淬火法沿著齒形形成淬火硬化層的構(gòu)件。通過(guò)在齒輪用的鋼材中濃縮作為在淬火前組織的滲碳體中提高淬火性的合金元素的Mn、Cr、Mo、V、W等，可以顯著減少共存的鐵素體相中的合金元素。通過(guò)將該鋼材高頻加熱至Ac3溫度以上，在所述鋼材中形成奧氏體相，在該奧氏體相中僅使?jié)B碳體的碳真正地?cái)U(kuò)散固溶。這樣，該奧氏體相的真正的淬火性DI值就被抑制為DI＝0.35～1.0(英寸)。另外，由于該DI值和齒輪構(gòu)件的模數(shù)M(mm)滿(mǎn)足DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系式，因此齒面節(jié)圓位置上的淬火硬化層深度就不會(huì)淬透化。這樣，就可以在節(jié)圓位置上殘留壓縮殘留應(yīng)力，從而可以實(shí)現(xiàn)在抗剝蝕性方面優(yōu)良的高頻淬火齒輪構(gòu)件。另外，為了提高伴隨齒輪的滑動(dòng)的滾動(dòng)時(shí)的抗剝蝕性，最好使用含有顯著提高140～350℃下的低溫回火軟化抗力的Si、Al的鋼。這樣，就可以提供實(shí)現(xiàn)接觸強(qiáng)度不低于滲碳淬火齒輪的廉價(jià)的高頻淬火齒輪構(gòu)件。
另外，本實(shí)施方式的齒輪構(gòu)件是在高頻淬火硬化層中分散了滲碳體或V、Ti、Zr、Ta、Hf的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物中的至少一種的構(gòu)件。這樣就可以改善在滾動(dòng)時(shí)的滑動(dòng)中產(chǎn)生的局部的粘著性。除此以外，通過(guò)在該鋼材中更恰當(dāng)?shù)貜?fù)合添加Al和Ni，即使在其高硬度狀態(tài)下，也可以實(shí)現(xiàn)高韌性化的齒輪構(gòu)件。
下面將參照附圖對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明首先，進(jìn)行了如下的預(yù)備試驗(yàn)。
對(duì)于實(shí)施了滲碳淬火處理的SNCM815、SCM420、SCr420、SMnB420鋼(即表面滲碳鋼)，在接觸應(yīng)力375～220kgf/mm2下對(duì)伴隨著滑動(dòng)的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度(滾壓剝蝕強(qiáng)度)進(jìn)行了預(yù)備試驗(yàn)。其結(jié)果是，在107旋轉(zhuǎn)下開(kāi)始發(fā)生剝蝕的接觸應(yīng)力為210kgf/mm2，在各接觸應(yīng)力下產(chǎn)生剝蝕的滾動(dòng)面最表面層的馬氏體相體的X射線半高寬減少為4～4.2°，并且確認(rèn)了在滾動(dòng)面最表面層有顯著的軟化。
另外，利用淬火回火處理將S55C碳素鋼調(diào)整為洛氏硬度HRC61～62。對(duì)于該碳素鋼，對(duì)接觸應(yīng)力250kgf/mm2下的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度進(jìn)行了預(yù)備試驗(yàn)。其結(jié)果是，在107旋轉(zhuǎn)下開(kāi)始發(fā)生剝蝕的接觸應(yīng)力大致為180kgf/mm2，在接觸應(yīng)力250kgf/mm2下產(chǎn)生剝蝕的滾動(dòng)面的馬氏體相的X射線半高寬與所述表面滲碳鋼大致相同，減少為3.6～4.2°。
另外，對(duì)于共析碳素鋼(0.77重量％C)也對(duì)其滾動(dòng)接觸強(qiáng)度進(jìn)行了預(yù)備試驗(yàn)。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在107旋轉(zhuǎn)下開(kāi)始發(fā)生剝蝕的接觸應(yīng)力為230～240kgf/mm2，與大致由相同的碳量構(gòu)成的所述表面滲碳鋼的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度大致相同，而表面滲碳鋼可以看到由滾動(dòng)接觸強(qiáng)度的不均勻造成的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度的降低，該不均勻是因?yàn)榇嬖跐L動(dòng)表面的晶界氧化層或不完全淬火層而引起的。
另外，對(duì)將共析碳素鋼(0.82重量％C)的滾動(dòng)面進(jìn)行了高頻淬火的材料的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度進(jìn)行了預(yù)備試驗(yàn)。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在107旋轉(zhuǎn)下開(kāi)始發(fā)生剝蝕的接觸應(yīng)力大致為260～270kgf/mm2，與所述共析鋼(0.77重量％C)的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度相比被高強(qiáng)度化，其原因是在滾動(dòng)面馬氏體相中分散有微細(xì)的滲碳體粒子。
另外，從使所述微細(xì)的滲碳體粒子分散的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)在將含有大約1.0重量％C和1.5重量％Cr的SUJ2從840℃開(kāi)始淬火后回火至達(dá)到HRC62.5的材料的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度進(jìn)行了預(yù)備試驗(yàn)。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在107旋轉(zhuǎn)下開(kāi)始發(fā)生剝蝕的接觸應(yīng)力大致為270kgf/mm2，顯示出與所述共析鋼的值大致相同的強(qiáng)度，在接觸應(yīng)力250kgf/mm2下產(chǎn)生了剝蝕的滾動(dòng)面的馬氏體相的X射線半高寬與所述表面滲碳鋼的值大致相同，減少為4.2～4.5°。
另外，對(duì)將含有0.46、0.55、0.66、0.77、0.85重量％碳的碳素鋼從820℃開(kāi)始淬火，在100～350℃下各回火3小時(shí)后的硬度和X射線半高寬進(jìn)行了調(diào)查，另外，參考已經(jīng)公開(kāi)的與之有關(guān)的數(shù)據(jù)(例如「材料」第26卷280號(hào)、P26)進(jìn)行了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，馬氏體相的X射線半高寬達(dá)到4～4.2°的硬度大致相當(dāng)于回火至HRC51～53的狀態(tài)，例如當(dāng)以表面滲碳鋼的表面碳濃度被調(diào)整為大約0.7～0.9重量％為參考時(shí)，其回火溫度大致相當(dāng)于300℃。
根據(jù)以上的預(yù)備試驗(yàn)結(jié)果可以清楚地看到，由于齒輪在高接觸應(yīng)力下嚙合時(shí)產(chǎn)生的熱將齒面最表面部回火、軟化，這樣就會(huì)產(chǎn)生剝蝕。另外，很清楚，作為用于獲得與滲碳淬火齒輪相當(dāng)?shù)膭兾g強(qiáng)度的指標(biāo)，300℃下的回火硬度需要達(dá)到HRC53以上。
另外，在對(duì)SCM420鋼實(shí)施了滲碳淬火處理的滲碳硬化層的300℃回火硬度和僅實(shí)施了淬火處理的共析碳素鋼的300℃回火硬度的比較中，基本上沒(méi)有確認(rèn)有Cr、Mo對(duì)回火軟化抗力的改善。根據(jù)該情況，很清楚，在利用高頻淬火法賦予不低于滲碳淬火齒輪的程度的剝蝕強(qiáng)度時(shí)，需要設(shè)計(jì)提高大致300℃下的低溫回火的回火軟化抗力的新的合金，及根據(jù)所述共析碳素鋼(0.82重量％C)、SUJ2的滾動(dòng)接觸強(qiáng)度的改善作用，將粒徑0.1～1.5μm的微細(xì)并且硬質(zhì)的滲碳體粒子分散在馬氏體相中會(huì)有效地改善接觸強(qiáng)度。
另外，利用所述滲碳體粒子的分散可以提高接觸強(qiáng)度，可以顯著地改善對(duì)邊界潤(rùn)滑狀態(tài)下滑動(dòng)時(shí)的滾動(dòng)面上的局部粘著的耐粘附性，從而可以實(shí)現(xiàn)滾動(dòng)面的最表面溫度的降低和耐磨損性的改善(將其稱(chēng)為硬質(zhì)粒子分散效應(yīng))。
另外，作為耐受與所述的滲碳淬火的剝蝕強(qiáng)度同等程度以上(接觸應(yīng)力Pmax＝230kgf/mm2以上)的高頻淬火齒輪的設(shè)計(jì)，基于赫茲接觸應(yīng)力的理論分析，設(shè)定耐受接觸應(yīng)力值的0.3倍的脈動(dòng)剪切應(yīng)力(R＝0)的疲勞強(qiáng)度的硬度，其硬度的計(jì)算值大致為HRC53.4。該硬度與在所述的預(yù)備試驗(yàn)中根據(jù)產(chǎn)生了剝蝕的滾動(dòng)面的馬氏體相X射線半高寬求得的硬度(HRC＝53)極為良好地一致。另外，由于其硬度因伴隨著滑動(dòng)的滾動(dòng)而產(chǎn)生的摩擦熱，在滾動(dòng)面最表面部升溫至大約300℃時(shí)會(huì)產(chǎn)生剝蝕，因此將300℃回火硬度設(shè)定為至少在耐受Pmax＝230kgf/mm2的HRC53以上。這樣就可以實(shí)現(xiàn)與滲碳淬火齒輪同等程度以上的高接觸應(yīng)力齒輪。
而且，如實(shí)施例2中后述所示，含有0.1～1.0重量％碳的碳素鋼的250℃、300℃、350℃回火馬氏體相的硬度被記述為 并以該硬度為基準(zhǔn)，對(duì)各種合金元素對(duì)300℃回火馬氏體相的硬度的影響進(jìn)行了調(diào)查。其結(jié)果表明，300℃回火馬氏體相的硬度可以用如下的算式來(lái)記述。
圖4(a)～(e)是表示整體加熱水噴霧淬火時(shí)的硬化模式(M＝3.25)的圖。圖5是表示圖4所示的硬化模式的DI值和硬化深度的關(guān)系的圖。本實(shí)施方式中，在將模數(shù)為M＝2～15(mm)的大小的齒輪加熱至900℃后，計(jì)算相當(dāng)于水噴霧冷卻的冷卻能(4英寸-1)下冷卻時(shí)的齒輪淬火硬化深度和鋼材的DI值(英寸)的關(guān)系，另外計(jì)算了所述淬火硬化深度和齒面的殘留應(yīng)力的關(guān)系。此外，很清楚，在齒輪節(jié)圓位置上的淬火硬化層深度淬透化時(shí)，在該位置上產(chǎn)生拉伸殘留應(yīng)力，在大致DI≤0.12×M+0.2的條件下可以防止淬透化。另外清楚地發(fā)現(xiàn)，通過(guò)用所述全齒一次高頻淬火法從齒輪的齒尖開(kāi)始到齒底部的給定位置為止，感應(yīng)加熱至Ac3溫度以上后淬火，就可以形成沿著齒形的淬火硬化層。另外清楚地發(fā)現(xiàn)，利用圖5中的硬化深度和鋼材淬火性的關(guān)系圖，就可以將在節(jié)圓位置上淬透化的DI值的下限位置(箭頭)上的齒根硬化深度調(diào)整為模數(shù)M(mm)的大約1/3倍，從而適于作為齒根強(qiáng)度優(yōu)良的齒輪構(gòu)件。
而且，根據(jù)所述式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系，對(duì)于最廣泛使用的齒輪模數(shù)M＝2，則DI≤0.44，M＝4時(shí)，則DI≤0.68。即使在使用所述非專(zhuān)利文獻(xiàn)1中所述的含有0.40重量％以上的C和0.6重量％以上的Mn的高頻淬火用碳素鋼的DI值最低的成分鋼的情況下，也無(wú)法避免節(jié)圓位置上的淬火硬化層深度淬透化。另外，在含有0.5重量％的C和0.8重量％的Mn的平均的高頻淬火用碳素鋼(DI＝1.2)中，無(wú)法避免將直至模數(shù)M＝8左右的大小的齒輪淬透化。另外，在為了提高所述回火軟化抗力，使用在所述平均的高頻淬火用碳素鋼中添加了0.5重量％以上的Si和0.1重量％以上的Cr的鋼材的情況下，該鋼材的DI值提高至1.36，無(wú)法避免將直至M＝9.5左右的大小的齒輪淬透化。
本實(shí)施方式中，基于所述齒輪材料的熱處理設(shè)計(jì)，將所述鋼中的各合金成分的含量(重量％)如下限定。
本實(shí)施方式的齒輪構(gòu)件是利用高頻淬火法沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構(gòu)件，由至少含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成，由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮Mn、Cr、Mo、V等合金元素而將所述合金元素稀釋化了的鐵素體相中的合金元素濃度、和利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定的、表示齒輪節(jié)圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)，滿(mǎn)足下式的關(guān)系。
DI≤0.12×M+0.2另外，由于所述淬透化的邊界條件下的齒根部位置的淬火硬化層深度被調(diào)整為模數(shù)M的大約1/3倍，因此本發(fā)明中，參考以往的滲碳淬火齒輪構(gòu)件的硬化模式，開(kāi)發(fā)了齒根部淬火硬化層深度被調(diào)整為模數(shù)的1/10～1/3倍的齒根彎曲強(qiáng)度優(yōu)良的齒輪構(gòu)件。
將固溶于所述淬火硬化層的馬氏體相中的下限碳量設(shè)為0.3重量％，是為了使淬火馬氏體相的硬度在HRC55以上，更優(yōu)選下限碳量為0.53重量％。另外，上限碳量雖然以滲碳淬火齒輪中的馬氏體中的碳濃度為參考而設(shè)為0.8重量％以上，但是當(dāng)考慮熱處理時(shí)的淬裂性時(shí)，更優(yōu)選將上限碳量設(shè)為0.7重量％。另外，在所述淬火前組織中滲碳體共存得越多，則Mn、Cr、Mo、V、W等合金元素在滲碳體中就濃縮得越多，從而可以降低鐵素體相中的合金元素濃度。這樣就可以使所述高頻淬火時(shí)的奧氏體的真正的淬火性DI值進(jìn)一步降低。根據(jù)DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系，在具有沿著齒形的淬火硬化層的齒輪構(gòu)件的制造中，最好在所述淬火前組織中有較多滲碳體共存。另外，作為可以使對(duì)齒輪的彎曲疲勞強(qiáng)度不產(chǎn)生較大影響的平均粒徑為0.1～1.5μm的粒狀的滲碳體含有至5體積％(相當(dāng)于碳量0.3重量％)的材料，雖然作為向鋼中添加的碳的上限濃度設(shè)為1.2重量％，但是更優(yōu)選采用不用擔(dān)心由粒狀的滲碳體的分散造成彎曲疲勞強(qiáng)度的降低的1.0重量％作為碳上限濃度。
而且，作為在700℃下使鐵素體相和滲碳體相共存的高頻淬火前組織平衡加熱時(shí)的合金元素M的分配系數(shù)αKM＝(滲碳體中的M元素濃度重量％/鐵素體中的M元素濃度重量％)，確認(rèn)了αKCR＝28，αKMn＝10.5，αKV＝9.0，αKMo＝7.5，αKW＝2，αKNi＝0.34，αKSi、Al0。顯著提高鋼的淬火性的Mn、Cr向滲碳體中濃縮，使鐵素體中的這些合金元素低濃度化，所述高頻淬火時(shí)的加熱中的奧氏體中，滲碳體的碳成分雖然向奧氏體中迅速擴(kuò)散固溶，但是由于濃縮在滲碳體中的合金元素基本上處于不擴(kuò)散的狀態(tài)，因此該非平衡的奧氏體的真正的淬火性DI值顯著降低。
所以，本實(shí)施方式的齒輪構(gòu)件中，最好使用至少將Mn的含量抑制為0.05～0.55重量％，將Cr的含量抑制為0～0.6重量％，另外含有從由Si、Al、Mo、V、Ni、Ti、Cu、W、B、Ca、Nb構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分實(shí)質(zhì)上由Fe構(gòu)成的鋼材。通過(guò)不像Cr那樣向滲碳體中濃縮，而將使最能提高DI值的Mn的添加量抑制在0.05～0.55重量％的范圍內(nèi)，就可以在淬火前組織狀態(tài)下使Mn在滲碳體中濃縮，從而降低鐵素體中的Mn濃度，這樣就可以調(diào)整所述真正的淬火性。
另外，在所述高頻淬火前組織中，通過(guò)適量添加向滲碳體中顯著濃縮的Cr、Mo等合金元素，就可以將鐵素體中的Cr、Mo濃度抑制得較低，從而可以防止所述真正的DI值過(guò)度提高。作為其適合的添加量范圍，從經(jīng)濟(jì)上考慮優(yōu)選鐵素體中含有0～0.25重量％的Cr，含有0～0.2重量％的Mo，作為鋼材，優(yōu)選含有0～0.6重量％的Cr，Mo及W的總含量或至少一方的含量?jī)?yōu)選在0～0.3重量％的范圍。
而且，在Cr向所述高頻淬火前組織中的滲碳體相中過(guò)度濃縮的情況下，利用在850～1100℃短時(shí)間加熱而淬火的高頻淬火，滲碳體在該加熱時(shí)間內(nèi)不固溶地殘留，其結(jié)果是，會(huì)有由淬火形成的馬氏體相中的碳濃度過(guò)低的問(wèn)題。所以，在本實(shí)施方式的其他的齒輪構(gòu)件中，通過(guò)使分散在所述淬火前組織中的滲碳體相中的平均Cr濃度抑制在3.5重量％以下，使得高頻加熱中的奧氏體內(nèi)碳濃度達(dá)到0.3重量％以下。
而且，所述濃縮了Cr的滲碳體相在高頻加熱中向奧氏體中固溶時(shí)的滲碳體的固溶機(jī)理(速度)，可以根據(jù)圖1所示的加熱溫度下的示意性的Fe-C-M(合金元素)三元相圖和其中所示的碳等的等活度線圖的關(guān)系說(shuō)明。
圖1是示意性地表示添加了類(lèi)似于與碳的親和力強(qiáng)的Cr的合金元素的Fe-C-M三元相圖。與以A點(diǎn)表示的組成的鋼中的碳活度相等的碳活度如穿過(guò)圖中的A點(diǎn)的細(xì)線(等碳活度線)所示，由于碳活度因M元素的添加而降低，因此右肩上抬地推移，與滲碳體的固溶度線相交，與含有和該交點(diǎn)(B點(diǎn))平衡的M元素的滲碳體組成點(diǎn)(C點(diǎn))直線地連接。
圖1中的其他的等碳活度線(細(xì)線)是根據(jù)各碳活度計(jì)算的，碳濃度越高則碳活度就越大，而Fe-C軸(Fe-C二元系)中的石墨的固溶度(D點(diǎn))被定義為碳活度Ac＝1。
所述示意圖1中使用的鋼材組成A點(diǎn)的淬火前組織的鐵素體和滲碳體的組成被設(shè)于E、F點(diǎn)，被急速地加熱至淬火加熱溫度，該溫度的F點(diǎn)組成的滲碳體在該情況下殘留有合金元素M，僅擴(kuò)散性極大的碳急速地固溶于奧氏體中。與此時(shí)的滲碳體界面局部平衡的奧氏體界面組成G點(diǎn)的碳活度大于鋼材組成的A點(diǎn)碳活度。根據(jù)該情況可以看出，由于碳的化學(xué)勢(shì)的梯度的原因，碳在鋼材中急速地?cái)U(kuò)散，在滲碳體固溶的位置和原來(lái)為鐵素體的位置上，首先，在碳沿著圖1中的等碳活度線均勻化后(←、→箭頭)，合金元素均勻化。
但是，在合金元素在鋼中的添加量更多(H點(diǎn))、更多的合金元素濃縮于滲碳體中(J點(diǎn))的情況下，滲碳體在該情況下殘留合金元素M而與只有碳固溶時(shí)的滲碳體平衡的奧氏體中的碳活度(K點(diǎn))低于原來(lái)的H點(diǎn)組成的碳活度量。根據(jù)該情況可以看出，雖然碳在極短時(shí)間內(nèi)沿著穿過(guò)K點(diǎn)的等碳活度線迅速擴(kuò)散至L點(diǎn)濃度，但是進(jìn)行進(jìn)一步的固溶，滲碳體完全固溶期間，不會(huì)有從K點(diǎn)沿著滲碳體的固溶度線向B點(diǎn)的合金元素的擴(kuò)散，滲碳體無(wú)法固溶，滲碳體的固溶在被合金元素的擴(kuò)散控速的同時(shí)急速地變慢。
另外可以看出，滲碳體完全固溶的時(shí)間，在穿過(guò)A、H點(diǎn)組成的等碳活度線與滲碳體的固溶度線的交點(diǎn)B所示的M元素濃度以上，滲碳體中的M元素濃度越大，則變得越慢。為了減少由高頻加熱、淬火造成的未固溶滲碳體量，需要將滲碳體中的M元素濃度抑制在B點(diǎn)的M元素濃度以下。另外，由于穿過(guò)所述K點(diǎn)的等碳活度線上的L點(diǎn)的碳濃度大致與在未固溶狀態(tài)下將滲碳體分散的馬氏體母相中的碳濃度對(duì)應(yīng)，因此L點(diǎn)的碳濃度只要是本實(shí)施方式的0.3～0.9重量％即可，需要對(duì)L點(diǎn)達(dá)到0.3～0.9重量％的滲碳體的J點(diǎn)進(jìn)行管理。
為了更加具體化，以圖2所示的Fe-C-Cr三元相圖和碳的等活度線圖(在1000℃)為參考，對(duì)在1000℃迅速加熱而進(jìn)行淬火處理的高頻淬火的情況進(jìn)行如下討論。
(1)滲碳體急速地固溶的情況(滲碳體中的Cr濃度低的情況)當(dāng)對(duì)圖2中的A點(diǎn)(0.8重量％C、0.4重量％Cr)所示的鋼在(滲碳體+鐵素體)共存區(qū)域的700℃下進(jìn)行充分加熱時(shí)，就會(huì)成為B點(diǎn)(滲碳體、2.6重量％Cr)和C點(diǎn)(鐵素體、0.09重量％Cr)的組成。當(dāng)在該狀態(tài)下例如利用高頻加熱急速加熱至達(dá)到奧氏體狀態(tài)的1000℃時(shí)，B點(diǎn)、C點(diǎn)雖然會(huì)沿著箭頭的方向朝向A點(diǎn)均勻化，但是如前所述，在B點(diǎn)的滲碳體中的合金元素基本上不會(huì)在奧氏體中擴(kuò)散期間，碳在具有鐵素體組成的奧氏體(C點(diǎn))中會(huì)在經(jīng)由圖中D點(diǎn)的同時(shí)如↑↓箭頭所示急速地?cái)U(kuò)散。在將滲碳體固溶后，雖然在穿過(guò)A點(diǎn)的等碳活度線上伴隨著Cr的擴(kuò)散的同時(shí)，Cr元素緩慢地朝向A點(diǎn)均勻化，但是在利用更急速的高頻加熱實(shí)現(xiàn)滲碳體固溶時(shí)，馬氏體母相的碳濃度就會(huì)變?yōu)榕cA點(diǎn)大致相同的碳濃度，從而可以獲得更高硬度的馬氏體。
所以，本實(shí)施方式的馬氏體相中的固溶碳濃度達(dá)到0.9重量％時(shí)的滲碳體中的Cr濃度大致為3.5重量％。所以，通過(guò)至少將滲碳體中的Cr控制在3.5重量％以下，未固溶的滲碳體就不會(huì)殘留。
(2)滲碳體的固溶被大大延遲的情況1當(dāng)對(duì)圖2中的E點(diǎn)(0.8重量％C、1重量％Cr)所示的鋼在鐵素體和滲碳體共存區(qū)域的700℃下充分加熱時(shí)，就會(huì)成為G點(diǎn)(鐵素體、0.24重量％Cr)和F點(diǎn)(滲碳體、6.61重量％Cr)的組成。當(dāng)在該狀態(tài)下利用例如高頻加熱急速地加熱至達(dá)到奧氏體狀態(tài)的1000℃時(shí)，則如前述的例子所示，F(xiàn)點(diǎn)會(huì)朝向H點(diǎn)固溶。H點(diǎn)(處于與滲碳體固溶時(shí)的滲碳體等碳活度量的關(guān)系的奧氏體界面)處的碳活度由于低于原來(lái)的E點(diǎn)的碳活度，因此在首先用碳擴(kuò)散控速機(jī)理使?jié)B碳體固溶至穿過(guò)H點(diǎn)的等碳活度線后，與滲碳體平衡的γ相組成(H點(diǎn))沿著滲碳體的固溶度線直到處于與E點(diǎn)等活度的關(guān)系的滲碳體的固溶度線上的I點(diǎn)，在伴隨著Cr的擴(kuò)散的同時(shí)，將滲碳體固溶，在γ組成到達(dá)I點(diǎn)時(shí)，滲碳體則完全地固溶。另外，淬火后的馬氏體母相中的碳濃度變?yōu)榇蠹s0.6重量％，在非常硬的馬氏體中大約3體積％的滲碳體以未固溶狀態(tài)分散。另外，可以讀出所述馬氏體母相中的碳濃度達(dá)到0.35重量％的上限的滲碳體相中的Cr濃度約為10％。根據(jù)該情況可以看出，通過(guò)將滲碳體相中的Cr濃度調(diào)整為3.5～10重量％，就可以獲得在碳濃度0.35～0.9重量％的馬氏體母相中分散了未固溶的滲碳體的淬火硬化層。
(3)滲碳體的固溶被大大延遲的情況2而且，所述(2)的情況下的H點(diǎn)被假定為，與滲碳體不同的Cr7C3碳化物與γ相平衡，非平衡的滲碳體和γ相的二相平衡在滲碳體的固溶過(guò)程中成立。在該滲碳體的固溶過(guò)程中，雖然滲碳體以碳擴(kuò)散速率固溶至穿過(guò)Cr7C3碳化物的固溶度線上的J點(diǎn)的等碳活度線(約為0.2)，但是其后的滲碳體的固溶由于加上了如下的約束條件，即，在滲碳體消失前從Cr7C3碳化物不析出的J點(diǎn)開(kāi)始，沿著Cr7C3碳化物的固溶度線到達(dá)Cr7C3碳化物也可以不析出的(γ相+滲碳體+Cr7C3)三相共存區(qū)域的K點(diǎn)，因此滲碳體的固溶被進(jìn)一步延遲。利用此時(shí)的所述高頻加熱、淬火獲得的馬氏體母相中的碳濃度達(dá)到大約0.45重量％，在硬質(zhì)(HRC57～61)的馬氏體母相中以未固溶的狀態(tài)分散有大約5體積％的滲碳體。
而且，根據(jù)所述研究結(jié)果，由于發(fā)生滲碳體的顯著的固溶延遲的邊界點(diǎn)為在1000℃的加熱條件下滲碳體相中的Cr濃度濃縮至大約3.5重量％以上的情況。由于在900℃的加熱下滲碳體相中的Cr濃度為大約2.5重量％，因此例如對(duì)含有C0.9重量％、Cr0.6重量％的鋼在700℃下加熱時(shí)的滲碳體中的Cr濃度可以根據(jù)Cr濃度＝αKCr×鋼中的Cr濃度/(1-(鋼中的碳濃度/6.67)×(1-αKCr))算出為3.6重量％。根據(jù)該情況，Cr的上限添加量大致為0.6重量％，優(yōu)選0.5重量％以下。而且，αKCr是表示所述鐵素體相和滲碳體間的Cr的濃縮性的分配系數(shù)，600℃下的Mn、Cr、Mo的分配系數(shù)為αKCr＝52，αKMn＝19，αKMo＝12Cr，可知向滲碳體中的濃縮傾向增大。
另外，在將所述滲碳體中的Cr濃度控制在3.5重量％以下的情況下，以及在實(shí)施急速的高頻加熱的情況下，除了用所述碳擴(kuò)散控速使?jié)B碳體固溶的機(jī)理以外，滲碳體相/奧氏體相界面的移動(dòng)阻力被認(rèn)為會(huì)減慢滲碳體固溶，滲碳體以未固溶狀態(tài)分散在淬火硬化層中。所以，本實(shí)施方式中，由于在分散了5體積％以下的滲碳體的SUJ2軸承材料中，未觀察到滲碳體粒子對(duì)彎曲強(qiáng)度造成的不良影響，因此可以在淬火硬化層中分散5體積％以下的滲碳體。
另外，Mn與V、Mo相比，αKMn更大，是在滲碳體相中顯著濃縮的元素。在本實(shí)施方式的組成范圍(Mn在0.55重量％以下，C在0.43重量％以上)中，由于滲碳體相中的Mn濃度達(dá)到4重量％，并且降低奧氏體中的碳活度的Mn的作用只顯示出Cr的大約1/2以下的作用，因此基本上未確認(rèn)到所述滲碳體相的固溶延遲作用。所以，在如前所述應(yīng)用于齒輪用鋼材中的情況下，為了抑制淬火性，最好所使用的Mn含量在0.55重量％以下。另外，此時(shí)的鐵素體相中的Mn濃度最好被抑制為0.35重量％以下。
另外，當(dāng)V超過(guò)0.3重量％時(shí)，由于V4C3碳化物會(huì)殘留在高頻淬火后的馬氏體母相中，并且V4C3會(huì)發(fā)揮顯著的后述的硬質(zhì)粒子分散效應(yīng)(～0.4體積％)，因此作為V添加量范圍優(yōu)選0.1～0.5重量％。
而且，所述滲碳體和鐵素體間的分配系數(shù)αKMn如前所述，是在700℃下充分加熱時(shí)的系數(shù)，在將加熱溫度降至600℃時(shí)雖然Cr、Mn、V、Mo分配系數(shù)會(huì)變大，但是由于在其加熱時(shí)間過(guò)短的情況下未被充分濃縮，因此最好預(yù)先在鋼的共析溫度以下進(jìn)行加熱處理。
另外，作為高頻淬火前組織，也可以是珠光體、珠光體+鐵素體、索氏體、球狀化組織的任意一種組織。但是，珠光體組織的片狀滲碳體或鐵素體在所述淬火硬化層中的馬氏體母相中分散，則在強(qiáng)度方面不理想。該情況下，作為高頻淬火的前組織，更優(yōu)選將滲碳體先大致粒狀化為平均粒徑0.1～1.5μm。在該滲碳體粒子的微細(xì)化中需要添加αKMn大的元素，最好添加0.05～1重量％的向滲碳體中的濃縮傾向最大的Cr。
另外，在如前所述將高頻淬火前組織設(shè)為滲碳體球狀化組織的情況下，當(dāng)實(shí)現(xiàn)基于原材料調(diào)質(zhì)(淬火回火熱處理)的球狀化時(shí)，由于有必要暫時(shí)形成較深的馬氏體層，因此必然需要使用淬火性高的鋼。所以，本實(shí)施方式中，最好利用球狀化退火處理來(lái)實(shí)施，特別是，在大量添加顯著提高共析溫度的Si、Al的鋼中，具有其熱處理時(shí)間可以大幅度縮短的特征。
實(shí)施所述高頻淬火而利用的齒輪構(gòu)件如前所述，由于在滲碳體中濃縮Cr、Mo、V、Mn等而進(jìn)行高頻淬火，因此淬火硬化層的馬氏體母相內(nèi)的合金元素的均勻化基本上不會(huì)發(fā)展，其回火軟化抗力降低，這樣，就不用擔(dān)心與滲碳淬火齒輪構(gòu)件(滲碳表面碳濃度為0.65～0.9重量％)相比，其接觸強(qiáng)度未被改善。所以，本實(shí)施方式中，含有基本上不會(huì)向滲碳體中濃縮而有效地殘留在所述馬氏體母相中，從而提高了馬氏體母相的回火軟化抗力的Si0.5～2重量％或Al0.25～1重量％中的任意一方，或(Si+Al)0.5～2重量％和Cr0.05～0.6重量％，另外，使用含有Mn、Ni、Mo、Cu、W、B、Ca、Nb的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分實(shí)質(zhì)上由Fe構(gòu)成的高頻淬火用鋼材，利用該鋼材制作齒輪構(gòu)件。
而且，滲碳淬火齒輪構(gòu)件根據(jù)相當(dāng)于SCM420的合金元素的回火軟化抗力，下述回火軟化參數(shù)大約為2。
2≤4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+3.1×V(重量％)+1.5×Mo(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))根據(jù)上述關(guān)系，本實(shí)施方式中，將下限Si添加量設(shè)為0.5重量％，對(duì)于上限Si添加量雖然直到3重量％都有效，但是考慮該鋼材的機(jī)械加工性而設(shè)為2重量％。
Al由于顯示出Si以上的回火軟化抗力，因此作為Al的下限添加量適于設(shè)為0.25重量％。由于Al是顯著的鐵素體穩(wěn)定化元素，將Ac3點(diǎn)向高溫側(cè)轉(zhuǎn)移的作用是Si的2倍左右，因此Al的上限添加量設(shè)為1重量％。
另外，本實(shí)施方式中，由于大量添加Si、Al等鐵素體穩(wěn)定化元素，因此對(duì)在高頻淬火時(shí)鐵素體相殘留在淬火硬化層中的危險(xiǎn)性進(jìn)行研究。如圖3所示，在添加了3重量％Si的鋼中，通過(guò)添加0.35重量％以上的碳，優(yōu)選添加0.45重量％以上的碳，在高頻淬火時(shí)的通常的加熱溫度(850～1000℃)下就會(huì)充分地奧氏體化。另外，在取代Si而添加Al的情況下，由于Al具有Si的2倍以上的鐵素體穩(wěn)定化能力，因此在本實(shí)施方式中最好將1.0重量％作為Al上限添加量。
另外，在高濃度地添加提高所述回火軟化抗力的Si或Ni向情況下，容易產(chǎn)生鋼材制造過(guò)程或熱處理中的石墨的析出。所以，為了防止該石墨析出，最好先添加0.05重量％以上的Cr、Mo、V等將滲碳體穩(wěn)定化的合金元素。
所述高頻淬火的前組織雖然也可以是(鐵素體+珠光體)組織，但是由于在存在粗大的鐵素體的情況下，難以利用短時(shí)間的高頻加熱而均勻化，因此，如本實(shí)施方式所示，最好含有所述Ti、V、Zr、Nb、Ta、Hf的碳化物、碳氮化物，使(鐵素體+珠光體)組織變細(xì)，抑制粗大的鐵素體的產(chǎn)生或?qū)撝械奶剂空{(diào)整為0.6重量％以上。
而且，在所述齒輪構(gòu)件用鋼材中，由于要具有在其原材料調(diào)質(zhì)處理中所必須的適度的淬火性，因此在0～0.3重量％的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)睾蠱o、W較好。由于如前所述將Mn抑制為0.05～0.55重量％而使用，因此最好將該鋼材中所含的S含量例如抑制在0.015重量％以下而充分地發(fā)揮MnS的脫硫效果，另外，從低溫韌性的觀點(diǎn)考慮，最好將Mo及W的總量或至少一方添加0.05～0.3重量％。本實(shí)施方式中，也可以使用含有Mo、W0.05～0.3重量％，另外還含有Mn、Ni、Cu、B、Ca當(dāng)中的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質(zhì)元素，而剩余部分實(shí)質(zhì)上由Fe構(gòu)成的鋼材。
這里，將Mo的上限添加量設(shè)為0.3重量％的理由是，由于在此以上的添加會(huì)因與所述的滲碳體的未固溶化機(jī)理(3)類(lèi)似的機(jī)理而產(chǎn)生滲碳體的未固溶化，從而基本上對(duì)馬氏體母相的強(qiáng)化沒(méi)有幫助。另一方面，下限值是以相對(duì)于以往的回火脆性的Mo添加量為參考而決定的。另外，從所述韌性的觀點(diǎn)考慮，對(duì)于作為雜質(zhì)的P、O最好也抑制在0.015重量％以下、優(yōu)選0.0015重量％以下而使用，另外，最好也充分實(shí)施基于Al、Ti的復(fù)合脫氧。
另外，為了改善韌性，在含有0.25重量％以上的Al的鋼材中，最好添加0.3～1.5重量％的Ni，最好使用該鋼材制造齒輪構(gòu)件。
另外，所述鋼材至少含有0.05～0.2重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一種以上的合金元素，并且分散有0.1～0.5體積％的以這些合金元素為主體的平均粒徑0.1～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物當(dāng)中的一種以上。還可以制作所述淬火硬化層具有滾動(dòng)面層，該滾動(dòng)面層含有0.53～0.9重量％的碳C，在滾動(dòng)面層被淬火后，具有低溫下被回火的馬氏體組織的母相的齒輪構(gòu)件。
另外，在所述高頻淬火齒輪構(gòu)件的淬火硬化層中的馬氏體母相中，原有滲碳體痕跡的Mn、Cr、Mo等合金元素濃度高的部分分散在原有鐵素體痕跡的合金元素濃度低的部分中。例如，在將Fe-0.8重量％C-0.4重量％Mn-0.4重量％Cr鋼在700℃下進(jìn)行前組織調(diào)整并實(shí)施了高頻淬火的馬氏體相中，計(jì)算出大約Fe-1.1重量％C-2.3重量％Mn-3.4重量％Cr組成的原有滲碳體痕跡部分分散在Fe-0.75重量％C-0.22重量％Mn-0.12重量％Cr組成的原有鐵素體痕跡中，另外，這些部位的Ms點(diǎn)例如使用村井的關(guān)系式(Ms(K)＝667-195×C重量％-44.9×Mn重量％-19.6×Ni重量％-21.4×Cr重量％-20.7×Mo重量％(「鐵和鋼」、84(1998)P446))計(jì)算為3℃、233℃，由于形成于原有滲碳體痕跡部分的殘留奧氏體極為穩(wěn)定，因此就可以形成含有該殘留奧氏體的富于韌性的淬火硬化層。
所以，本實(shí)施方式中，最好含有5～15體積％所述穩(wěn)定的殘留奧氏體，并且還含有10～40體積％因該穩(wěn)定的殘留奧氏體的存在及未固溶滲碳體的存在而派生地殘留的殘留奧氏體及形成于所述原有鐵素體痕跡中的殘留奧氏體(稱(chēng)為不穩(wěn)定的殘留奧氏體)。
而且，所述不穩(wěn)定的殘留奧氏體雖然對(duì)于負(fù)載齒輪構(gòu)件的沖擊的載荷時(shí)的韌性提高基本上沒(méi)有幫助，但是在齒輪之間嚙合時(shí)在馬氏體化的同時(shí)改善親和性方面會(huì)起到有效的作用。另外，所述穩(wěn)定的奧氏體在所述韌性改善或齒輪咬入污物時(shí)的齒面強(qiáng)化方面是有效的。另外，在齒面在邊界潤(rùn)滑條件下伴隨著滑動(dòng)的同時(shí)嚙合期間，在軟質(zhì)的殘留奧氏體產(chǎn)生了微量的磨損的情況下，形成對(duì)齒面潤(rùn)滑能夠有效地作用的油坑，從而可以發(fā)揮更有效的潤(rùn)滑性。
作為以相同的效果為目標(biāo)的方法，雖然在例如所述專(zhuān)利文獻(xiàn)2中，公布有在滑動(dòng)面上對(duì)10～40面積％加工而形成微小的凹陷的方法，但是在該凹陷深度為0.5～2μm左右并將它們應(yīng)用于齒輪構(gòu)件中的情況下，在起動(dòng)時(shí)的初期的狀態(tài)下就會(huì)磨損，從而有其效果不能持續(xù)的問(wèn)題。與此相反，在所述的本實(shí)施方式中，可以基本上持續(xù)地發(fā)揮該效果。
而且，為了提高所述高頻淬火齒輪構(gòu)件的耐接觸應(yīng)力疲勞強(qiáng)度和齒根彎曲疲勞強(qiáng)度，進(jìn)行如下操作中的至少一種，即，上述穩(wěn)定的殘留奧氏體的分散、5體積％以下的未固溶滲碳體的分散、V、Ti、Nb等特殊碳化物的分散及基于迅速的高頻淬火操作的將舊的奧氏體晶粒微細(xì)化至ASTM粒度編號(hào)10以上而實(shí)現(xiàn)馬氏體片的微細(xì)化。這樣就可以抑制疲勞破壞時(shí)的裂紋的傳播性。
另外，作為所述高頻淬火法，最好使用以從該齒輪用鋼材的Al溫度以下的溫度開(kāi)始直到900～1100℃的淬火溫度，利用60kHz以下的高頻進(jìn)行10秒以?xún)?nèi)的奧氏體化加熱后急冷的方法。這樣就可以防止所述晶粒的粗大化。另外，在齒輪用鋼材中預(yù)先分散了V、Ti、Nb等的特殊碳化物的情況下，最好將上限的高頻加熱溫度設(shè)為1050℃。另外，在淬火前組織中沒(méi)有貝氏體或馬氏體組織的情況在防止所述晶粒的粗大化方面是理想的。
另外，為了防止所述晶粒的粗大化和形成沿著齒形的淬火硬化層，作為高頻淬火法也可以使用在將齒輪用鋼材在300℃～A1溫度下預(yù)熱后，以高頻大電能進(jìn)行3秒以?xún)?nèi)的加熱后急冷的方法。這樣就可以獲得沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構(gòu)件。而且，所述預(yù)熱處理是為了抑制齒輪構(gòu)件的淬火變形的產(chǎn)生和防止淬裂性而實(shí)施的。另外，雖然適時(shí)地選取在所述急速加熱后直至開(kāi)始急冷期間的時(shí)間，等待加熱部的均熱化和降溫而急冷在抑制淬裂及進(jìn)一步加深齒底部的淬火硬化層方面是理想的，但是，即使表面溫度較低，也優(yōu)選在800℃以上開(kāi)始急冷。
另外，所述齒輪構(gòu)件最好是伴隨著滑動(dòng)的齒輪構(gòu)件，至少在其齒面節(jié)圓表面上形成壓縮殘留應(yīng)力，在其齒根部表面殘留有50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。這樣就可以提高齒根彎曲疲勞強(qiáng)度和剝蝕強(qiáng)度。另外，為了在由所述齒輪構(gòu)件的齒頂、齒側(cè)、節(jié)圓、齒根側(cè)面、齒底構(gòu)成的齒形表面層中，殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力，也可以使用噴丸硬化等物理加工手段。另外，利用所述噴丸硬化，在齒形端面的表面層上殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力，其結(jié)果是，還可以防止來(lái)自齒形端面部的淬火邊界部的的剝落性的破損。
另外，根據(jù)本實(shí)施方式，即使對(duì)于無(wú)法進(jìn)行輪廓加熱的齒輪構(gòu)件，由于可以使齒面節(jié)圓位置上的淬火硬化層深度不淬透，因此所述齒輪構(gòu)件也可以是內(nèi)齒的環(huán)形齒輪。
另外，本實(shí)施方式的高頻淬火齒輪構(gòu)件的制造方法使用至少含有0.43～1.2重量％的C的鋼材，由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮Mn、Cr、Mo、V等合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應(yīng)加熱而向奧氏體向中擴(kuò)散固溶了0.3～0.8重量％的碳濃度決定的表示齒輪節(jié)圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)，相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)，滿(mǎn)足下式的關(guān)系。
DI≤0.12×M+0.2根據(jù)所述齒輪構(gòu)件的制造方法，通過(guò)將DI值如上所述地控制，就可以實(shí)現(xiàn)深度較淺的淬火，從而可以沿著齒形形成淬火硬化層。
而且，將與所述發(fā)明有關(guān)的各合金元素的作用集中敘述如下。
C0.43～1.2重量％C是顯著地提高由高頻淬火生成的馬氏體的硬度的元素，為了使其硬度至少在HRC55以上，需要添加0.3重量％以上的C。另外，高頻淬火前組織中所添加的碳的幾乎全部都作為滲碳體析出。本發(fā)明中，從在該滲碳體中濃縮Mn、Cr、Mo、V、W等提高淬火性的合金元素，顯著地降低鐵素體相的合金元素濃度的觀點(diǎn)考慮，滲碳體量越多(碳添加量越多)，則有如下的優(yōu)點(diǎn)(1)可以增多向鋼材中的合金元素的添加量，直至鋼材的深處形成550℃以上的回火馬氏體組織，同時(shí)(2)可以在回火中減少鐵素體中的這些合金元素濃度，顯著地抑制所述高頻淬火性。
根據(jù)該情況，將下限C添加量設(shè)為0.43重量％，上限C添加量考慮到齒輪的機(jī)械加工性設(shè)為1.2重量％，但是馬氏體中的碳濃度考慮到其淬裂性，更優(yōu)選設(shè)為C0.3～0.7重量％。
另外，作為高頻淬火前組織，對(duì)在其0.8～1.2重量％C鋼材的Ac1溫度以上～900℃(奧氏體+滲碳體)二相區(qū)域中加熱，分散了5體積％以下的粒狀滲碳體后進(jìn)行冷卻的情況進(jìn)行考慮。例如，在添加了0.6重量％的Cr、1.2重量％的C的鋼中在滲碳體中濃縮4.5重量％的Cr，在該二相區(qū)域中分散析出的由平均粒徑為0.1～1.5μm構(gòu)成的粒狀滲碳體在后一行程中的高頻淬火中不固溶。本發(fā)明中，容許這些滲碳體的分散。
SiSi是顯著地提高350℃以下的低溫回火溫度區(qū)域的回火軟化抗力的元素。作為提高回火軟化抗力的機(jī)理，是通過(guò)使低溫下析出的ε碳化物更加穩(wěn)定化，將滲碳體的析出進(jìn)一步向高溫側(cè)提升來(lái)防止軟化。
Si的下限添加量以每1重量％的Si的300℃回火下的軟化抗力ΔHRC為4.3作為參考，作為用于實(shí)現(xiàn)與所述滲碳淬火齒輪部同等程度以上的回火軟化抗力的添加量設(shè)為大約0.5重量％。另外，該Si的上限添加量也可以按照使在所述共存的碳量0.35～0.9重量％的范圍中Ac3相變溫度不超過(guò)900℃的方式，為了使高頻淬火溫度不過(guò)分高而設(shè)為3重量％。但是，為了使?jié)饪s于高頻淬火前組織的鐵素體中的Si不過(guò)分提高所述高頻淬火性，最好將Si的上限添加量抑制為2重量％。另外，由于有0.15重量％的Si共存時(shí)的Al添加量大約為0.25重量％，因此也可以將其設(shè)為Si、Al添加下限量，將Si和Al的合計(jì)的下限添加量設(shè)為0.4重量％。
AlAl顯示出強(qiáng)大的脫氧作用并且將作為鋼中所含的雜質(zhì)元素的P、S從晶界中排斥出去的作用十分強(qiáng)大。由于這些情況因而在鋼材的潔凈度化方面十分有效，通過(guò)如后述所示使之與Ni共存，可以顯著地改善韌性。另外，本發(fā)明中，其特征是，確認(rèn)Ai是比Si更能提高低溫回火軟化抗力的元素(ΔHRC＝7.3)，單獨(dú)添加Al時(shí)的添加量設(shè)為0.25～1.25重量％，在將Si的一部分用0.15～1.25重量％的Al置換而利用的情況下，將(Si+Al)設(shè)為0.5～2重量％。如前所述，Al是比Si更強(qiáng)的鐵素體穩(wěn)定化元素，由于具有與Si相比使Ac3溫度提高大約1.6倍的作用，因此將其最大的添加量設(shè)為1.25重量％以下(2.0重量％/1.6)。另外，為了不使淬火溫度過(guò)分提高，最好將其上限值抑制為1重量％。
MnMn雖然在高頻淬火前組織的滲碳體中濃縮，但是不像Cr等那樣濃縮，在共存的鐵素體中殘存有需要量以上的量，顯著提高所述高頻淬火時(shí)的淬火性。所以，本發(fā)明中，將Mn添加量抑制為0.05～0.55重量％，另外由于取代該Mn的添加的抑制而積極地添加提高回火軟化抗力的Si、Al元素，因此更優(yōu)選將Mn的上限添加量設(shè)為0.45重量％。另外，由于Mn顯示出顯著的脫硫作用，因此最好與Mn添加量的抑制一起，實(shí)現(xiàn)S含量的降低或添加Ti、Zr、Ca等脫硫元素。
CrCr是在所述球狀化處理中的奧氏體和滲碳體共存的加熱中或在Al溫度以下的鐵素體和滲碳體共存的加熱中顯著地在滲碳體中濃縮的元素。當(dāng)高頻淬火前組織中含有濃縮了Cr元素大約3.5重量％以上的滲碳體時(shí)，就會(huì)有使大量的滲碳體殘留在高頻淬火的淬火硬化層中的作用。所以，本發(fā)明的Cr添加量首先是應(yīng)當(dāng)按照使所述滲碳體中的平均Cr濃度不超過(guò)3.5重量％的方式添加的量。例如在對(duì)0.9重量％C鋼和0.45重量％C鋼在700℃下充分加熱處理的情況下，發(fā)現(xiàn)分別以大約0.6重量％Cr、0.4重量％Cr為上限Cr添加量。另外，滲碳體中的Cr濃度達(dá)到3.5重量％時(shí)的鐵素體中的Cr濃度根據(jù)所述αKCr的值為0.13重量％，為了充分抑制所述高頻淬火性，最好將鐵素體相中的Cr濃度設(shè)為0.13重量％以下。
另外，本發(fā)明中，雖然抑制所述Mn添加，積極地添加提高回火軟化抗力的Si、Al元素，但是為了防止由Si的添加造成的滲碳體的石墨化，最好將Cr、V、Mo的一種以上添加0.05重量％以上。
NiNi是在所述高頻淬火前組織的鐵素體中濃縮并提高所述高頻淬火性的元素。通過(guò)相對(duì)于所述Al添加量復(fù)合添加0.3～2.5重量％的Ni，可以體現(xiàn)出顯著的強(qiáng)韌性作用。特別是，含有0.6重量％及1.2重量％碳的高硬度馬氏體組織由于顯示出優(yōu)良的夏氏沖擊特性，可以大幅度地改善齒輪的耐沖擊載荷，因此作為齒輪材料十分有效。本實(shí)施方式中，考慮到所述高頻淬火性和Ni添加的經(jīng)濟(jì)性，Ni上限添加量設(shè)為1.5重量％。
MoMo雖然與Mn同樣在高頻淬火前組織的滲碳體中濃縮，但是不像Cr元素等那樣濃縮，以需要量以上殘存在共存的鐵素體中，顯著提高所述高頻淬火時(shí)的淬火性。所以，Mo雖然根據(jù)本發(fā)明的主旨是不可欠缺的元素，但是由于Mo是抑制因P、S的存在而產(chǎn)生的回火脆性的元素，因此最好添加0.05～0.3重量％。而且，對(duì)于W也基本相同。
如上說(shuō)明所示，根據(jù)本實(shí)施方式，可以提供使得齒面節(jié)圓位置的淬火硬化層深度不會(huì)淬透化，在節(jié)圓位置殘留壓縮殘留應(yīng)力，在抗剝蝕性方面優(yōu)良的高頻淬火齒輪構(gòu)件及其制造方法。
下面將參照附圖對(duì)本發(fā)明的齒輪構(gòu)件及其制造方法的具體實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。
(實(shí)施例1)·淬火回火碳素鋼及表面滲碳鋼的剝蝕強(qiáng)度(預(yù)備試驗(yàn))本實(shí)施例中，為了研究伴隨著齒輪的齒面的滑動(dòng)的滾動(dòng)疲勞強(qiáng)度，使用圖6(a)、(b)所示的試樣實(shí)施了滾壓剝蝕試驗(yàn)，對(duì)各種淬火回火碳素鋼及表面滲碳鋼的剝蝕強(qiáng)度進(jìn)行了調(diào)查。表1是表示本實(shí)施例中使用的各種碳素鋼、表面滲碳鋼的化學(xué)成分的表，各種鋼材在加工成圖6(a)的小滾筒形狀后，No.1、2、4在820℃下加熱30分鐘后水淬并在160℃下回火3小時(shí)，以供試驗(yàn)用。另外，No.3和No.4在原材料調(diào)質(zhì)處理后使用40kHz、200kW高頻電源將滾動(dòng)面加熱至950℃后進(jìn)行淬火硬化，實(shí)施了與上述相同的回火處理。另外，No.5在930℃下進(jìn)行了5小時(shí)的滲碳處理(碳勢(shì)0.8)后冷卻到850℃，在850℃下保持30分鐘后，在60℃的淬火油中淬火后，實(shí)施了與上述相同的回火處理。


而且，將No.4的球狀化處理了的SUJ2利用高頻加熱在800℃以上的溫度區(qū)域中以5℃/sec比較慢地升溫，在給定的加熱溫度下保持約5秒后進(jìn)行水淬，將根據(jù)此時(shí)的淬火層硬度調(diào)查的馬氏體中的碳濃度和未溶解的滲碳體量的關(guān)系的結(jié)果表示在圖7(a)、(b)、(c)中。很明顯，由于Cr向滲碳體中的濃縮，延遲了滲碳體向奧氏體中的固溶，為了獲得足夠的硬度的馬氏體，至少需要將加熱溫度設(shè)定為925℃以上。即使在將加熱溫度提高至1000℃的情況下，也有6體積％以上的滲碳體以未固溶狀態(tài)殘留，因此按照使No.3、4的高頻淬火溫度達(dá)到950～980℃的方式實(shí)施了淬火處理后，在160℃下進(jìn)行3小時(shí)的回火，其結(jié)果是，殘留的滲碳體量為No.32體積％，No.410體積％。
另外，大滾筒使用了將No.4的SUJ2材料在820℃下加熱30分鐘后進(jìn)行水淬，在160℃下回火3小時(shí)的材料。滾壓剝蝕試驗(yàn)如下實(shí)施，即，在具有平行的2個(gè)旋轉(zhuǎn)軸的試驗(yàn)機(jī)上，將小滾筒試樣1及大滾筒試樣2按照使中心軸5、6與其2個(gè)旋轉(zhuǎn)軸的中心一致的方式固定，使各個(gè)試驗(yàn)面3、4按照施加給定的接觸應(yīng)力的方式接觸，按照使試驗(yàn)面3、4接觸的部分向相同方向行進(jìn)的方式，使之對(duì)中心軸5、6分別以給定的轉(zhuǎn)速旋轉(zhuǎn)。這里，在用70℃的機(jī)器潤(rùn)滑油#30潤(rùn)滑，并且將小滾筒的轉(zhuǎn)速設(shè)為1050rpm，將大滾筒(負(fù)載滾筒)的轉(zhuǎn)速設(shè)為292rpm，賦予40％的滑移系數(shù)，將接觸應(yīng)力設(shè)為375～220kgf/mm2的各種條件下施加負(fù)載而實(shí)施。
圖8是將在各種接觸應(yīng)力下產(chǎn)生了剝蝕的反復(fù)次數(shù)(將小滾筒旋轉(zhuǎn)1圈設(shè)為1次)集中表示的圖，將橫軸設(shè)為產(chǎn)生了剝蝕的反復(fù)次數(shù)，將縱軸設(shè)為該試驗(yàn)時(shí)的接觸應(yīng)力。圖中，將連接作為基準(zhǔn)的表面滲碳鋼(No.5)的各接觸應(yīng)力的最小反復(fù)次數(shù)的壽命線表示在圖中。當(dāng)將產(chǎn)生剝蝕的反復(fù)次數(shù)達(dá)到107次時(shí)的接觸應(yīng)力定義為滾動(dòng)面疲勞強(qiáng)度(剝蝕強(qiáng)度)時(shí)，該剝蝕強(qiáng)度達(dá)到大約210kgf/mm2。另外，當(dāng)用同樣的整理的方法進(jìn)行研究時(shí)，No.1175kgf/mm2，No.2240kgf/mm2，No.3(高頻淬火)260kgf/mm2，No.4270kgf/mm2及No.4(高頻淬火)290kgf/mm2，發(fā)現(xiàn)利用高頻淬火，可以顯著地改善分別分散了大約2體積％、大約10體積％的滲碳體粒子的No.3、No.4的滾動(dòng)面疲勞強(qiáng)度。另外發(fā)現(xiàn)，表面滲碳鋼的不均勻略大，其原因是由滾動(dòng)面上的滲碳時(shí)的晶界氧化或不完全淬火層的存在或殘留奧氏體量較多等造成的，在用平均的剝蝕產(chǎn)生次數(shù)進(jìn)行比較時(shí)，與No.2的剝蝕強(qiáng)度相比沒(méi)有變化。
另外，對(duì)產(chǎn)生了剝蝕的滾動(dòng)面的馬氏體相的X射線半高寬進(jìn)行調(diào)查的結(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°。
另外，對(duì)實(shí)施了所述熱處理的No.1～No.5的試樣調(diào)查了250～350℃各3小時(shí)回火時(shí)的X射線半高寬的結(jié)果為，產(chǎn)生所述剝蝕的滾動(dòng)面的半高寬大致與300℃下回火的半高寬一致，另外與「材料」第26卷280號(hào)P26中報(bào)告的各種碳濃度的碳素鋼的回火硬度和半高寬的關(guān)系也大致一致。
(實(shí)施例2)
·回火軟化抗力的確認(rèn)表2是表示本實(shí)施例中使用的合金組成的表，調(diào)查了熱處理是在810℃～870℃下加熱30分鐘后水冷，在300℃、350℃下回火3小時(shí)的試樣的洛氏硬度HRC，另外分析了各合金元素的添加量對(duì)這些硬度的影響。


而且，作為預(yù)備試驗(yàn)，對(duì)含有0.1～1.0重量％的碳和0.3～0.9重量％的Mn的碳素鋼也進(jìn)行了調(diào)查，作為所述合金元素的影響的分析的基礎(chǔ)數(shù)據(jù)，其結(jié)果可以用



來(lái)近似。
另外，以這些碳素鋼硬度為基礎(chǔ)對(duì)合金元素的影響分析的結(jié)果是，回火軟化抗力ΔHRC例如在300℃下可以用下式來(lái)記述。
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％)
其結(jié)果是，Al體現(xiàn)出Si的1.7倍的回火軟化抗力，作為滾動(dòng)接觸強(qiáng)度的改善元素極為有效。
圖9是表示根據(jù)所述分析結(jié)果求得的回火硬度與實(shí)測(cè)的回火硬度的一致性的圖，其偏差寬度可以在HRC±1的范圍中精度優(yōu)良地預(yù)測(cè)。另外，對(duì)于實(shí)施例1的SCM420(No.5)的滲碳層(0.8重量％碳)的300℃回火硬度也用圖9的☆標(biāo)記來(lái)表示，與計(jì)算值非常一致。
(實(shí)施例3)·高頻淬火性的調(diào)整表3是表示本實(shí)施例中使用的鋼材的合金成分的表。在機(jī)械加工為直徑30mm、長(zhǎng)100mm的圓柱狀試樣后，求得了對(duì)在850～900℃下加熱1小時(shí)后進(jìn)行了水冷的材料和在水冷后在650℃下實(shí)施了5小時(shí)回火處理的材料，使用3kHz的高頻加熱設(shè)備，以15秒形成大致均勻加熱至870℃的狀態(tài)后進(jìn)行水冷的材料的淬火硬化層深度。


另外，將根據(jù)表3的化學(xué)成分求得的DI值1與根據(jù)由所述650℃的回火處理計(jì)算的鐵素體的化學(xué)組成計(jì)算的DI值2的比率和前面的淬火硬化層深度的關(guān)系表示在圖10中。根據(jù)圖10可以看到，利用高頻淬火前組織的調(diào)整，高頻淬火時(shí)的淬火性被顯著地降低，并且可以被正確地控制。而且，圖10中的No.P6雖然大大偏離圖中的直線性，但是這是由淬火前組織中的滲碳體大約以3.5體積％未固溶狀態(tài)殘留，馬氏體中的碳濃度變少，DI值2變小而造成的。表3中的各試樣鋼的下段中表示了淬火馬氏體中的碳濃度，根據(jù)該DI值2和前面的DI＝0.12×M+0.2的關(guān)系式，可以看出，本發(fā)明適于制造形成了沿著模數(shù)M＝7以下的齒形的淬火硬化層的耐接觸應(yīng)力性?xún)?yōu)良的中小型高頻淬火齒輪構(gòu)件。
(實(shí)施例4)·利用回火軟化抗力優(yōu)良的鋼材改善剝蝕強(qiáng)度本實(shí)施例，將實(shí)施例3中使用的650℃下實(shí)施了3小時(shí)回火處理的鋼材切削成與實(shí)施例1相同的試樣，使用與實(shí)施例1相同的高頻加熱設(shè)備，在10秒內(nèi)緩慢加熱至400℃后，在1秒內(nèi)急速加熱至1050℃后水冷，在160℃下進(jìn)行了3小時(shí)回火的材料提供給滾壓剝蝕試驗(yàn)用。
而且，對(duì)于表3中的No.P4、No.P5、No.P6，雖然有微量的滾動(dòng)表面層中的滲碳體以未固溶狀態(tài)分散，但是它們的分散量在3體積％以下。剝蝕強(qiáng)度的試驗(yàn)是在與實(shí)施例1大致相同的條件下實(shí)施的，將其結(jié)果表示在圖11中。另外，圖11中，將實(shí)施例1中求得的剝蝕產(chǎn)生線(圖9的結(jié)果)用實(shí)線表示。
根據(jù)這些結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，利用添加Al、Si改善了回火軟化抗力，從而可以大幅度地改善滾動(dòng)面的耐剝蝕強(qiáng)度。
(實(shí)施例5)·利用碳化物、氮化物、碳氮化物分散改善滑動(dòng)特性本實(shí)施例如表4所示，使用與實(shí)施例3相同的鋼材和含有V、Ti的鋼材，使用如圖12所示的滑動(dòng)試樣，和作為對(duì)象材料對(duì)SCM420實(shí)施滲碳淬火回火的處理而將表面硬度調(diào)整至HRC60的材料，將滑動(dòng)試樣的下面向圓盤(pán)狀的對(duì)象材料上面推壓，固定滑動(dòng)試樣的水平面上的位置，在用80℃的機(jī)械潤(rùn)滑油#30潤(rùn)滑的同時(shí)，按照使圓周速度達(dá)到10m/sec的方式使對(duì)象材料旋轉(zhuǎn)。將相同的推壓壓力保持5分鐘，使推壓壓力以25kgf/cm2增加，測(cè)定了摩擦系數(shù)急劇增加時(shí)(粘附狀態(tài))的推壓壓力(25kgf/cm2)。


本發(fā)明的滑動(dòng)試樣是與實(shí)施例3相同的高頻淬火回火的材料，另外，作為比較材料，使用了SCM420的滲碳淬火回火后的材料(SCM420+GCQT)、對(duì)SCM44040(SCM440+QT)、S55C(S55C+QT)、SUJ(SUJ2+QT)進(jìn)行了淬火回火后的材料。
其結(jié)果在表4中集中表示，在No.S1、No.S2、No.P6中利用碳化物硬質(zhì)粒子的分散效應(yīng)顯著改善了耐粘附性，特別是，利用Ti添加造成的耐粘附性的改善尤為顯著。
所以，與Ti、V類(lèi)似的Nb、Zr、Hf等的特殊碳化物的微量分散在提高伴隨著滑動(dòng)的齒輪構(gòu)件的耐磨損性、接觸強(qiáng)度方面十分有效。
而且，本發(fā)明并不限定于所述實(shí)施方式及所述實(shí)施例，在不脫離本發(fā)明的主旨的范圍內(nèi)可以進(jìn)行各種變更而實(shí)施。
權(quán)利要求
1.一種齒輪構(gòu)件，是沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構(gòu)件，其特征是，由含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成，表示齒輪節(jié)圓處的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)，滿(mǎn)足式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述DI值由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述鋼材含有0.05～0.55重量％的Mn，含有0～0.6重量％的Cr，另外含有從由Si、Al、Mo、V、Ni、Ti、Cu、W、B、Ca、Nb構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素和從由P、S、N、O構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分由Fe構(gòu)成。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述鋼材含有0.5～2重量％的Si及0.25～1重量％的Al的任意一方或含有Si及Al共計(jì)0.5～2重量％，含有0.05～0.6重量％的Cr，另外含有從由Mo、Mn、Ni、Cu、W、B、Ca、Nb構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素和從由P、S、N、O構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分由Fe構(gòu)成。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述鋼材含有0.25～1重量％的Al，含有0.3～1.5重量％的Ni。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述鋼材的Mo及W的合計(jì)量或至少一方的含有量為0.05～0.3重量％，另外含有從由Mn、Ni、Cu、B、Ca構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素和從由P、S、N、O構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的不可避免的雜質(zhì)元素，剩余部分由Fe構(gòu)成。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述鋼材含有0.05～0.2重量％的從由V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf構(gòu)成的一組中選擇的一種以上的合金元素，并且分散有0.1～0.5體積％的以這些合金元素為主體的平均粒徑為0.1～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物當(dāng)中的一種以上，所述淬火硬化層具有滾動(dòng)面層，所述滾動(dòng)面層含有0.53～0.9重量％C，具有在所述滾動(dòng)面層被淬火后，在低溫下被回火的馬氏體組織的母相。
8.根據(jù)權(quán)利要求2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，分散在所述淬火前組織中的滲碳體相中的平均Cr濃度被調(diào)整為3.5重量％以下，另外，在所述淬火硬化層中殘留有5體積％以下的滲碳體相。
9.根據(jù)權(quán)利要求2或8所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，分散在所述淬火前組織中的滲碳體相的平均粒徑被大致粒狀化為0.1～1.5μm。
10.根據(jù)權(quán)利要求8所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，在所述淬火硬化層中，含有10～40體積％的殘留奧氏體。
11.根據(jù)權(quán)利要求8或10所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，在所述淬火硬化層中，舊的奧氏體晶粒被微細(xì)化至ASTM粒度編號(hào)10以上。
12.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述齒輪構(gòu)件是伴隨著滑動(dòng)的構(gòu)件，在其齒面節(jié)圓表面上具有壓縮殘留應(yīng)力，在其齒根部表面上殘留有50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。
13.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的齒輪構(gòu)件，其特征是，所述齒輪構(gòu)件是內(nèi)齒的環(huán)形齒輪。
14.一種齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，具有準(zhǔn)備由含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成、表示齒輪節(jié)圓處的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)滿(mǎn)足式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系的齒輪構(gòu)件的工序；和利用高頻淬火法沿著所述齒輪構(gòu)件的齒形形成淬火硬化層的工序。
15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，所述DI值由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
16.根據(jù)權(quán)利要求14或15所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，所述高頻淬火法是對(duì)所述齒輪構(gòu)件從A1溫度以下的溫度到900～1100℃的淬火溫度進(jìn)行利用高頻的10秒以?xún)?nèi)的奧氏體化加熱，其后進(jìn)行急冷的方法。
17.根據(jù)權(quán)利要求14或15所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，所述高頻淬火法是在以300℃～A1溫度對(duì)所述齒輪構(gòu)件進(jìn)行預(yù)加熱后，以大電能在3秒以?xún)?nèi)進(jìn)行高頻加熱，其后進(jìn)行急冷的方法。
18.根據(jù)權(quán)利要求14或15所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，還具有在形成所述淬火硬化層的工序后，通過(guò)對(duì)所述齒輪構(gòu)件實(shí)施物理加工，在由所述齒輪構(gòu)件的齒尖、齒側(cè)、齒底構(gòu)成的齒形表面層上殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力的工序。
19.根據(jù)權(quán)利要求18所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，所述物理加工是噴丸硬化。
20.根據(jù)權(quán)利要求19所述的齒輪構(gòu)件的制造方法，其特征是，利用所述噴丸硬化使齒形端面的表面層殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應(yīng)力。
全文摘要
本發(fā)明提供一種提高了接觸強(qiáng)度齒輪構(gòu)件及其制造方法。本發(fā)明的齒輪構(gòu)件是沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構(gòu)件，其特征是，由含有0.43～1.2重量％C的鋼材制成，表示齒輪節(jié)圓處的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對(duì)于齒輪模數(shù)M(mm)，滿(mǎn)足式DI≤0.12×M+0.2的關(guān)系。優(yōu)選所述DI值由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應(yīng)加熱而在奧氏體相中擴(kuò)散固溶了的0.3～0.8O重量％的碳濃度決定。而且，優(yōu)選所述合金元素是從由Mn、Cr、Mo、V等構(gòu)成的一組中選擇的至少一個(gè)元素。
文檔編號(hào)C21D1/10GK1616850SQ200410092608
公開(kāi)日2005年5月18日 申請(qǐng)日期2004年11月15日 優(yōu)先權(quán)日2003年11月14日
發(fā)明者高山武盛 申請(qǐng)人:株式會(huì)社小松制作所