CN104428085A - 烧结部件及起动器用小齿轮、以及它们的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种即使不进行由机械加工工序及塑性加工工序带来的残留气孔的除去也能够将在冷锻造出的烧结体的表面上残留的气孔的影响排除、得到与熔制件同等的强度的烧结部件及其制造方法。作为冷锻造的烧结部件，具有从表面到内部连续变化的硬度分布，表面的硬度为Hv500～730，在距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且使其最大硬度为Hv600以上。

Description

烧结部件及起动器用小齿轮、以及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及烧结部件及起动器用小齿轮、以及它们的制造方法，特别涉及通过锻造得到与熔制件同等的较高的强度的技术。

背景技术

粉末冶金法是将由金属粉末等构成的原料粉末压缩成形为规定的形状及尺寸、通过在不将其熔融的温度下加热并烧结、将粉末粒子牢固地结合而制造金属制品的技术，因为能够同时复合成形地造形、并且适合大量生产、以及能够制造通过熔制材料不能得到的特殊的材料等的优点，向汽车用机械部件或各种产业用的机械部件不断应用。

但是，由粉末冶金法形成的烧结部件一般将原料粉末压缩成形时的粉末间的空隙在烧结后作为气孔残留，所以有与熔制件相比其强度变低的缺点。例如，作为汽车用的发动机起动装置而较多使用减速型的起动器。该减速型起动器为了将马达的旋转速度减速而具备具有内啮合齿轮或行星齿轮的减速装置，具有连结在该减速装置的输出轴上的小齿轮，使小齿轮啮合到发动机的环形齿轮上，将发动机起动。在该起动器中，烧结部件向内啮合齿轮或行星齿轮等内部减速齿轮零件的应用不断进展，但对于与内部减速齿轮零件相比作用约6倍的载荷的小齿轮强度不足，所以烧结部件的应用被延缓。

对于该缺点，通过对烧结部件赋予大量的合金成分而通过合金元素将基体强化、即设为比在熔制材料中使用者高等级的钢种来对应。但是，在通过合金化的基体强化作用方面也存在限度，并且因近年来的各种合金元素的价格高涨，原料粉末的成本的增加成为问题。

另一方面，研究了通过使烧结部件的气孔变少或消失来提高烧结部件的强度的方法。液相烧结法是添加在烧结时产生液相的成分、以液相将气孔充满而使气孔消失的技术，但难以确保尺寸精度，在烧结后需要机械加工，缺乏能够以同时复合成形造形的粉末冶金法的优点。此外，将原料粉末加热并用加热后的金属模锻造的粉末锻造法、或者将通过粉末冶金法成形烧结成的坯材热锻造的烧结锻造法，需要将原料粉末或烧结体加热的装置或将金属模加热的装置，花费成本。

在这样的状况中，研究了将通过粉末冶金法成形烧结成的坯材冷锻造而高密度化的烧结冷锻造法（专利文献1、2等）。通过这样的烧结冷锻造法制造出的部件与由熔制钢形成的机械零件同样，为了得到部件硬度、强度而实施渗碳淬火的情况较多。即，如果使机械零件的硬度均匀地变高，则韧性下降，所以仅使与对方部件滑动或反复面压作用的表面硬度变高，使耐磨损性或对于反复面压的疲劳强度提高，并且将内部的硬度某种程度上抑制得较低，由此，兼顾机械零件的韧性，作为实现上述目的方法，广泛地采用渗碳淬火。

在渗碳淬火法中，通过在比奥氏体转变温度高100℃左右的温度下将被热处理物暴露在比被热处理物的基体的碳浓度高的Cp（碳势：环境气体中的碳的浓度［质量%］）值的渗碳性气体环境中，进行从环境气体向被热处理物的碳的扩散，形成希望的渗碳层后，向油中等投入被热处理物急速冷却而淬火，形成马氏体、贝氏体等硬质的基体。然后，以韧性的提高等为目的，在200℃前后进行适当时间回火。在这样的通用的淬火方法中，通过淬火时间的延长，能够控制Hv550以上的渗碳硬化层的层厚。在此情况下，从表层起的硬度呈现最表层硬度最高、朝向内部而硬度逐渐减小的硬度分布。

专利文献1：特开2003－253372号公报

专利文献2：特表2001－513143号公报。

发明内容

上述烧结冷锻造法的到达密度对应于锻造压力而朝向真密度渐进，但在工业生产的压力下，残留气孔是1～2体积%左右，处于烧结体表面的残留气孔也通过压下而体积减小，但以与内部大致相同的个数比率存在。这样残留在烧结体表面的气孔深度达到作为铁粉的平均粒径的70μm左右，但另一方面，表面平均粗糙度被抑制为1～2μm，所以气孔的形状成为尖锐的形状。如果将在表面上具有这样的尖锐的形状的气孔的冷锻造出的烧结体淬火，则通过淬火而表层硬化，但同时缺口感受性增加，结果残留在被冷锻造的烧结体的表面上的尖锐的形状的气孔成为缺口部，应力集中在该缺口部，弯曲加工性及冲击值等下降。

为了避免这样的不良状况，如果对淬火前的坯材表面实施机械加工，将残留在表层的气孔除去、或使表层塑性流动将残留气孔填埋使其消失从而无害化，则能够得到与锻造体密度对应的机械特性。但是，在冷锻造后追加机械加工工序或塑性加工工序，制造成本增加。

因而，本发明的目的是提供一种即使不进行由机械加工工序及塑性加工工序带来的残留气孔的除去也能够将在冷锻造出的烧结体的表面上残留的气孔的影响排除、得到与熔制件同等的强度、对于起动器的小齿轮也能够应用的烧结部件及其制造方法。

本发明者等为了提高在烧结后锻造的烧结部件的强度而反复进行了专心研究，结果作为更简便地发挥与上述通过机械加工的残留气孔的无害化同等的效果的方法，发现了通过锻造体的渗碳淬火条件得到的方法。即发现：应力向残留气孔的集中只要表面的硬度的影响较大、能够将表面硬度在要求规格的范围内降低，就能够避免应力的集中，即使在表面上残留有气孔也能够将其影响排除。此外，在以往的渗碳淬火方法中，为最表层硬度最高、朝向内部硬度逐渐减小的硬度分布，而发现在渗碳工序后，通过调整环境气体的碳势，能够使最表层的硬度降低。

本发明是基于上述认识的，本发明的烧结部件的特征在于，具有从表面到内部连续变化的硬度分布；表面的硬度为Hv730以下；在距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且其最大硬度为Hv600以上。

此外，本发明的烧结部件的制造方法的特征在于，具备：混合工序，将原料粉末混合；成形工序，将上述原料粉末压缩而成为压粉体；烧结工序，将上述压粉体烧结而成为烧结体；锻造工序，将上述烧结体锻造而成为锻造体；渗碳工序，将上述锻造体在环境气体中的碳量为0.7～1.2质量%的渗碳性气体环境中加热到850～950℃；脱碳工序，在上述渗碳工序后，在环境气体中的碳量为0.3～0.6质量%的气体环境中加热到800～950℃；淬火工序，在上述脱碳工序后急冷；和回火工序，在上述淬火工序后，加热到150～280℃，冷却到常温。另外，作为淬火工序中的急冷方法，可以采用将加热后的锻造体向水中或油中投入的方法、或将风或水雾向锻造体喷吹的方法等各种方法，但优选的是将锻造体向油中投入的方法。此外，锻造工序优选的是在冷条件下进行。

根据本发明的烧结部件，由于表面的硬度被抑制，所以能够使残留在锻造后的表层的气孔的危害消失，得到与熔制件同等的强度，对于起动器的小齿轮也能够应用。此外，在本发明的烧结部件的制造方法中，由于表面的硬度被抑制，所以能够不进行机械加工工序及塑性加工工序的追加而得到与熔制件同等的强度，在产业上是有益的。

附图说明

图1是表示在本发明的实施方式中制造的齿轮的一例的立体图。

图2是说明本发明的实施方式的硬度分布的测量部位的图。

图3是表示被冷锻造及渗碳淬火的以往的烧结齿轮的硬度分布的图。

图4是表示被冷锻造及渗碳淬火的本发明的烧结齿轮的硬度分布的图。

图5是表示实施例中的、使脱碳工序的环境气体中的碳量变化时的从表面起的硬度分布的变化的曲线图。

图6是表示实施例中的、使脱碳工序的加热温度变化时的从表面起的硬度分布的变化的曲线图。

图7是表示实施例中的、使渗碳工序的环境气体中的碳量变化时的从表面起的硬度分布的变化的曲线图。

图8是表示实施例中的、使渗碳工序的加热温度变化时的从表面起的硬度分布的变化的曲线图。

具体实施方式

对于本发明的实施方式的冷锻造烧结部件，以下以向图1所示的正齿轮G的应用为例进行说明。图1所示的正齿轮G是在呈圆板状的正齿轮主体10的外周上等间隔地形成向半径方向突出的多个齿部11、并在正齿轮主体10的中央部形成安装孔12的结构。该正齿轮G是在将原料粉末压缩而得到的压粉体烧结后进行冷锻造、再在以往的条件下进行渗碳淬火及回火的结构。在图2（b）中表示将该正齿轮G如图2（a）所示那样以与正齿轮G的安装孔12铅直的平面A切断时的正齿轮G的截面。

在以往的渗碳淬火中，在将冷锻造出的烧结齿轮在环境气体中的碳的浓度为0.7～1.2质量%的渗碳性气体环境中加热保持为850～950℃的渗碳工序后，通过向油中等投入而急速地冷却的淬火工序进行淬火。在这样得到的以往的冷锻造烧结齿轮的情况下，从环境气体向奥氏体化的表面供给碳，并且碳在内部扩散，图2（b）的B部所示的齿顶部的硬度分布成为图3那样。即，冷锻造烧结齿轮的从齿部的表面S到齿部的内部O的硬度分布如图3（b）所示，冷锻造烧结部件具有从表面S到内部O连续变化的硬度分布，在从表面S到深度（距表面的距离）C的范围中形成硬度比内部高的渗碳硬化层（S－C）。在该渗碳硬化层中，表面S为与环境气体中的碳浓度相等的碳量，硬度最高，从表面S到深度C朝向内部而碳的扩散量逐渐减少，所以呈现硬度逐渐减少的硬度分布。

另一方面，在图4中表示将本发明的实施方式的冷锻造烧结部件应用到上述的正齿轮G中的情况下的、图2（b）的B部所示的齿顶部的硬度分布的一例。在图4（b）的从表面起的硬度分布的图中，实线是本发明的冷锻造烧结部件的硬度分布的一例，虚线是图3（b）所示的以往的冷锻造烧结部件的硬度分布的一例。在本发明的冷锻造烧结部件（实线）中，在从齿部的表面S到深度（距表面的距离）D的范围中形成软化层（S－D），在该软化层的内侧形成渗碳硬化层（D－C）。从该软化层（S－D）经过渗碳硬化层（D－C）到内部O的硬度分布从表面到内部连续地变化，并且在深度（距表面的距离）H的地方渗碳硬化层的硬度最大，表面S的硬度显示出比深度（距表面的距离）H的硬度低的值。在本发明的冷锻造烧结部件中，通过这样在表面上设置软化层（S－D），减少在表面上作为缺口作用的残留气孔的缺口感受性而抑制向残留气孔的应力的集中。另外，实施方式的冷锻造烧结部件的软化层是如上述那样在表层和内部控制了渗碳量的结构，不是如异常氧化相等那样给制品带来不良影响的结构。

这里，冷锻造烧结部件的表面S的硬度由于上述的缺口感受性降低，所以为Hv730以下。另外，冷锻造烧结部件的表面S的硬度的下限没有特别限定，下限根据冷锻造烧结部件的材质而不同，为该材质的不包含C的原材料（未热处理体）的硬度。但是，如果过度降低表面S的硬度，则在应用到与齿轮等对方部件抵接而滑动的用途中时，耐磨损性变低，磨损变得容易进行。因此，在向这样的用途的应用的情况下，优选的是使冷锻造烧结部件的表面S的硬度为Hv500以上，更优选的是设为Hv600以上。

软化层不仅是冷锻造烧结部件的表面，在残留在表面上而开口的气孔的表面上也形成，所以并不一定需要越过残留气孔的深度而形成，但如果使软化层的深度D比残留气孔的深度大，则能够可靠地得到由软化层带来的缺口感受性降低的效果。在此情况下，表面的残留气孔的深度达到70μm左右，所以软化层的深度D优选的是100μm以上。另外，软化层的深度D是距表面为Hv730以下的范围的深度。

进而，在齿轮等反复面压作用的情况下，应力（赫兹应力）在距表面为150～300μm的深度的地方成为最大，所以为了使对于反复面压的疲劳强度提高，在该范围、即距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且其硬度为Hv600以上。

具有上述硬度分布的冷锻造烧结部件通过在上述渗碳工序与淬火工序之间设置脱碳工序能够简便地得到。即，在上述渗碳工序中，作为非热处理物的冷锻造烧结部件被加热到奥氏体转变温度以上，并且暴露在环境气体中的碳量为0.7～1.2质量%的渗碳性气体环境中而被渗碳，冷锻造烧结部件的表面为与环境气体中的碳量对应的碳量（0.7～1.2质量%）。这里，如果使环境气体的碳量降低而保持适当时间，则在表层浓化的碳向部件内部扩散浸入，并且固溶在基体中的碳从表面被向环境气体中释放而脱碳，所以在表面上形成上述软化层，并且硬化层深度变得更深。通过该效果，缺口部的硬度降低，所以向缺口部的应力集中被消除，能够得到与冷锻造烧结部件的密度对应的制品强度。

如果上述脱碳工序中的环境气体的碳量比0.6质量%高则从表面释放（脱碳）的碳量变少，难以使表面的硬度成为Hv730以下。另一方面，如果脱碳工序中的环境气体的碳量比0.3质量%少，则从表面释放（脱碳）的碳量变得过多，距表面为150～300μm的范围的硬度低于Hv600。因此，脱碳工序中的环境气体的碳量为0.3～0.6质量%。

碳的扩散及脱碳温度越高越容易进行，所以如果低于800℃，则脱碳没有被促进，为了使冷锻造烧结部件成为希望的硬度而非常花费时间或不能得到希望的硬度。另一方面，如果超过950℃，则脱碳过度地进行，到内部硬度为止容易下降。因此，脱碳工序在800～950℃下进行。

在上述脱碳工序之前的渗碳工序只要与以往同样进行就可以，环境气体的碳量如上述那样为0.7～1.2质量%。即，这是因为，如果环境气体的碳量比0.7质量%少，则渗碳量变少，不带来耐磨损性及强度的提高，另一方面，如果超过1.2质量%，则渗碳量变得过多，在基体中容易析出较脆的渗碳体。

此外，如果渗碳工序中的加热温度低于850℃，则从环境气体向冷锻造烧结部件的碳的扩散变少，并且如果超过950℃，则从环境气体向冷锻造烧结部件的碳的扩散变得过多，碳扩散到冷锻造烧结部件的内部，损害冷锻造烧结部件的韧性。因此，渗碳工序中的加热温度为850～950℃。

在如上述那样控制作为被热处理物的冷锻造烧结部件的碳分布后，通过将冷锻造烧结部件投入到油中等中而急速冷却，进行淬火处理。此时，冷锻造烧结部件的碳浓度较高的部分其过饱和的碳被强制地固溶，结果硬度变硬，并且在内部及表面的脱碳层中碳浓度比其低，所以成为较低的硬度，能够得到具有上述硬度分布的冷锻造烧结部件。

被淬火处理后的冷锻造烧结部件在碳浓度较高的部位处应变被过度地积蓄，成为硬且脆的金属组织。因此，如以往以来进行那样，对淬火处理后的冷锻造烧结部件进行再次加热到150～280℃的范围、冷却到常温的回火工序。通过将这样的回火工序在淬火工序后进行，从通过淬火处理转变的马氏体作为ε碳化物（Fe2C）而析出过饱和的碳，成为低碳马氏体，因此，能够不使冷锻造烧结部件的硬度降低而将通过淬火处理产生的应变除去。此时，如果回火的加热温度不到150℃，则应变的除去变得不完全，如果超过280℃，则低碳马氏体容易分解为铁素体而二次渗碳体，发生硬度的下降。

上述脱碳工序也可以在将被热处理物维持着用于渗碳工序的加热温度、仅控制环境气体的碳量而连续进行渗碳工序和脱碳工序后进行淬火工序。此外，优选的是，使淬火工序中的加热温度例如为900～950℃的温度范围，促进向被热处理物的渗碳，并且使脱碳工序中的加热温度为800～870℃的温度范围，精密地控制脱碳。通过这样进行渗碳工序及脱碳工序，容易将冷锻造烧结部件的碳分布控制为希望的状态，容易将淬火处理后的冷锻造烧结部件的硬度分布控制为希望的状态。此外，在该例的情况下，成为从800～870℃的温度范围的淬火处理，与从900～950℃的温度范围的淬火处理相比，能够使积蓄在被热处理物中的应变量变小，并且还能够得到将起因于该应变的尺寸离差抑制得较小的效果。

上述例子是当将被热处理物在热处理炉内加热时在热处理的中途变更环境气体的碳量或变更热处理温度来调整的例子，但在加热中途的环境气体的碳量的变更及加热温度的变更较困难的热处理炉的情况下，或者不想在生产线上进行这些变更的情况下，也可以在仅进行渗碳工序后暂且冷却，将渗碳处理后的冷锻造烧结部件再次加热而进行脱碳处理。此时，即使在渗碳工序后进行淬火处理，由于在接着进行的脱碳工序中被热处理物再次被加热到奥氏体转变温度以上，所以也没有问题。另外，在此情况下，在脱碳工序后再次进行淬火工序处理。在这样将热处理炉分开而进行渗碳工序和脱碳工序的情况下，有能够与不进行脱碳工序的其他一般的烧结部件混杂而进行渗碳工序的优点。在此情况下，只要仅冷锻造烧结部件进行脱碳工序就可以，能够结合制造现场的情况来设定工序。

作为坯材的烧结体的材料可以使用以往使用的各种机械构造部件用的铁类烧结材料。例如除了由日本工业规格（JIS）的Z2550规定的SMF2种（铁－铜类）、SMF3种（铁－碳类）、SMF4种（铁－铜－碳类）、SMF5种（铁－镍－铜－碳类）、SMF6种（铁－铜－碳类）、SMF7种（铁－镍类）、SMF8种（铁－镍－碳类）等以外，还可以举出美国钢铁协会规格（AISI）的4100种（铁－铬－锰类）及4600种（铁－镍－钼类）等。

此外，在这些铁类烧结材料中，为了在锻造时引起变形而容易致密化，优选的是将C含有量抑制为0.6质量%以下。在此情况下，在作为制品而被要求超过0.6质量%的C含有量的情况下，优选的是在锻造后在渗碳环境气体中进行热处理，补充不足的C量。或者，也可以在锻造前实施球状化退火等，使烧结材料的基体容易塑性变形。

作为在本发明中使用的原料粉末，可以使用将铁粉末、各种合金元素的成分单一粉末、石墨粉末等混合成的原料粉末、将各种合金元素合金化的铁合金粉末、或者对其混合了各种合金元素的成分单一粉末、石墨粉末等的原料粉末等，以便能够得到上述铁类烧结材料。作为其一例，在作为烧结材料而使用上述美国钢铁协会规格（AISI）的4600种的材料的情况下，例如可以对以质量%由Ni：0.4～1.0%、Mo：0.2～1.0%、Mn：0.1～0.5%、其余部：铁及不可避免的杂质构成的铁合金粉末混合了0.2～0.6%的石墨粉的材料。此外，在作为烧结材料而使用上述美国钢铁协会规格（AISI）的4100种的材料的情况下，例如可以使用对由Cr：0.4～1.0%、Mo：0.2～1.0%、Mn：0.1～0.8%、其余部：铁及不可避免的杂质构成的铁合金粉末混合了0.2～0.6%的石墨粉的材料。

成形工序是将上述原料粉末压缩而做成压粉体的工序，与通过通常的压模法的成形工序相同。即，通过向在通常的压模法中使用的金属模的模孔填充原料粉末、将填充的原料粉末用上下冲头压缩、将压缩的压粉体从模孔拔出来进行，成形出直径方向的尺寸比图1所示的正齿轮G小、并且厚度较厚的压粉体。压粉体的密度整体上为7.0Mg/m³以上。

烧结工序可以在以往的粉末冶金法的一般的烧结条件下进行，但如果在烧结工序中发生氧化，则作为坯材的烧结体变硬而塑性变形变困难，所以烧结环境气体优选的是氮气、氮氢混合气体等通常的非氧化性气体环境或真空环境气体。烧结温度可以设为1000～1250℃左右。

锻造工序是以通过烧结工序得到的烧结体为坯材、将其优选的是进行冷锻造的工序，通过准备具有与图1所示的正齿轮G的形状相等的模孔的冷锻造金属模、在冷锻造金属模的模孔或烧结体的表面上涂敷例如硬脂酸锌等润滑剂、接着将烧结体插入到冷锻造金属模的模孔中、将该烧结体例如从上下方向用冲头以1500～2500MPa的压力加压压缩来进行。接着，将锻造体从模孔拔出而得到冷锻造烧结部件。使锻造工序中的压缩率（压缩厚度/原来的厚度）为8.1～9.3%。此外，使锻造后的冷锻造烧结部件的密度为7.7Mg/m³以上、密度比为97.8%以上。另外，在本发明中，锻造优选的是不需要烧结体的加热的冷锻造，但并没有将热锻造及温锻造排除。

通过以经过了将上述原料粉末混合的混合工序、成形工序、烧结工序及锻造工序得到的冷锻造烧结部件为被热处理物，进行上述渗碳工序及脱碳工序，进行上述回火工序，能够得到具有上述硬度分布的冷锻造烧结部件。在该制造方法中，对于冷锻造烧结部件不进行通过机械加工工序或塑性加工工序的残留气孔的除去，在冷锻造烧结部件的表面上残留有气孔的状态下抑制气孔作为缺口发挥作用，所以不需要冷锻造后的机械加工工序及塑性加工工序，能够便宜地制造具有与熔制件同等的高强度的冷锻造烧结部件。

另外，上述制造方法是通过相对于渗碳工序中的气体环境中的碳量降低脱碳工序中的气体环境中的碳量而在锻造烧结部件的表面上形成软化层的方法的例子，但作为脱碳工序，也可以使用氧量较多的环境气体，遍及从锻造烧结部件的表面到锻造烧结部件的内部将固溶的C还原，使其脱碳而形成软化层。在此情况下，作为氧量较多的环境气体，也可以使用露点较低的气体，此外，也可以使用大气环境气体或水蒸汽环境气体。

实施例

以下，通过具体的实施例更详细地说明本发明。

对由Ni：0.5质量%、Mo：0.5质量%、Mn：0.2质量%、其余部：Fe及不可避免的杂质构成的铁类合金粉末（平均粒径：70μm）添加0.3质量%的石墨粉末，并使铁类合金粉末与石墨粉末的合计为100质量部，再添加0.8质量部的硬脂酸锌粉末，将它们混合而调整原料粉末。

将上述原料粉末称量规定量而填充到金属模中，在700MPa的压力下成形。成形出的压粉体的密度是7.0Mg/m³，密度比是90%。

向使环境气体为H2：5体积%、N2：95体积%的烧结炉装入上述压粉体，在1120℃下保持20分钟后，从烧结炉取出并冷却。得到的烧结体的密度是7.0Mg/m³，密度比是90%。

将上述烧结体装入到锻造用金属模中。烧结体与金属模及芯棒的间隙设定为0.1mm。此外，加压力为1800MPa，压缩率（压缩厚度/原来的厚度）为10%。通过锻造得到的齿轮的密度是7.7Mg/m³，密度比是97.8%。

将通过锻造得到的齿轮装入到渗碳性气体环境的加热炉中，设为表1所示的加热温度及环境气体中的碳量，保持130分钟而进行渗碳工序，接着，设为表1所示的加热温度及环境气体中的碳量，保持90分钟而进行脱碳工序后，投入到油中而急冷，进行淬火工序。另外，环境气体中的碳量通过使向作为载体的氮气添加的渗碳性气体（丙烷）的比例变化来进行。然后，进行在180℃下保持90分钟的回火工序，得到试料号码01～06及09～22的试料。此外，作为以往例，在进行表1所示的条件的渗碳工序后，进行上述条件的淬火工序和回火工序，得到不进行脱碳工序的试料号码07的试料。进而，作为另一以往例，从熔制钢通过切削加工制作与上述相同尺寸的齿轮，进行表1所示的条件的渗碳工序后，进行上述条件的淬火工序和回火工序，得到不进行脱碳工序的试料号码08的试料。另外，表1中的“Cp值”的项目是渗碳工序及脱碳工序中的环境气体中的碳量。

关于得到的试料01～22的试料，如图2所示，对于以相对于安装孔铅直的平面A切断的截面的齿顶部，将从表面到内部的硬度用维氏硬度试验机（载荷：100g）进行测量。将其结果表示在表1及图5～图8中。另外，距表面0μm的部位是测量了齿部表面的硬度的值。

此外，横跨3个齿部附加载荷，测量跨越压坏时的载荷。关于该结果，也一起表示在表1中。另外，如果考虑向起动器的小齿轮的应用，则压坏载荷需要为3.4tf以上，所以将该值作为合格与否的判断基准。

［表1］

［脱碳工序中的环境气体的碳量的影响］

根据表1的试料号码01～07的试料的结果及图5，调查脱碳工序中的环境气体的碳量（Cp值）的影响。

在作为以往例的不进行脱碳工序的试料号码07中，表面的硬度（距表面的距离=0μm）最高，为Hv820，呈现硬度从表面到内部下降的硬度分布，表示这样的硬度分布的试料号码07的试料的跨越压坏载荷为2.9tf的较低的值。

另一方面，在进行了脱碳工序的试料号码01～06的试料中，表面的硬度（距表面的距离=0μm）为比不进行脱碳工序的试料号码07的表面的硬度小的值，脱碳工序中的环境气体的碳量（Cp值）越低的试料，表面的硬度越下降。这些试料中的、脱碳工序中的环境气体的碳量是0.3～0.6质量%的试料号码02～05的试料其试料表面的硬度为Hv730以下，跨越压坏载荷呈现3.8～4.2tf的较高的跨越压坏载荷。该跨越压坏载荷为相比作为熔制钢的试料号码08的跨越压坏载荷并不逊色的值。考虑这是通过用脱碳工序降低表面的硬度、降低了残留于表面的气孔的缺口感受性的结果带来的。此外，如图5所示，在这些试料号码02～05的试料中，在距表面为150～300μm的范围中硬度为最大，并且硬度的最大值是Hv600以上。因而，可以想到即使对反复面压作用的齿轮的齿部等应用，也具有充分的反复面压疲劳强度。

但是，在脱碳工序中的环境气体的碳量低于0.3质量%的试料号码01的试料中，从试料表面的脱碳显著，硬度的最大值下降为Hv550，跨越压坏载荷也为3.2tf的较低的值。考虑这是对于通过脱碳而表面的硬度下降、将残留于表面的气孔的缺口感受性降低的效果、连强度提高所需要的碳都被过度地脱碳的影响变大、跨越压坏载荷没有怎么提高。

此外，在脱碳工序中的环境气体的碳量超过0.6质量%的试料号码06的试料中，从试料表面的脱碳较少，表面的硬度为Hv780，跨越压坏载荷为3.1tf，缺乏由脱碳工序带来的跨越载荷改善的效果。考虑这是因为缺乏由脱碳带来的残留于表面的气孔的缺口感受性降低的效果。

根据以上可以确认，通过使表面的硬度为Hv730以下、降低残留于表面的气孔的缺口感受性，能够使冷锻造烧结部件的强度提高。此外，可以确认通过追加脱碳工序并使脱碳工序中的环境气体的碳量为0.3～0.6质量%的范围，能够得到具有上述表面硬度的冷锻造烧结部件。

［脱碳工序的加热温度的影响］

根据表1的试料号码04及09～13的试料的结果及图6，调查了脱碳工序的加热温度的影响。

在脱碳工序的加热温度不足800℃的试料号码09的试料中，从试料表面的脱碳较少，表面的硬度为Hv770，跨越压坏载荷为3.2tf，缺乏由脱碳工序带来的跨越载荷改善的效果。考虑这是因为缺乏由脱碳带来的残留于表面的气孔的缺口感受性降低的效果。

另一方面，在脱碳工序的加热温度为800℃的试料号码10的试料中，从试料表面的脱碳被促进，表面的硬度下降到Hv700，并且跨越压坏载荷也较大地提高为3.8tf。此外，在脱碳工序的加热温度为860℃以上的试料号码04、11～13的试料中，脱碳被促进，为Hv550～600左右的硬度，跨越压坏载荷为4.0～4.2tf，为与作为熔制钢的试料号码08的跨越压坏载荷同等的较高的值。

另外，如图6所示，在脱碳工序的加热温度为860℃以内的试料号码中，随着加热温度的上升而表面的硬度急剧地下降，而如果加热温度超过860℃，则表面的硬度的增加比例变小。这是因为，虽然随着加热温度上升而脱碳被促进，但由于环境气体的Cp值是0.5%，所以试料表面的碳浓度不为0.5质量%以下，在0.5质量%左右成为平衡状态。

但是，在加热温度超过950℃的试料号码13的试料中，最大硬度变低为Hv580，在应用于反复面压作用的用途的情况下，担心对于反复面压的疲劳强度的下降。

另一方面，在加热温度为800～950℃的试料号码04、10～12的试料中，在距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且硬度的最大值是Hv600以上。因而，可以考虑即使应用于反复面压作用的用途，也具有充分的对于反复面压的疲劳强度。

根据以上可以确认，通过使脱碳工序中的加热温度为800～950℃的范围，能够使表面的硬度为Hv730以下的范围内、并且能够使距表面150～300μm的范围的硬度为最大且Hv600以上。

［渗碳工序中的环境气体的碳量的影响］

根据表1的试料号码04及14～18的试料的结果及图7，调查渗碳工序的碳量（Cp值）的影响。

在渗碳工序中的环境气体的碳量为0.6质量%的试料号码14中，由于缺乏渗碳量，所以距表面150～300μm的范围的最大硬度变低为Hv570，跨越压坏载荷为3.2tf的较低的值。

另一方面，在渗碳工序中的环境气体的碳量为0.7质量%以上的试料号码04、15～18中，如图7所示，随着环境气体的碳量的增加而渗碳量增加，表面到内部都呈现硬度增加的趋势。在这些试料中的、环境气体中的碳量为0.7～1.2质量%的试料号码04、15～17的试料中，距表面150～300μm的范围的最大硬度为Hv640～870的较高的值，跨越压坏载荷为3.8～4.2tf的与作为熔制钢的试料号码08的跨越压坏载荷同等的较高的值。

但是，在渗碳工序中的环境气体的碳量超过1.2质量%的试料号码18的试料中，渗碳量变得过多，在之后的脱碳工序中没有进行充分的脱碳，表面的硬度为Hv780，不能将残留于表面的气孔的缺口感受性充分地降低，结果，跨越压坏载荷成为3.3tf的较低的值。

根据以上可以确认，通过使渗碳工序中的环境气体的碳量为0.7～1.2质量%的范围，能够得到与熔制钢同等的较高的跨越载荷。

［渗碳工序中的加热温度的影响］

根据表1的试料号码04及19～23的试料的结果及图8，调查渗碳工序的加热温度的影响。

在渗碳工序的加热温度不足850℃的试料号码19的试料中，渗碳量缺乏，距表面150～300μm的范围的最大硬度变低为Hv590，跨越压坏载荷成为3.2tf的较低的值。

另一方面，在渗碳工序中的加热温度为850℃以上的试料号码04、20～23中，如图8所示，随着加热温度的增加而渗碳量增加，表面到内部都呈现硬度增加的趋势。此外，这些试料其表面的硬度为Hv580～620，跨越压坏载荷为3.9～5.1tf的与作为熔制钢的试料号码08的跨越压坏载荷同等或其以上的较高的值。

但是，在渗碳工序中的加热温度超过950℃的试料号码23的试料中，由于被渗碳到内部，内部的硬度也较高，所以担心韧性的下降。因此，可以想到不适合冲击作用的用途。

根据以上可以确认，通过使渗碳工序中的加热温度为850～950℃的范围，能够得到与熔制钢同等或其以上的较高的跨越载荷。此外，该范围的条件没有渗碳到内部，可以想到韧性也较高。

产业上的可利用性

本发明由于能够对烧结部件赋予与熔制件同等的强度，所以能够对齿轮或链轮等那样从对方部件受到较大的应力的烧结部件应用，并且对起动器的小齿轮也能够应用。

权利要求书(按照条约第19条的修改)

1.（修改后）一种烧结部件，其特征在于，

整体的密度比为97.8%以上；

在通过渗碳性气体环境被渗碳处理后，被进行淬火；

具有从表面到内部连续变化的硬度分布；

表面的硬度为Hv730以下；

在距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且其最大硬度为Hv600以上。

2.如权利要求1所述的烧结部件，其特征在于，

在表层部形成渗碳硬化层，并在上述渗碳硬化层的外侧形成软化层，上述软化层为表面。

3.（删除）。

4.（修改后）一种起动器用小齿轮，其特征在于，

由权利要求1或2所述的烧结部件构成。

5.一种烧结部件的制造方法，其特征在于，具备：

混合工序，将原料粉末混合；

成形工序，将上述原料粉末压缩而成为压粉体；

烧结工序，将上述压粉体烧结而成为烧结体；

锻造工序，将上述烧结体锻造而成为锻造体；

渗碳工序，将上述锻造体在环境气体中的碳量为0.7～1.2质量%的渗碳性气体环境中加热到850～950℃；

脱碳工序，在上述渗碳工序后，在环境气体中的碳量为0.3～0.6质量%的气体环境中加热到800～950℃；

淬火工序，在上述脱碳工序后急冷；和

回火工序，在上述淬火工序后，加热到150～280℃，冷却到常温。

6.如权利要求5所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

接着上述渗碳工序，在加热的原状下将环境气体置换，而进行上述脱碳工序。

7.如权利要求5所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

在上述渗碳工序的紧接着之后，投入到油中而淬火后，再次加热而进行上述脱碳工序。

8.如权利要求5～7中任一项所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

通过上述锻造，使密度比为97.8%以上。

9.一种起动器用小齿轮的制造方法，其特征在于，

通过权利要求5～8中任一项所述的烧结部件的制造方法制造。

Claims (9)

1.一种烧结部件，其特征在于，

具有从表面到内部连续变化的硬度分布；

表面的硬度为Hv730以下；

在距表面150～300μm的范围中硬度为最大，并且其最大硬度为Hv600以上。

2.如权利要求1所述的烧结部件，其特征在于，

在表层部形成渗碳硬化层，并在上述渗碳硬化层的外侧形成软化层，上述软化层为表面。

3.如权利要求1或2所述的烧结部件，其特征在于，

整体的密度比为97.8%以上。

4.一种起动器用小齿轮，其特征在于，

由权利要求1～3中任一项所述的烧结部件构成。

5.一种烧结部件的制造方法，其特征在于，具备：

混合工序，将原料粉末混合；

成形工序，将上述原料粉末压缩而成为压粉体；

烧结工序，将上述压粉体烧结而成为烧结体；

锻造工序，将上述烧结体锻造而成为锻造体；

渗碳工序，将上述锻造体在环境气体中的碳量为0.7～1.2质量%的渗碳性气体环境中加热到850～950℃；

脱碳工序，在上述渗碳工序后，在环境气体中的碳量为0.3～0.6质量%的气体环境中加热到800～950℃；

淬火工序，在上述脱碳工序后急冷；和

回火工序，在上述淬火工序后，加热到150～280℃，冷却到常温。

6.如权利要求5所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

接着上述渗碳工序，在加热的原状下将环境气体置换，而进行上述脱碳工序。

7.如权利要求5所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

在上述渗碳工序的紧接着之后，投入到油中而淬火后，再次加热而进行上述脱碳工序。

8.如权利要求5～7中任一项所述的烧结部件的制造方法，其特征在于，

通过上述锻造，使密度比为97.8%以上。

9.一种起动器用小齿轮的制造方法，其特征在于，

通过权利要求5～8中任一项所述的烧结部件的制造方法制造。