CN105358874B - 齿轮及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的齿轮形成有齿部和齿根部，在成型后经过渗碳处理和随后的淬火处理，原材料钢的化学成分为C：0.10～0.30％、Ni：0.01～3.00％、Si：0.50～3.00％、Cr：0.20～1.00％、Mn：0.30～3.00％、Mo：0.10％以下、P：0.030％以下、N：0.05％以下、S：0.030％以下、Cu：0.01～1.00％、Fe和不可避免的杂质：其余部分，且满足Si％+Ni％+Cu％－Cr％＞0.5。进而，在齿部和齿根部的轴向的端部的边缘部(16)的表层形成有硬度比马氏体组织低的部分回火区域，其它部分的表层由通过淬火处理形成的马氏体组织构成。

Description

齿轮及其制造方法

技术领域

本发明涉及例如车辆的驱动传动用齿轮这样的对硬度和疲劳强度均要求高水准的齿轮及其制造方法。更详细而言，涉及以钢为原材料且晶界强度和耐塑性变形强度均优异的齿轮及其制造方法。

背景技术

作为以往的差动齿轮等这种高负荷用途的齿轮，可举出专利文献1中记载的齿轮。在该文献中，使用含有硼、硅等的钢种作为齿轮的原材料钢。而且，进行低浓度下的真空渗碳，其后进行淬火，然后将齿部的整体进行回火。由此，试图得到兼具齿根强度和齿面强度的齿轮。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010－1527号公报

发明内容

然而，上述现有技术中存在如下问题。除了作为完成的齿轮中的原材料钢的主体的硬度以外，有时表层的疲劳强度不足。因此，实际上有时会局部地发生疲劳破坏。尤其是，在如齿部与齿轮端面的边缘部那样的尖锐部分，在渗碳时碳过量地浸透而碳发生浓化，在淬火时成为碳浓度比齿面高的马氏体组织，因此疲劳强度的不足成为问题。若欲消除该问题，例如，可考虑降低渗碳时的碳浓度。由此，在如边缘部的尖锐部分形成与不降低碳浓度的情况相比碳浓度低的马氏体组织，因此可以提高疲劳强度。但是，齿面的碳浓度反而下降，齿面强度不足。因此，无法以那么高的水准兼具要求齿面等的硬度的部分的硬度与如边缘部那样的尖锐部分的疲劳强度。

本发明是为了解决上述现有技术所具有的问题而作出的。即，其课题在于提供一种面向包含差动齿轮的车辆的驱动传动系用途等高负荷用途而充分地兼具齿面的硬度和如边缘部的尖锐部分的疲劳强度的齿轮及其制造方法。

本发明的一个方式所涉及的驱动系部件是由原材料钢成型，具有圆板部和在圆板部离散地形成圆周状的多个齿部，为在齿部与齿部之间形成有齿根部的形状，在成型后经过真空渗碳处理和随后的利用高密度能量加热进行的淬火处理的齿轮，原材料钢的化学成分为：

C：0.10～0.30质量％、

Si：0.50～3.00质量％、

Mn：0.30～3.00质量％、

P：0.030质量％以下、

S：0.030质量％以下、

Cu：0.01～1.00质量％、

Ni：0.01～3.00质量％、

Cr：0.20～1.00质量％、

Mo：0.10质量％以下、

N：0.05质量％以下、

Fe和不可避免的杂质：其余部分，并且

满足Si质量％+Ni质量％+Cu质量％－Cr质量％＞0.5，

在包含齿部和齿根部的轴向的一个端部的边缘部的至少一部分表层形成有部分回火区域，部分回火区域具有与通过淬火处理而生成于该一部分的表层的马氏体组织的硬度相比低的硬度，齿部和齿根部的除部分回火区域以外的部分的表层由通过淬火处理而生成的马氏体组织构成。

上述齿轮通过进行以下工序而制造：真空渗碳工序，将使用符合的化学成分的原材料钢而形成该形状的齿轮在低于大气压的压力的渗碳气氛中加热至原材料钢的奥氏体化温度以上的温度而在表面形成渗碳层；冷却工序，将真空渗碳工序后的齿轮以与原材料钢进行马氏体相变的冷却速度相比慢的冷却速度，冷却至利用冷却进行的组织相变结束的温度以下的温度；淬火工序，将冷却工序后的齿轮利用高密度能量加热进行加热，从而使其升温至原材料钢的奥氏体化温度以上的温度，从该状态开始，以原材料钢进行马氏体相变的冷却速度以上的冷却速度进行冷却，从而至少在渗碳层的部分形成马氏体组织；以及部分回火工序，将包含淬火工序后的齿轮的至少齿部和齿根部的轴向的端部的边缘部的至少一部分利用高密度能量加热进行加热，从而使其升温至180℃以上且未达到原材料钢的奥氏体化温度的温度，从该状态开始进行冷却，从而在包含边缘部的至少一部分的渗碳层的部分，使被固溶于马氏体组织的碳的浓度下降。

该齿轮的制造过程中，在真空渗碳时碳过量地渗入至边缘部，在部分回火工序中，在该部分形成铁碳化物，并且被固溶于马氏体组织的碳的浓度下降。由此，可取得齿面的晶界强度与晶粒内强度的平衡，边缘部的疲劳强度提高。由此，实现兼具齿面的硬度和边缘部的疲劳强度。另外，通过Si等的添加来确保淬透性和抗回火软化性。此外，在作为对象的齿轮中的齿部和齿根部的轴向的至少一个端部的边缘部形成有部分回火区域。而且，在这种情况的制造过程中，可以在部分回火工序中使用利用励磁线圈进行的高频加热作为加热方法，并且在具有齿轮的轴向的至少一个边缘部的端部进入励磁线圈的内部空间且齿轮的轴向的另一个端部从励磁线圈露出的状态下进行加热。

这里，作为使用的原材料钢的化学成分，优选进一步含有如下成分：

B：0.005质量％以下、

Ti：0.10质量％。

这是因为通过B的添加，淬透性提高，并且渗碳层的晶界强度得到强化。此外，通过含有Ti，可以防止由B所产生的淬透性提高效果消失。

作为这种齿轮，进一步详细而言，可举出轴向的一个端部与另一个端部相比为大径的伞状形状的齿轮。在伞状形状的齿轮的情况下，在齿部和齿根部的大径侧的端部的边缘部，形成有部分回火区域。而且，在这种情况下的制造过程中，在部分回火工序中可以在伞状形状的齿轮的大径侧的端部进入励磁线圈的内部空间且小径侧的端部从励磁线圈露出的状态下进行加热。另外，作为伞状形状的齿轮，可举出锥齿轮、准双曲线齿轮。

此外，本方式的齿轮中，齿面的与其它齿轮的啮合区域优选不被包含于部分回火区域，且由通过淬火处理而生成的马氏体组织构成。进而，在将多个本方式的齿轮啮合而成的差动装置中的侧齿轮和小齿轮中，各齿轮的齿面的与啮合对象齿轮的啮合区域优选不被包含于部分回火区域，且由通过淬火处理生成的马氏体组织构成。这是因为该区域要求高硬度。

根据本发明，提供一种面向包含差动齿轮的车辆的驱动传动系用途等高负荷用途而充分地兼具硬度和疲劳强度的齿轮及其制造方法。

附图说明

图1是表示本方式所涉及的差动齿轮的立体图。

图2是表示本方式所涉及的差动齿轮的俯视图。

图3是图2的一部分的部分放大俯视图。

图4是从不同的方向观察本方式所涉及的差动齿轮的部分立体图。

图5是差动齿轮的边缘部的部分截面图。

图6是对由回火所产生的疲劳强度的上升进行说明的示意图。

图7是表示C浓度相对于淬火硬度和回火硬度的关系的图。

图8是通过表面硬度与4点弯曲强度的关系对回火效果进行说明的图。

图9是表示供给至图8的试验的试验片的形状和试验方法的正面图。

图10是表示进行部分回火时的加热方法的截面示意图。

图11是说明对差动装置中的侧齿轮和小齿轮的应用例的部分截面图。

图12是说明本方式的钢的抗回火软化性的图。

图13是表示回火中的C浓度的影响的图。

图14是说明对回火的硬度的影响的图。

图15是说明回火温度的影响的图。

图16是表示适合于本方式的热处理的热处理设备的构成的说明图。

图17是真空渗碳处理和减压缓慢冷却处理的加热模式的例子。

图18是淬火工序的加热模式的例子。

图19是部分回火工序的加热模式的例子。

具体实施方式

以下，参照附图对将本发明具体化的实施方式详细地进行说明。本方式以汽车的驱动传动系的差动装置中使用的差动齿轮的方式将本发明具体化。首先，将本方式所涉及的差动齿轮1的形状示于图1的立体图和图2的俯视图。差动齿轮1在圆形的圆板部12的周缘以等间隔离散地设置有齿部11。在齿部11与齿部11之间存在齿根部13。此外，差动齿轮1是在轴向(图1中的上下方向)的上端面14侧和下端面15侧直径不同的锥齿轮。图1的齿轮中，上端面14侧为小径，下端面15侧为大径。图2是从小径的上端面14侧观察差动齿轮1的俯视图。另外，图1表示9齿的齿轮，图2表示10齿的齿轮。差动齿轮1是假设作为差动装置中的小齿轮使用的齿轮，但作为侧齿轮使用的齿轮除大小、齿数以外也是同样的锥齿轮。

通过图3和图4对差动齿轮1的边缘部16进行说明。图3是将作为图2中的一部分的区域A放大而显示的图。图4是从与图1不同的方向观察差动齿轮1的部分立体图。图4中从大径的下端面15侧观察差动齿轮1。图3和图4中，对差动齿轮1中的齿部11的下端面15侧的端部、或者齿根部13的下端面15侧的端部的突出形状乃至峰状形状的部分赋予斜线而示出。该部分是在齿轮的加工时显著受到表面的影响的部分。本发明中将该部分称为边缘部16。该边缘部16的斜线的区域是为了特别显示差动齿轮1中的该位置而附加在图上的。并不意味着实际的差动齿轮1中的该位置附着有任何附着物。

将差动齿轮1的边缘部16附近的部分截面图示于图5。由图5可明确，边缘部16附近呈现从其它部分突出成锐角状的形状。因此，在加工时显著受到表面的影响。图5所示的是齿根部13的边缘部16附近的截面。齿部11的边缘部16也成为虽然不像齿根部13那样，但是与除边缘部16以外的位置相比尖锐的形状。应予说明，图5中的箭头G用于说明后述的图14。

接着，对可用作差动齿轮1的原材料的钢(以下称为“本方式的钢”)进行说明。以下，将组成中的质量％简写为％。本方式的钢的成分范围如下。

C：0.10～0.30％、

Si：0.50～3.00％、

Mn：0.30～3.00％、

P：0.030％以下、

S：0.030％以下、

Cu：0.01～1.00％、

Ni：0.01～3.00％、

Cr：0.20～1.00％、

Mo：0.10％以下、

N：0.05％以下、

Fe和不可避免的杂质：其余部分。

进而，本方式的钢中，关于上述成分中的Si、Ni、Cu、Cr，满足如下关系：

Si％+Ni％+Cu％－Cr％＞0.5

以下，对各元素进行说明。

C：0.10～0.30％

C是对确保钢的强度必要的元素。因此，本方式的钢中，将C的添加量的下限设为0.1％而确保内部的强度。然而，若C的添加量大于0.30％，则有以下2个不利点。1个是硬度增加而韧性下降。另1个是原材料钢的切削性变差。因此，将C的添加量的上限设为0.30％。应予说明，该C浓度是后述的渗碳工序前的C浓度。在渗碳工序后，受到其影响的表层部的C浓度成为比该C浓度高的值。

Si：0.50～3.00％

Si是与制钢过程中的脱氧相关的元素，并且是对给予钢所必需的强度、淬透性且提高抗回火软化性有效的元素。本方式的钢中，为了得到抗回火软化性，含有0.50％以上的Si。若Si含有率大于3.00％，则钢的强度增加，因此锻造性、尤其是冷锻性，或者切削加工性变差。因此需要将Si含量设为0.50％～3.00％的范围内。

Mn：0.30～3.00％

Mn是对提高淬透性有效的元素。但是，含量小于0.30％时其效果不充分。若Mn含有率大于3.00％，则反而导致硬度的上升，原材料的锻造性、尤其是冷锻性，或者切削加工性变差。因此，需要将Mn含量设为0.30％～3.00％的范围内。

P：0.030％以下

P在钢中具有在晶界偏析而使韧性下降的作用。因此需要尽量减少。虽然难以设为0，但需要限制在0.030％以下。

S：0.030％以下

S具有与钢中的Mn反应并生成MnS而使韧性下降的作用。因此，需要将S的含量设为0.030％以下。

Cu：0.01～1.00％

Ni：0.01～3.00％

Cu和Ni是与前述的Si一起抑制铁碳化物的生成的成分。因此本方式的钢中分别设为含有0.01％以上。但是Cu、Ni的过度含有会使热加工性下降，因此需要将Cu设为1.00％以下，将Ni设为3.00％以下。

Cr：0.20～1.00％

Cr与Si、Cu和Ni相反，是促进铁碳化物的生成的成分，无法在钢中大量存在。因此，必须将Cr抑制在1.00％以下。即使存在大量抑制铁碳化物的生成的成分的情况下也同样。另一方面，Cr是提高钢的淬透性、抗回火软化性的元素，因此需要为0.20％以上的含量。

如上所述，Si、Cu和Ni与Cr对于铁碳化物的生成具有反向的作用。作为本方式的钢，Si、Cu和Ni的生成抑制作用必须超过Cr的生成促进作用。因此，Si、Ni、Cu的含有率的合计相对于Cr的含量必须以0.50以上的差超过。

Mo：0.10％以下

作为本方式的钢，Mo不是必需元素，但在含有的情况下，以0.10％为上限。若为上述上限的范围内，则可以期待由Mo的含有所产生的淬透性和抗回火软化性的提高。但是同样的效果可通过Si、Mn(尤其是Si)的适量添加而得到，因此Mo的含有并非必需的。

N：0.05％以下

若N在钢中过度存在，则锻造性显著变差。这里，为了减少对N的锻造性的影响，可以利用Ti等将N固定化，在这种情况下，N与钢中的Ti反应而生成氮化物。但是，在生成大型的TiN时会引起强度下降。因此，需要将N的含量设为0.05％以下。

此外，本方式的钢可以进一步含有以下成分。

B：0.005％以下(不包含0％)、

Ti：0.10％以下(不包含0％)。

B：0.005％以下(不包含0％)

B是对通过添加而给予淬透性且强化晶界强度有效的元素。B强化晶界强度是因为在钢中B比P优先在晶界偏析的缘故。P的晶界偏析显著降低钢的晶界强度是周知的事实，但B防止这种情况。然而，B自身的晶界偏析反而在好的方向对钢的晶界强度发挥作用。但是过度的含有不仅使淬透性的效果饱和，而且损害加工性。因此，需要设为0.005％以下。

尤其是，对象的钢制品在成型过程中经过磷酸盐处理时B添加的意义大。这是因为在渗碳处理时，磷酸盐皮膜所含的P以一定程度侵入至钢中。即使是如差动齿轮1这样的驱动系部件，在成型过程中也大多进行磷酸盐处理，可以通过添加B来提高晶界强度。

Ti：0.10％以下(不包含0％)

Ti是与钢中的N反应而生成氮化物(TiN)的元素。因此，具有如下效果：防止B与N反应而形成BN，从而防止B的淬透性提高的效果消失。此外，还具有如下效果：与N反应而减少铁的晶格中的N的固溶量，从而降低钢的变形阻力。但是，在生成大型的TiN时会引起钢的强度下降。因此，需要将Ti的含量设为0.10％以下。

以下说明中，只要没有特别说明，则使用以下成分组成的钢作为差动齿轮1或其试验片的原材料钢。

C：0.18％、

Si：0.75％、

Mn：0.40％、

P：0.015％、

S：0.015％、

Cu：0.15％、

Ni：0.10％、

Cr：0.35％、

Mo：0.07％、

B：0.002％、

Ti：0.040％、

Fe和不可避免的杂质：其余部分。

接着，说明对差动齿轮1施行的热处理。本方式的差动齿轮1是通过将上述成分的钢作为初始材料并进行利用冷锻的粗成型，其后施行切削加工而形成差动齿轮1。由此，在外形上完成差动齿轮1的形状。然而，本方式的差动齿轮1与此相对进一步施行了以下的工序的处理。

1.渗碳工序

为如下工序：在渗碳气氛中加热差动齿轮1，从而，进行在差动齿轮1的表层部形成渗碳层的处理，提高表层部的硬度。

2.冷却工序

为将渗碳工序后的差动齿轮1进行冷却的工序。该冷却需要至少进行直至由渗碳后的温度下降所致的组织相变结束为止。

3.淬火工序

为如下工序：将冷却工序后的差动齿轮1利用高密度能量加热至奥氏体区域，加热后进行骤冷而硬化。

4.回火工序

为在“1.”的渗碳工序中碳大量渗入的部位局部地施行回火的工序。

对“1.”的渗碳工序进一步进行说明。渗碳工序中通常在炉内导入烃系的气体，在该气氛内放置对象钢材(这里为差动齿轮1)而加热至奥氏体化温度以上的温度，从而使C侵入至对象钢材的表层而形成渗碳层。该渗碳处理中，首先在渗碳期，渗碳气体的分子与钢的表面接触而分解，产生活性的C。通过将该活性的C供给至钢的表面，形成碳化物。由此，在钢的表面积蓄有C。接着在扩散期，碳化物分解，积蓄的C溶解于Fe的基质。由此，形成C向内部扩散的渗碳层。C的进入途径不限于经由碳化物的途径，也存在活性的碳直接溶解于基质中这样的途径。

此外，本方式中的渗碳工序是利用将温度设为900～1100℃的范围内、并且将气氛压力设为低于大气压的真空渗碳处理而进行的。由此，扩散期后的钢材的表面的C浓度成为0.8％以下的作为渗碳后而言较低的浓度。如此，将渗碳层的C浓度设为共析钢的碳量以下。因此，利用以后的淬火时的加热再次使之奥氏体相变，在其后进行骤冷，从而可以不使铁碳化物(渗碳体)析出而制成马氏体组织。另外，虽然称为“马氏体组织”，但也可以存在20％以下的残留奥氏体。这里，若通过渗碳工序而将表面的C浓度提高至大于0.8％的程度，则在淬火后铁碳化物(渗碳体)成为在晶界偏析的状态。如此偏析有铁碳化物的晶界成为破损的起点，使循环强度下降。本方式的差动齿轮1中，通过将渗碳工序后的C浓度抑制为较低，防止这样的现象。另外，上述的渗碳工序中，更优选将渗碳温度设为约1000℃左右。

此外，上述真空渗碳工序中的气氛压力优选设为1hPa～20hPa的范围内。若将真空渗碳工序中的气氛压力设为下降至小于1hPa，则为了实现和维持真空度，需要昂贵的设备。另一方面，在大于20hPa的高压的情况下，在渗碳中产生煤。由此，有可能产生渗碳不均的问题。此外，作为上述渗碳气体，例如，可以应用乙炔、丙烷、丁烷、甲烷、乙烯、乙烷等烃系的气体。

此外，本方式的差动齿轮1由于其形状，在渗碳处理时侵入的碳量因位置不同而异。即，在图3～图5中说明的边缘部16的部分，与其它部分相比，碳量变多。这是由于，在边缘部16附近为尖锐的形状，因此从表面侵入的碳可扩散至内部的体积小，其结果，在渗碳后存在大量的C。这也是因为利用真空渗碳进行渗碳的缘故。若是将气氛压力设为大气压而进行的气体渗碳，则在钢材的表面成为不仅发生渗碳反应而且也发生脱碳反应的平衡状态。因此，虽说为边缘部16，但与其它部位相比C浓度并不高。然而，真空渗碳是在只进行渗碳反应而没有脱碳反应的非平衡状态下进行反应。因此在边缘部16产生C的浓化。

接着，对“2.”的冷却工序进行说明。冷却工序在缓慢冷却条件下进行。更具体而言，至少将差动齿轮1的钢材在冷却中以与发生马氏体相变的冷却速度相比慢的冷却速度，冷却至利用冷却进行的组织相变结束的温度以下的温度。由此，可以抑制伴随着马氏体相变的形变的产生。因此，可以在形状精度优异的状态下结束渗碳处理。

通过这种冷却工序的效果，可以抑制渗碳后的冷却时的形变。由此，可以在维持高的尺寸精度的状态下进行到以下工序，即淬火工序。通过以缓慢冷却进行冷却工序，可高水平地得到该效果。而且，与由以高密度能量加热进行以下的淬火工序产生的优点合在一起，可以将淬火后的差动齿轮1设为形变少的高形状精度的齿轮。

此外，冷却工序也优选与渗碳工序一起在减压下进行。这种情况下，两个工序间的压力差小。因此，在实际的设备中，可以将渗碳室与缓慢冷却室直接连接而连续进行两个工序。即无需在两室之间设置用于调整压力的预备室等。即，可以不将结束了真空渗碳处理的制品暴露于大气压状态就供给至减压缓慢冷却处理。这也有助于形变的减少。此外，这种情况的冷却工序中的气氛压力优选为100hPa～650hPa的范围内。另外，该冷却工序不在减压下也可以实施。

接着，对“3.”的淬火工序进行说明。淬火工序中重要的是，从将差动齿轮1加热至奥氏体化温度以上的状态开始，通过骤冷至少使渗碳层的部分进行马氏体相变。因此，使“2.”的冷却工序中暂时冷却的差动齿轮1再次升温至高温。对于该加热，例如高频加热等高能量加热是适合的。

此外，淬火工序中的骤冷优选通过水冷进行。即，可以通过利用水冷进行的急速冷却而使马氏体相变，可得到高的淬火效果。即，实现淬火部分的进一步的高强度化。此外，优选在进行利用高频加热的加热时，将差动齿轮1以1个流水作业进行处理，并且在加热后的水冷时一边使差动齿轮1旋转一边从周围向差动齿轮1喷射冷却水而进行冷却。如此，可以使差动齿轮1的各部分均匀地骤冷。因此，可抑制骤冷时的形变的产生。此外，如上所述，可得到在差动齿轮1的淬火部分未析出铁碳化物的马氏体组织。

此外，本方式中以差动齿轮1为对象物。在如差动齿轮1这样具有突出的齿部11的齿轮为对象物时，优选在齿部11的表面和内部的整体进行奥氏体化的条件下进行淬火工序中的加热。这是因为在差动齿轮1中要求齿部11的表面硬度高和内部的韧性高的兼具。因此，作为淬火工序中的加热的方法，高密度能量加热是适合的。

接着，对“4.”的回火工序进行说明。该回火工序以不对差动齿轮1的整体进行回火而是对特定部位进行局部地回火为目的。所谓回火的特定部位，是图3～图5中说明的边缘部16。其理由是因为，淬火工序后的差动齿轮1虽然表面硬度高，但边缘部16的疲劳强度弱，因此要解决该问题。

如上所述，该边缘部16是在渗碳工序中侵入的C的量与其它部分相比多的部位。因此，被固溶于淬火后的马氏体组织中的C浓度也与其它部分相比变高。由此，原奥氏体晶粒的内部的马氏体组织的硬度比通常高。然而，这种情况反而降低疲劳强度。这是因为，原奥氏体晶粒内的马氏体组织过硬，因此施加应力时的负荷会仅集中在晶界。因此，如图6所示，在晶界4产生龟裂3而在晶粒2间形成间隙。由此耐久时在边缘部16产生破损。

因此，本方式的差动齿轮1中，通过对边缘部16附近的部分(包含边缘部16的差动齿轮1的至少一部分)进行局部地回火来解决该问题。即，使差动齿轮1中的边缘部16附近升温至未达到奥氏体化的180℃～500℃的范围内的温度，然后进行冷却。冷却的方法可以是水冷也可以是空冷，但冷却速度最好快，因此特别优选为水冷。由此，在边缘部16附近的区域内，钢中的碳浓度未下降，但被固溶于原奥氏体晶粒内的马氏体组织中的C浓度比回火前下降。因此，原奥氏体晶粒内的马氏体组织的硬度也比回火前下降。因此，施加应力时的负荷对晶界和晶粒内均等地施加。如此，可防止图6所示的龟裂3的产生。即，耐久时的强度提高。

通过图7的图对该由回火所致的硬度下降进行说明。该图中对每个表层C浓度示出差动齿轮1的钢材的回火前后的表面硬度(HV)。图中表示为“淬火”的是回火前的硬度，表示为“180℃回火”的是回火后的硬度。若在该图中以相同的C浓度比较回火前后的硬度，则与回火前相比，回火后硬度较低。例如观察图中的0.6％之处，回火前为HV770左右，但回火后下降至HV700左右。其显现出由回火所致的硬度下降的效果。如此，在边缘部16附近的局部地回火的部分因回火而硬度稍稍下降。

认为该由回火所致的硬度下降以如下方式发生。即，通过回火，被固溶于原奥氏体晶粒内的马氏体组织的C的一部分与Fe一起形成碳化物。与此相应地，固溶于原奥氏体晶粒内的马氏体组织的C浓度下降，因此硬度也下降。即，成为在相同C浓度下与回火前的马氏体组织的硬度相比低的硬度。另外，即使为动齿轮1的表层，在除部分回火的位置以外的位置维持了回火前的硬度。这是因为被固溶于原奥氏体晶粒内的马氏体组织的C浓度没有变化。

因此，在边缘部16附近的该局部回火的部分，被固溶于原奥氏体晶粒内的马氏体组织的C的浓度下降，按其程度生成Fe的碳化物。因此，在该部分，与其它位置相比Fe的碳化物的存在比率变高。这种情况可以通过在该位置和其它位置比较表面中的Fe的碳化物所占的面积率来确认。此外，这里的Fe的碳化物主要是ε碳化物(Fe_2·3C)和渗碳体(Fe₃C)，其生成比率因回火时的升温温度不同而异。回火时的升温温度在180℃～250℃的范围内ε碳化物多，在250℃～500℃的范围内大量生成渗碳体。

这里，通过图8的图对回火的效果进行说明。该图是表示本方式的钢的表面硬度(HV)与1万次强度(MPa)的关系的图。这里，表面硬度是指维氏硬度，1万次强度是指可耐受1万次的反复外加的最大应力。如图9所示，该反复试验是利用带有缺口21的圆杆状的试验片20进行的。此外，在反复试验前的试验片20的缺口21的底部进行维氏硬度测定。此外，利用渗碳和回火来变更表面硬度。

由图8可知，表面硬度与1万次强度存在向右下倾斜，即背反的关系。图8中的D组的标绘点是被固溶于马氏体组织的C浓度较低的试验片20的结果，表面硬度稍差，但是1万次强度非常优异。若以差动齿轮1来说，则其相当于除边缘部16以外的部分和回火后的边缘部16。另一方面，E组的标绘点是被固溶于马氏体组织的C浓度较高的试验片20的结果，表面硬度非常高，但是1万次强度稍差。若以差动齿轮1来说，则其相当于回火前的边缘部16。由以上可知，通过进行回火，有与回火前相比表面硬度稍有些下降，但是使1万次强度(即疲劳强度)提高的效果。

针对于此的局部加热以如下方式进行。图10中示意地表示利用高频加热进行该加热时的加热器与差动齿轮1的配置关系。图10中，作为高频加热装置的构成要素，出现圆环状的励磁线圈22和棒状的样品架23。高频加热装置以样品架23从上下夹住图1～图5所示的差动齿轮1，使其在轴向、即图10中上下方向移动，从而将差动齿轮1配置于励磁线圈22的内侧的空间内。在该状态下对励磁线圈22外加高频，通过利用高频的电流感应作用来加热差动齿轮1。

这里，对于本方式的局部加热，如图10所示，使差动齿轮1中的大径的下端面15与励磁线圈22对置。而且，设为以下配置关系：并非差动齿轮1的整体进入励磁线圈22的内侧的空间内，仅下端面15附近进入励磁线圈22内，小径的上端面14侧的部分从励磁线圈22露出。通过在该状态下进行励磁，位于下端面15一侧的边缘部16及其附近被局部地加热，上端面14侧的部分没有被这么加热。其后进行冷却，从而进行部分的回火。

另外，虽说部分地进行回火，但不能说除边缘部16以外的部分完全未受回火的影响。然而，如上所述，本方式的钢中确保0.50％以上的Si含量。因此，抗回火软化性高。因此，即使是除边缘部16以外的C浓度低的区域，回火后的硬度也足够。

例如，通过图11对使用均相当于上述“差动齿轮1”的齿轮作为差动装置中的侧齿轮和小齿轮的情况进行说明。图11是表示差动装置中的侧齿轮100与小齿轮200的啮合位置的部分截面图。图11的侧齿轮100和小齿轮200均是相当于上述“差动齿轮1”的齿轮。

图11的侧齿轮100在图中以左右方向为轴向的方式进行配置。而且，图中左侧为大径面115。小齿轮200在图中以上下方向为轴向的方式进行配置。而且，图中上侧为大径面215。侧齿轮100的齿部111与小齿轮200的齿部211在图中重叠的区域为两个齿轮的齿面的啮合区域117、217。

图11中，以虚线包围而显示侧齿轮100和小齿轮200的各个边缘部116、216。如上所述，这些部分均通过回火而具有优异的1万次强度。另一方面，可知啮合区域117、217均属于除部分回火区域以外的部分。因此，如上所述，啮合区域117、217均具有充分高的硬度。

通过图12的图对该情况进行说明。图12的图是表示低Si材料(Si浓度：0.18％)和本方式的钢(Si浓度：0.75％)中的表层C浓度与回火后的维氏硬度的关系的图。该图中所示的低Si材料中，表层C浓度为0.5％～1.1％的范围内。该范围是通过气体渗碳实现的。该低Si材料在表层C浓度为0.8％时显现出最高的回火后硬度。

另一方面，该图中的本方式的钢是假定差动齿轮1的除边缘部16以外的部分，如上述地制成稍低的渗碳后C浓度的钢。该图中的本方式的钢中，虽然表层C浓度低达0.6％，但是实现低Si材料中的最高的硬度，即与表层C浓度为0.8％时同等的硬度。这是由Si添加所产生的抗回火软化性的效果。

接着，图13的图是用于说明C浓度对疲劳强度的影响的图。该图示出在反复地外加恒定的应力时直至破坏为止的循环数。该图中的“过量C％”是由通过气体渗碳将表层C浓度提高至0.8％以上的试验片而得到的，为比较例。“高C％”是由将渗碳后的表层C浓度设为0.6～0.8％的试验片而得到的，相当于差动齿轮1的边缘部16。“低C％”是由将渗碳后的表层C浓度设为0.3～0.6％的试验片而得到的，相当于差动齿轮1的除边缘部16以外的部分。

图13中，“过量C％”、“高C％”、“低C％”均为，越提高外加的应力(纵轴)，则循环数(横轴)越少。这里，以箭头F的地方(循环数：3000次)进行比较时，“高C％”时，与“过量C％”相比为15％左右的高应力值。“低C％”时，与“过C％”相比为40％左右的高应力值。这是由低C浓度化所致的疲劳强度改善的效果。该试验是通过图9所示的圆杆状的试验片20的4点弯曲而进行的。

接着，通过图14说明对回火的硬度的影响。图14表示在差动齿轮1中的图5所示的截面图的箭头G上的维氏硬度与从表面H起的深度的关系。在回火前的状态下，在表层的深度为1mm以内的区域，与深度1mm以上的芯部相比示出显著高的维氏硬度。认为这是因为上述边缘部16在渗碳时的C浓化。回火后与回火前相比硬度稍微减少。然而，即便如此也没有降低芯部在回火前的硬度。由此可知，即使在回火后也可维持充分的硬度。应予说明，图14的试验中的回火是使用高频加热装置在4.5kHz、110V、4秒的条件下进行加热的情况下的回火。该条件下的边缘部16的表面的到达温度约为190℃。

接着，通过图15说明回火温度的影响。图15是对每个回火温度表示图9所示的圆杆状的试验片20的4点弯曲中的、表层C浓度(％)与6400次强度(MPa)的关系的图。这里的表层C浓度(％)是试验片20的缺口21的底部的渗碳后的C浓度。6400次强度是指可耐受6400次的反复外加的最大的应力。

图15中，对于未回火、180℃回火、400℃回火的3个水准，示出各种C浓度下的结果。对于各个C浓度，180℃回火、400℃回火与未回火相比，均示出优异的6400次强度。若将其中的C浓度0.56％的情况的值与在图15中作为“以往品”而示出的值相比，则在180℃回火的情况下约上升20％，400℃回火的情况下约上升23％。进而，在图15中也标绘了500℃回火、C浓度0.56％的情况的例子。其与“以往品”相比约上升28％。由上述可知，对于提高疲劳强度的观点而言，回火温度优选在180℃～500℃的范围内较高的温度。

然而，以提高边缘部的疲劳强度为目的对差动齿轮1进行回火时，若在更高温度(例如，300℃～500℃)下进行回火，则回火的热遍及差动齿轮1的齿面，导致齿面的硬度下降，因此不优选。此外，在回火的温度为200℃～300℃的范围时，被称为所谓的回火脆性区域，钢与回火以前相比进一步变脆，因此不优选。由以上理由，差动齿轮1中，回火温度优选小于180℃～200℃。

这里，对适于实施上述渗碳工序至回火工序的热处理设备简单地进行说明。如图16所示，适于本方式的热处理设备5具有前洗槽51、真空渗碳缓慢冷却装置52、高频淬火机53、高频回火机54、以及磁力探伤装置55。前洗槽51是在热处理开始前清洗差动齿轮1的部分。真空渗碳缓慢冷却装置52具备加热室521、真空渗碳室522、以及减压缓慢冷却室523。以加热室521使差动齿轮1升温，接着进行真空渗碳室522中的真空渗碳(上述“1.”)和减压缓慢冷却室523中的减压缓慢冷却(上述“2.”)。真空渗碳室522与减压缓慢冷却室523之间没有预备室。高频淬火机53是对减压缓慢冷却后的差动齿轮1进行高频加热和随后的水冷(上述“3.”)的部分。高频回火机54是对淬火后的差动齿轮1进行利用高频加热和随后的水冷的部分回火(上述“4.”)的部分。磁力探伤装置54是进行回火后的差动齿轮1的缺陷检查的部分。

接着，对图16的热处理设备5中进行的各工序进行说明。首先，对真空渗碳缓慢冷却装置52的真空渗碳室522中的真空渗碳工序(上述“1.”)进行说明。如上所述，本方式中的渗碳处理是在减压至低于大气压的压力的渗碳气体中进行的真空渗碳处理。将该真空渗碳处理和随后的减压缓慢冷却处理中的加热模式示于图17。图17中，横轴表示时间，纵轴表示温度。

图17中，由“a”表示的是加热室521中的加热期间。由“b1”和“b2”表示的是真空渗碳室522中的保持期间。保持期间的前期“b1”是渗碳处理的渗碳期，其后的后期“b2”是渗碳处理的扩散期。供给至上述各试验的差动齿轮1和试验片20中，将渗碳温度，即保持期间“b1”和“b2”的保持温度设为原材料钢的奥氏体化温度以上的温度，即950℃。即，在加热期间“a”，使差动齿轮升温到其保持温度。此外，在保持期间“b1”和“b2”，将差动齿轮的温度维持在一定的温度，即上述保持温度。

对于供给上述各试验的差动齿轮1和试验片20，将真空渗碳处理中的渗碳气体的压力设为1～3.5hPa的范围内。此外，作为渗碳期“b1”中的渗碳气体，使用乙炔。此外，对于渗碳条件，通过预先进行的条件设定实验进行如下设定。即，采用边缘部16的表层的C浓度为0.6±0.05％的范围内、远离边缘部16的部位(齿面等)的表层的C浓度为0.5±0.05％的范围内的条件。

接着，对真空渗碳处理后接下来进行的减压缓慢冷却室523中的减压缓慢冷却工序(上述“2.”)进行说明。如上所述，本方式中的缓慢冷却处理是减压至低于大气压的压力的气氛中进行的减压缓慢冷却处理。图17中，由“c”表示的期间为缓慢冷却期间。供给至上述各试验的差动齿轮1和试验片20中，将减压缓慢冷却处理中的气氛压力设为600hPa。将气氛的气体种类设为N₂气体。减压缓慢冷却处理中的冷却速度设为0.1～3.0℃/秒的范围内的速度。以该冷却速度从刚进行渗碳处理后的奥氏体化温度以上的温度冷却至比A1相变点低的温度即150℃。另外，图17所示的加热模式是1个例子，通过适当进行预备试验，能够变更为对使用的原材料钢的种类最佳的条件。

接着，对高频淬火机53中的淬火工序(上述“3.”)进行说明。供给至上述各试验的差动齿轮1和试验片20的淬火工序中，使用高频加热作为高密度能量加热的方法。此外，使用水冷作为骤冷方法。此外，将淬火工序的加热模式示于图18。图18也与图17同样，横轴表示时间，纵轴表示温度。图18中，由“d1”表示的是升温期间，由“d2”表示的是骤冷期间。在升温期间“d1”，通过高频加热将差动齿轮1的外周侧的齿部11加热至奥氏体化温度以上的温度。在其后的骤冷期间“d2”，通过水的喷射，将差动齿轮1以其渗碳层的冷却速度成为临界冷却速度以上的方式进行骤冷。如上所述，临界冷却速度是指用于使奥氏体化的原材料钢、尤其是其渗碳层的部分进行马氏体相变所必需的冷却速度。

对于供给至上述各试验的差动齿轮1和试验片20，将在升温期间“d1”的高频加热设为与通常的高频加热中进行的条件相比能量投入量较小，与此相应地将加热时间设为较长的15～25秒而进行。由此，使不仅包含齿部11的表面附近也包含其内部的整体为900℃～1000℃的范围内的温度。此外，齿根部13的表面的到达温度为920℃～940℃的范围内。

该高频加热是将差动齿轮以1个单位进行流水作业(搬运)并1个1个分别进行的。在骤冷期间“d2”的水冷设为13秒左右，其间的冷却速度设为50～65℃/秒。该水冷时，使差动齿轮1旋转，从周围向差动齿轮1喷吹冷却水，从而1个1个地进行冷却。如此，以可最抑制形变的产生的方法进行淬火工序。此外，图18的加热模式也是1个例子，适当进行预备试验，从而能够变更至对使用的原材料钢的种类最佳的条件。例如，也可以将升温后的冷却分成2阶段进行。

接着，对高频回火机54中的部分回火工序(上述“4.”)进行说明。供给至上述各试验的差动齿轮1和试验片20的部分回火工序中，使用高频加热作为高密度能量加热的方法，进行图10所示的部分加热。将边缘部16的加热模式示于图19。图19也与图17、图18同样，横轴表示时间，纵轴表示温度。图19中，由“e1”表示的是升温期间，由“e2”表示的是冷却期间。

将在升温期间“e1”的能量投入量设为11kW左右，将加热时间设为5sec左右。由此，加热温度在边缘部16设为180℃～500℃的范围内。另外，与边缘部16为相反侧的上端面14(小径侧)的表层未加热，因此保持为常温的20℃～25℃的范围内。在冷却期间“e2”的冷却通过水冷进行。此时的冷却速度设为80～90℃/秒的范围内的速度。以该冷却速度从升温期间“e1”的结束时的温度冷却至约25℃。

如以上详细说明的那样，对于本实施方式的差动齿轮1，为了在淬火后得到马氏体组织，通过真空渗碳将渗碳后的C浓度抑制为较低。此时在边缘部16，C过量渗入，因此设为在淬火结束后进行部分回火工序。由此，降低被固溶于边缘部16的原奥氏体晶粒内的马氏体组织的C含量，并且使其对除边缘部16以外的部位不产生太大影响。淬透性和抗回火软化性可通过添加Si等而确保。如此，可实现取得晶界强度与晶粒内强度的平衡、作为高负荷用途的驱动系部件而兼具充分的硬度和疲劳强度的差动齿轮1及其制造方法。

应予说明，本实施方式只不过仅仅是例示，对本发明没有任何限定。因此，本发明当然在不脱离其主旨的范围内能够进行各种改良、变型。

符号说明

1 差动齿轮

11 齿部

12 圆板部

13 齿根部

14 上端面(小径侧的端部)

15 下端面(大径侧的端部)

16 边缘部

Claims (8)

1.一种齿轮，其特征在于，由原材料钢成型，具有圆板部和在所述圆板部离散地形成圆周状的多个齿部，是在所述齿部与齿部之间形成有齿根部的形状，成型后经过真空渗碳处理和随后的利用高密度能量加热进行的淬火处理，

所述原材料钢的化学成分为：

C：0.10～0.30质量％、

Si：0.50～3.00质量％、

Mn：0.30～3.00质量％、

P：0.030质量％以下、

S：0.030质量％以下、

Cu：0.01～1.00质量％、

Ni：0.01～3.00质量％、

Cr：0.20～1.00质量％、

Mo：0.10质量％以下、

N：0.05质量％以下、

Fe和不可避免的杂质：其余部分，并且

满足Si质量％+Ni质量％+Cu质量％－Cr质量％＞0.5，

在包含所述齿部和所述齿根部的轴向的一个端部的边缘部的至少一部分表层形成有部分回火区域，

所述部分回火区域具有与通过所述淬火处理而生成于该一部分表层的马氏体组织的硬度相比低的硬度，

所述齿部和所述齿根部的除所述部分回火区域以外的部分的表层由通过所述淬火处理而生成的马氏体组织构成。

2.如权利要求1所述的齿轮，其特征在于，

作为原材料钢的化学成分，进一步含有如下成分：

B：0.005质量％以下、

Ti：0.10质量％以下。

3.如权利要求1或2所述的齿轮，其特征在于，

齿面的与其它齿轮的啮合区域不被包含于所述部分回火区域，且由通过所述淬火处理而生成的马氏体组织构成。

4.如权利要求1或2所述的齿轮，其特征在于，

是轴向的一个端部与另一个端部相比为大径的伞状形状的齿轮，

在包含所述齿部和所述齿根部的大径侧的端部的边缘部的至少一部分表层形成有所述部分回火区域。

5.一种侧齿轮和小齿轮，其特征在于，是将多个权利要求4所述的齿轮啮合而成的差动装置中的侧齿轮和小齿轮，

各齿轮的齿面的与啮合对象齿轮的啮合区域不被包含于所述部分回火区域，且由通过所述淬火处理而生成的马氏体组织构成。

6.一种齿轮的制造方法，其特征在于，所述齿轮由原材料钢成型，具有圆板部和在所述圆板部离散地形成圆周状的多个齿部，为在所述齿部与齿部之间形成有齿根部的形状，

作为所述原材料钢，使用如下钢：

化学成分为：

C：0.10～0.30质量％、

Si：0.50～3.00质量％、

Mn；0.30～3.00质量％、

P：0.030质量％以下、

S：0.030质量％以下、

Cu：0.01～1.00质量％、

Ni：0.01～3.00质量％、

Cr：0.20～1.00质量％、

Mo：0.10质量％以下、

N：0.05质量％以下、

Fe和不可避免的杂质：其余部分，并且

满足Si质量％+Ni质量％+Cu质量％－Cr质量％＞0.5，

所述制造方法进行如下工序：

真空渗碳工序，将由所述原材料钢成型的齿轮在低于大气压的压力的渗碳气氛中加热至所述原材料钢的奥氏体化温度以上的温度，在表面形成渗碳层；

冷却工序，将所述真空渗碳工序后的所述齿轮以与所述原材料钢进行马氏体相变的冷却速度相比慢的冷却速度，冷却至利用冷却进行的组织相变结束的温度以下的温度；

淬火工序，将所述冷却工序后的所述齿轮利用高密度能量加热进行加热，从而使其升温至所述原材料钢的奥氏体化温度以上的温度，从该状态开始，以所述原材料钢进行马氏体相变的冷却速度以上的冷却速度进行冷却，从而至少在所述渗碳层的部分形成马氏体组织；以及

部分回火工序，将包含所述淬火工序后的所述齿轮的所述齿部和所述齿根部的轴向的端部的边缘部的至少一部分利用高密度能量加热进行加热，从而使其升温至180℃以上且未到达所述原材料钢的奥氏体化温度的温度，从该状态开始进行冷却，从而在包含所述边缘部的至少一部分的所述渗碳层的部分，使被固溶于马氏体组织的碳的浓度下降。

7.如权利要求6所述的齿轮的制造方法，其特征在于，

作为原材料钢，使用进一步含有如下化学成分的钢：

B：0.005质量％以下、

Ti：0.10质量％以下。

8.如权利要求6或7所述的齿轮的制造方法，其特征在于，

被制造的齿轮是轴向的一个端部与另一个端部相比为大径，并且在大径侧的端部存在所述边缘部的伞状形状的齿轮，

所述部分回火工序中，在所述伞状形状的齿轮的大径侧的端部进入励磁线圈的内部空间、并且小径侧的端部从所述励磁线圈露出的状态下进行加热。