WO2009131202A1 - 鋼部材の製造方法 - Google Patents

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WO2009131202A1
WO2009131202A1 PCT/JP2009/058126 JP2009058126W WO2009131202A1 WO 2009131202 A1 WO2009131202 A1 WO 2009131202A1 JP 2009058126 W JP2009058126 W JP 2009058126W WO 2009131202 A1 WO2009131202 A1 WO 2009131202A1
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WO
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steel member
carburizing
cooling
quenching
reduced pressure
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PCT/JP2009/058126
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English (en)
French (fr)
Inventor
大林巧治
岡田一晃
Original Assignee
アイシン・エィ・ダブリュ株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment

Definitions

  • the present invention has, for example, a first part (carbon easy diffusion part) and a second part (carbon difficult diffusion part), such as a gear, which have different diffusion rates of carbon that has penetrated during the carburizing process due to its shape,
  • the present invention relates to a method of manufacturing a steel member having a slower diffusion rate of carbon that has entered the second part than the first part by carburizing.
  • steel members such as gears are often subjected to carburizing and quenching as a process for increasing the surface hardness while maintaining toughness.
  • the carburizing and quenching process is a process of increasing the surface hardness while securing the toughness of the core by performing a quenching process after performing a carburizing process to increase the surface carbon concentration in a state where the steel member is heated to the austenitizing temperature or higher. It is.
  • the conventional carburizing and quenching treatment requires a long time carburizing treatment using a large heat treatment furnace as described above, and thus the treatment time is long and the energy consumption is large. For this reason, it has been desired to shorten the processing time and energy consumption required for carburizing and quenching, and to further reduce the size of the carburizing and quenching equipment itself.
  • the reduced pressure carburizing treatment is a non-equilibrium reaction, and the carburization concentration of the surface obtained changes immediately after the carburizing period in which carburizing is performed and after the diffusion period in which diffusion of carbon entering the interior is performed thereafter.
  • the carburizing concentration handled in the present invention is expressed using the value after the diffusion period. Accordingly, all the carburizing concentrations in the present specification are values of the carburizing concentration after the diffusion period, not immediately after the carburizing period (the same applies hereinafter).
  • the present invention has a first part (easy carbon diffusion part) and a second part (difficult carbon part) having different diffusion rates of carbon invading during carburization due to the shape. It is an object of the present invention to provide a method for producing a steel member that can make the conditions for performing a reduced-pressure carburizing step of the member an optimum condition.
  • the present invention is a reduced-pressure carburizing step of carburizing a steel member in a carburized gas under reduced pressure, A slow cooling step of slowly cooling the steel member after the reduced pressure carburizing step in a cooling gas; A quenching step in which a desired portion of the cooled steel member is heated using high-density energy and then quenched.
  • the steel member to be subjected to the reduced-pressure carburizing step has a first part and a second part that have different diffusion rates of carbon that has entered during carburizing treatment due to its shape, and the second part is more than the first part.
  • the steel has a slower diffusion rate of carbon that has entered, and the reduced-pressure carburizing step is performed under the condition that the surface carburizing concentration of the first portion is in the range of 0.65 ⁇ 0.1 mass%. It exists in the manufacturing method of a member.
  • the above-mentioned reduced pressure carburizing step is adopted as the carburizing treatment step, and the quenching step of quenching after heating using high-density energy is adopted as the quenching treatment step, and the above slow cooling is performed between both steps.
  • It is a method that incorporates processes. This makes it possible to perform carburizing and quenching that is equal to or higher than that of the prior art, greatly suppress the occurrence of distortion, and further shorten the processing time compared to the prior art. Thereby, the energy amount and cost to be used can be significantly reduced.
  • the steel member to be subjected to the reduced pressure carburizing process has the first part and the second part on the premise that the quenching process by the specific method is adopted.
  • the reduced-pressure carburizing treatment is performed under the condition that the surface carburizing concentration of the first part is in the range of 0.65 ⁇ 0.1 mass%.
  • the inventor of the present invention performs the reduced-pressure carburizing process under such conditions, so that the second part of the obtained steel member, that is, the diffusion rate is slower than the first part and the carburized concentration of the surface after the carburizing process is low.
  • the surface carburization concentration at the part higher than the first part can be suppressed to a range of 0.85% by mass or less.
  • the surface carbon concentration of almost the entire surface of the portion to be surface-modified by carburizing the steel member can be kept within the range of 0.55 to 0.85 mass%.
  • the carburizing conditions as described above are performed in a plurality of preliminary experiments by changing the temperature, the type of carburizing gas, the pressure, the processing time, etc. in the reduced pressure carburizing process, and the surface carburizing concentration of the first part is in the specific range. It is necessary to find a condition to become.
  • the steel member which is a to-be-processed material is the same shape, it is also possible to reduce the frequency
  • the determination of the first part and the second part of the steel member may be determined by actually measuring the carburization concentration of a plurality of places in the preliminary experiment, but can be determined relatively easily from the shape, It may be determined by observing the shape.
  • a quenching process is performed in which a desired portion of the steel member is heated using high-density energy and then rapidly cooled.
  • the entire steel member is not heated, but only a desired portion, that is, a portion whose strength is to be improved by quenching is rapidly heated by utilizing the characteristics of high-density energy, and the portion is rapidly cooled.
  • the strength improvement effect by quenching can be enhanced by using high-density energy. Moreover, since the improvement of this quenching ability is obtained, even if the degree of carburizing treatment such as the carburizing depth in the reduced pressure carburizing step is reduced, this can be compensated by the improvement of the quenching ability.
  • the excellent characteristics can be positively utilized, and the carburization concentration of the first part in the reduced pressure carburizing process can be set to 0.65 ⁇ 0.1 mass% lower than usual. It is.
  • the carburizing process time in the reduced pressure carburizing process is shortened and the efficiency is improved, and quality improvement is suppressed while suppressing excessive cementite formation.
  • the high-density energy include a high-density energy beam such as an electron beam and a laser beam, and a high-density energy such as high-frequency heating that is not a beam.
  • the carburizing condition is set such that the carburizing concentration of the first part is set to a value lower than usual, such as 0.65 ⁇ 0.1 mass%, and the above-described specific quenching method is used. A quality effect can be obtained with high quality, and furthermore, a high-precision steel member with little distortion can be obtained by adopting the slow cooling step.
  • Example 1 (a) Explanatory drawing which shows the heat pattern of this invention method, (b) Explanatory drawing which shows the heat pattern of a comparison method.
  • (a) The heat processing equipment which implements the method of this invention (b) Explanatory drawing which shows the carburizing quenching equipment which implements the comparison method.
  • (a) a plan view of a steel member (b) a cross-sectional view of the steel member (a cross-sectional view taken along line AA in (a)).
  • Explanatory drawing which shows the hardness distribution after carburizing and quenching in Example 1.
  • FIG. FIG. 3 is an explanatory diagram illustrating a distortion occurrence state in the first embodiment.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram illustrating a distortion occurrence state in the first embodiment.
  • Example 3 is an explanatory diagram illustrating a residual stress generation state in the first embodiment.
  • Explanatory drawing which shows the relationship between the carburizing density
  • Explanatory drawing which shows the other example of the gear in Example 1.
  • FIG. Explanatory drawing which shows the other example of the gear in Example 1.
  • FIG. In Example 1, (a) Explanatory drawing which shows the detail of the tooth profile part of a gear, (b) Explanatory drawing which shows the angle in a tooth tip corner
  • the reduced pressure carburizing process of the present invention as a carburizing condition, it is an essential requirement to set the carburizing concentration of the first part (carbon easy diffusion part) to 0.65 ⁇ 0.1 mass%.
  • the carburizing concentration of the first part is less than 0.55% by mass, sufficient quenching can be performed in the first part even if a quenching process in which heating is performed using the high-density energy and then rapidly cooling is adopted. There is a possibility that the hardening effect cannot be obtained.
  • the carburizing concentration of the first part exceeds 0.75% by mass, the probability that the carburizing concentration of the second part exceeds 0.85% by mass is increased, and cementite is easily generated. There is a problem that the quality effect is reduced. Therefore, the reduced-pressure carburizing step is more preferably performed under the condition that the surface carburizing concentration of the first part (carbon easy diffusion part) is in the range of 0.65 ⁇ 0.05% by mass.
  • the said reduced pressure carburizing process calculates
  • the reduced pressure carburizing step includes a carburizing period in which the steel member is held in the hydrocarbon-based carburizing gas and carbon is allowed to enter the surface of the steel member, and carbon is diffused into the steel member in a reduced pressure state. It is preferable to have a diffusion period.
  • the condition setting can be performed relatively easily.
  • the present invention manages the target value of the surface carburization concentration of the first portion as a condition as described above, and this condition adjusts the treatment time of the carburization period and the treatment time of the diffusion period. Can be changed. Specific time conditions need to be confirmed by a preliminary experiment. However, if there is a track record of similar shapes, the preliminary experiment is easy.
  • part) of the said steel member can be made into the arbitrary site
  • the first part (easy carbon diffusion part) and the second part (difficult carbon diffusion part) are most accurately subjected to a reduced-pressure carburizing treatment as a preliminary experiment, and the carburizing concentration of each part is measured and compared. It is preferable to determine. On the other hand, even if judged from the shape empirically, it does not make a big error.
  • any part satisfying an angle of 130 degrees or more in the cross-sectional shape of the part that is, a part that is not empirically determined as a convex part. If there is, the arbitrary part may be determined as the first part.
  • part in this invention are both site
  • the first part is preferably a tooth surface or a tooth bottom of the tooth profile. Since the tooth surface and the tooth bottom are gentle curved surfaces that are relatively close to a flat surface, carbon that has entered during the carburizing process is likely to diffuse. On the other hand, the tooth tip corner portion between the tooth tip surface and the tooth surface is convex, so that it becomes the second part and the carburization concentration on the surface tends to be high. As a result of many experiments by the inventors, in the case of gears, the pressure is reduced so that the carburization concentration on the tooth surface or the surface of the tooth bottom becomes 0.65 ⁇ 0.1% by mass even if the shape changes slightly.
  • the carburizing concentration of the corner surface between the tooth tip surface and the tooth surface is higher than the tooth surface and the tooth bottom, and can be within a range of 0.85 mass% or less. It has been found that a very excellent surface modification effect can be obtained.
  • the vacuum carburizing step is preferably performed under a reduced pressure condition of 1 to 100 hPa while heating the steel member to the austenitizing temperature or higher. If the reduced pressure during carburization is less than 1 hPa, there is a problem that expensive equipment is required to maintain the degree of vacuum. On the other hand, when it exceeds 100 hPa, soot may be generated during carburizing, which may cause a problem of uneven carburization concentration.
  • hydrocarbon-type gas such as acetylene, propane, butane, methane, ethylene, ethane, can be applied, for example.
  • the slow cooling step is preferably performed at a cooling rate at which at least the steel member does not undergo martensitic transformation during cooling.
  • the reduced pressure carburizing step it is also possible to employ a high concentration carburizing process in which the surface concentration is increased from that of normal carburizing and iron and carbon compounds are deposited on the surface layer, or a carbonitriding process that also performs nitriding with the carburizing process. .
  • the slow cooling step is preferably performed so that the cooling rate is 0.1 ° C./second to 3.0 ° C./second while at least the temperature of the steel member is equal to or higher than the A1 transformation point temperature. .
  • the cooling rate of the slow cooling step exceeds 3.0 ° C./second during a period equal to or higher than the A1 transformation point temperature of the steel member, there is a possibility that the effect of suppressing strain generation during cooling cannot be sufficiently obtained.
  • the cooling rate in the slow cooling process is less than 0.1 ° C./second during a period of not less than the A1 transformation point temperature of the steel member, it takes a long time to reach the A1 transformation point temperature, and carburization also takes place during that time.
  • the diffusion during slow cooling has a temperature difference depending on the site, and the diffusion speed also varies, and as a result, the carbon content may vary.
  • the cooling gas used in the slow cooling step is preferably nitrogen, helium, or argon. These gases are similar to so-called inert gases, and can prevent oxidation during slow cooling of the steel member as the material to be treated.
  • the cooling gas is stirred during cooling, the cooling gas is reduced in pressure to reduce the difference in the cooling rate between the upstream and the downstream of the circulating cooling gas compared to the atmospheric pressure state.
  • the upwind and the downwind are caused by aggressive gas agitation or gas convection by heat, resulting in a difference in cooling rate.
  • the steel member subjected to the reduced pressure gradual cooling step can suppress the occurrence of distortion, and can be applied to the quenching step while maintaining high dimensional accuracy. Can proceed. And thereby, the merit by the hardening process using the high-density energy mentioned above can be utilized, and the steel member after hardening can also be made into the highly accurate thing with few distortions.
  • the reduced pressure carburizing chamber and the slow cooling chamber can be directly connected, and the degree of reduced pressure can be set between the two. There is no need to provide a spare room for adjustment. That is, since both the reduced pressure carburizing step and the slow cooling step are performed in a reduced pressure state, the pressure difference between the two can be reduced. Therefore, the reduced pressure carburizing process can be performed without subjecting the product to the normal pressure state, and the reduced pressure gradual cooling process can be performed, and an efficient process that suppresses the occurrence of distortion is possible.
  • the reduced pressure state of the cooling gas in the slow cooling step is preferably in the range of 100 hPa to 650 hPa.
  • the reduced pressure state of the cooling gas in the slow cooling step is in the range of 100 hPa to 300 hPa.
  • the reduced pressure state of the cooling gas in the gradual cooling step is cooled under a condition that the temperature of the steel member is higher than before after the temperature of the steel member is equal to or lower than the A1 transformation point.
  • the reduced pressure gradual cooling has a higher strain suppression effect as the degree of reduced pressure is higher, that is, closer to the vacuum, but the cooling efficiency is lowered accordingly.
  • the temperature of the steel member is below the A1 transformation point, distortion is less likely to occur. Therefore, even if the cooling gas pressure is increased and the cooling efficiency is increased, the distortion suppression effect is maintained. Is possible.
  • the quenching process is a process in which a desired portion of the cooled steel member is heated using high-density energy and then rapidly cooled.
  • the quenching cooling rate is preferably 200 ° C./second to 2000 ° C./second. If the cooling rate is slower than 200 ° C./second, the quenching effect may not be sufficiently obtained, while it is difficult to achieve rapid cooling exceeding 2000 ° C./second.
  • the quenching step is performed by heating a desired portion of the steel member to a temperature higher than the austenitizing temperature using high-density energy, and then rapidly cooling the steel member at a quenching critical cooling rate or higher that causes martensitic transformation in the carburized layer. is important. Thereby, the sufficient hardening effect of a carburized layer can be acquired.
  • the heating using the high-density energy in the quenching step is performed by high-frequency heating, and the rapid cooling is performed by water quenching.
  • the heating using the high-density energy in the quenching step is performed by high-frequency heating, and the rapid cooling is performed by water quenching.
  • high frequency heating by adopting high frequency heating, heating can be performed with high accuracy by non-contact induction heating, and high efficiency can be achieved.
  • a known method can be applied as the high-frequency heating.
  • the rapid cooling when the high frequency heating is used is preferably performed by water quenching.
  • the quenching characteristic can be made high by the outstanding quenching effect by water quenching, and the further strengthening of a quenching part can be aimed at.
  • the required strength may be achieved even if the carburization process is simplified (processing time is shortened), that is, the carburized layer is thinned. It is also possible to further shorten the time of the entire heat treatment process.
  • the heating by the high frequency heating is performed by treating the steel member by one piece, and cooling at the time of cooling after heating by cooling the steel member by jetting cooling water from the surroundings toward the steel member. Is preferred. In this case, it can cool uniformly at the time of cooling, and generation
  • the quenching step can be performed by heating by irradiating a desired portion of the steel member with a high-density energy beam and then rapidly cooling by self-cooling. That is, a high-density energy beam typified by an electron beam or a laser beam can heat the irradiated pole surface very quickly. Then, by limiting the heated portion to the extreme surface, if the energy input is terminated by stopping or moving the irradiation of the high-density energy beam, a sufficient rapid cooling effect can be obtained by self-cooling.
  • the high-density energy beam is preferably an electron beam.
  • the electron beam can be easily changed in output, irradiation beam diameter, irradiation region, etc., and can be heated with high accuracy in the heating region.
  • the irradiated part can be melted rapidly. Therefore, in the quenching step, the desired part of the steel member is irradiated to heat only the surface layer to the melting point or higher. It is preferable to form a hardened layer by forming a molten part and then rapidly cooling the molten part to a martensitic transformation region to obtain a martensitic structure.
  • the cured layer is preferably 0.2 mm or less. If it exceeds 0.2 mm, the self-cooling effect after melting may be reduced. On the other hand, if the cured layer is too thin, there may be a problem in durability, and therefore, the range of 0.1 mm to 0.2 mm is more preferable.
  • an automobile drive system component As a steel member to which the manufacturing method of the present invention is applied, an automobile drive system component is suitable.
  • driving system parts for automobiles include gears, ring-shaped members, and other parts in automatic transmissions. These parts are required to have both high partial strength characteristics and high dimensional accuracy. Therefore, by applying the above-described excellent heat treatment method, the manufacturing process can be rationalized and the cost can be reduced, and the quality of the product can be improved.
  • Example 1 The manufacturing method of the steel member which concerns on the Example of this invention is demonstrated using figures.
  • the manufacturing method of the present invention (method of the present invention) and the conventional manufacturing method for comparison (comparison method) are carried out on a ring-shaped steel member 8 (ring gear) used as a component of an automatic transmission.
  • the surface hardness characteristics, the occurrence of strain, etc. were evaluated.
  • FIG. 8 FIG. 3 schematically shows FIG. 8
  • the steel member 8 to be processed in this example is provided with a tooth profile 81 on the inner peripheral surface of a ring-shaped main body 80.
  • the hardness of the tooth profile 81 is high, and the roundness is a very important part.
  • the heat pattern A in the method of the present invention is compared with the heat pattern B in the comparison method.
  • time is plotted on the horizontal axis and temperature is plotted on the vertical axis, and the temperature of the steel member during heat treatment is shown as heat patterns A and B.
  • the reduced pressure carburizing step a1 is performed by holding at that temperature for 49 minutes, and then 150 minutes over 40 minutes.
  • a reduced pressure gradual cooling step a2 is performed in which the pressure is gradually reduced to a temperature of °C or lower, and then a rapid quenching step a3 is performed in which rapid quenching is performed by high frequency heating to a quenching temperature of 950 ° C., followed by water quenching.
  • the comparative method is heated to 950 ° C., which is a carburizing temperature, and held at that temperature for 220 minutes to perform a normal carburizing step b1, and then the quenching temperature. After holding at 850 ° C., a quenching step b2 of oil quenching is performed.
  • the post-washing step b3 for washing off the coolant (oil) adhering during oil quenching and the tempering step b4 for the purpose of securing the toughness of the hardened hardened layer are also performed. I do. It should be noted that the strain evaluation, strength evaluation, and residual stress evaluation described later were performed in a state after the tempering step b4.
  • a heat treatment facility 5 for carrying out the method of the present invention includes a pre-washing tank 51 for washing a steel member before carburizing and quenching, a heating chamber 521, a reduced pressure carburizing chamber 522, and A vacuum carburizing slow cooling device 52 having a vacuum slow cooling chamber 523, an induction hardening machine 53, and a magnetic flaw detector 54 for inspecting defects are provided.
  • the carburizing and quenching equipment 9 for carrying out the comparison method includes a pre-washing tank 91 for cleaning steel members before carburizing and quenching, and carburizing for heating, carburizing and diffusing.
  • a long carburizing furnace 92 provided with a furnace 921 and a quenching oil tank 922, a post-washing tank 93 for cleaning steel members after the carburizing and quenching process, and a tempering furnace 94 for performing a tempering process It is.
  • the reduced pressure carburizing step a1 for carburizing the steel member in the carburized gas under reduced pressure, and the steel member after the reduced pressure carburizing step is completed.
  • the cooling gas a reduced pressure gradual cooling step a2 in which the cooling gas is cooled in a state where the pressure is lower than the atmospheric pressure, and a high frequency in which the desired portion of the cooled steel member is subjected to high frequency heating and then water quenching Quenching step a3 was performed.
  • the reduced-pressure carburizing step a1 has a carburizing period for holding the steel member in the hydrocarbon-based carburizing gas and allowing carbon to enter the surface of the steel member, and a diffusion period for diffusing carbon into the steel member.
  • a treatment of holding at 950 ° C., which is a temperature higher than the austenitizing temperature, for 49 minutes was performed.
  • the degree of vacuum of the carburizing chamber was 1 hPa
  • the type of carburizing gas was acetylene.
  • the carburization period and the diffusion period were depressurized as described above.
  • the steel member 8 is a ring gear, and the first part (easy carbon diffusion part) and the second part (carbon easy diffusion part) that have different diffusion rates due to the shape of the steel member 8 during the carburizing process.
  • the first part is the root 815 and the tooth surface 811
  • the second part having a slower diffusion rate of carbon that has entered than the first part is the tip corner part 813 ( Corner portion between the tooth surface 811 and the tooth tip 812), but the reduced-pressure carburizing step is performed in such a manner that the surface carburizing concentration of the tooth bottom 815 as the first part is within a range of 0.65 ⁇ 0.05% by mass. This is a point to be performed under the following conditions.
  • the tooth bottom 815 and the tooth surface 811 have a surface angle close to 180 degrees in the cross-sectional shape, as is known from FIGS. 10A and 10B, which will be described later. It is a site
  • the cooling gas is nitrogen (N 2 )
  • the reduced pressure state is 200 hPa
  • the cooling gas is stirred.
  • the cooling rate was set in the range of 0.1 to 3.0 ° C./second, specifically 10 ° C./minute (0.17 ° C./second) until a temperature of 150 ° C. was reached.
  • the tooth profile portion 81 which is the inner peripheral portion of the steel member 8, is heated to 950 ° C., which is equal to or higher than the austenitizing temperature, by high frequency heating, and then rapidly cooled critical cooling that undergoes martensitic transformation in the carburized layer. It was performed under the condition that water quenching was performed by spraying water so that a cooling rate higher than the rate could be easily obtained. The cooling rate by this water quenching was 268 ° C./second.
  • the heating by the high frequency heating the steel members 8 are flowed (transported) one by one and heated one by one, and at the time of cooling after heating, the steel member 8 is rotated and cooling water is supplied from the surroundings to the steel. A method was adopted in which the generation of distortion was minimized by spraying toward the member 8 and cooling one by one.
  • the carburizing temperature is maintained at that temperature for 220 minutes to perform the normal carburizing step b1, and then the quenching temperature is 850.
  • a quenching step b2 of oil quenching is performed.
  • the carburizing treatment in the comparative method was performed under the condition that the carbon potential was adjusted and the carburizing concentration of the entire surface of the steel member 8 was approximately 0.8 mass%.
  • a post-washing step was performed after the quenching step b2, and a tempering step b4 was further performed after the post-washing step b3.
  • both the above comparison method and the method of the present invention used SCM420 (JIS) suitable for carburization as a material.
  • the Vickers hardness (Hv) with respect to the distance from the surface of the gear tooth bottom 815 (FIG. 3) portion was measured on the steel member that had been subjected to carburizing and quenching, and this was used as the strength evaluation.
  • the measurement results are shown in FIG. In the figure, the horizontal axis represents the distance (mm) from the surface, and the vertical axis represents the Vickers hardness (Hv).
  • symbol E1 the result of the steel member processed by the comparison method was shown as code
  • the hardness becomes slightly lower as compared to the case of the comparative method (C1) as it goes inside, but on the outermost surface, higher hardness is obtained rather than the comparative method. It was. From these results, it can be seen that by applying the method of the present invention, an excellent heat treatment equivalent to or better than the conventional one can be performed.
  • the carburization concentration (0.65 ⁇ 0.05% by mass) of the tooth bottom portion 815 was set lower than the carburization concentration (0.8% by mass) in the case of the comparative example. It can be seen that a good quenching performance was obtained.
  • the condition setting of the reduced pressure carburizing process of the method of the present invention is very effective.
  • the horizontal axis represents the carburization concentration (carbon content) of the surface
  • the vertical axis represents the surface hardness after quenching.
  • the actual carburizing concentration finally reached when the carburizing treatment condition of the carburizing concentration of 0.8% by mass is selected, and the first part (the tooth bottom 815) is indicated by an arrow. It is indicated by the tip position of b1, and the second part (tooth tip corner portion 813) is indicated by the tip position of arrow b2.
  • the bottom 815) is indicated by the tip position of the arrow c1
  • the second portion is indicated by the tip position of the arrow c2.
  • the carburization concentration finally reached when the condition that the carburization concentration of the first part (the root 815) is 0.60% by mass is selected.
  • the second portion is indicated by the tip position of the arrow a2.
  • the hardness after quenching increases as the carburization concentration increases.
  • the overall hardness is increased by setting the carburizing concentration condition to 0.8 mass%. Can be obtained.
  • the hardness after quenching is almost the same when the carburization concentration is 0.6 to 0.8 mass%. This is a result of positively adopting the excellent quenching process described above.
  • the carburization concentration of the first part (tooth bottom 815) is 0.8 mass% (c1)
  • the reduced pressure carburization is performed so that the carburization concentration of the first part (tooth bottom 815) becomes 0.6 mass% (a1)
  • (A2) can be suppressed to a range of 0.8 mass% or less. And even if there is a difference in the carburizing concentration, it can be seen that the obtained hardness can be maintained substantially equal.
  • BCD is a dimension obtained by arranging steel balls 88 having a predetermined diameter so as to be in contact with the valley portion of the tooth surface 81 and measuring the inner diameter of the opposing hard balls 88. is there. Then, this measurement is performed on the entire circumference at three positions in the axial direction (a position, b position and c position in FIG. 5B), and the average value (Ave), maximum value (Max) of the measured values, The minimum value (Min) was determined.
  • FIG. 5 shows the measurement results of the above “BBD” and “BBD ellipse”.
  • the column on the left side of the figure shows the results of the method of the present invention at three timings before vacuum carburization, after vacuum carburization + low pressure annealing, and after induction hardening.
  • results at two timings before carburizing and quenching are shown.
  • the notation shown in each column is that the maximum value and the minimum value average value are plotted for the three positions a, b, and c in FIG. It is tied vertically.
  • the average value of the position of 3 places was tied with the thin line.
  • the residual stress of the steel member which finished the carburizing quenching process was measured and compared.
  • the measurement results are shown in FIG.
  • the horizontal axis is the distance from the surface of the tooth bottom 815
  • the vertical axis is the residual stress
  • the tension is +
  • the compression is-.
  • the method of the present invention E1
  • the outermost surface has a compressive residual stress state
  • the comparative method C1
  • the outermost surface has a tensile residual stress.
  • various problems may occur. For example, it is necessary to reduce the tensile residual stress by performing a heat treatment or a surface modification treatment. Therefore, it can be seen that the method of the present invention also provides an effect that it is not necessary to provide a treatment for improving such residual stress.
  • FIG. 8 shows the ring gear 8 described above
  • FIG. 9 shows a helical gear 802 with external teeth.
  • FIG. 10A shows an enlarged view of the tooth profile 81 in the case of an external gear.
  • the figure shows that the tooth profile 81 has a tooth root 815, a tooth surface 811, a tooth tip 812 and a tooth tip corner 813.
  • FIG. 10B shows the angle ⁇ in the cross-sectional shape of the tooth tip corner portion 813.
  • the surface angle ⁇ in the cross-sectional shape of the tooth tip corner of the external gear for an automatic transmission was measured by selecting a plurality of commercially available products and measured 118.15 degrees and 125.7, respectively. Degrees, 112.7 degrees, 111.5 degrees, 124.8 degrees, 119.0 degrees, and 113.7 degrees are all included in the range of 110 to 126 degrees.
  • the tooth tip corner portion 813 of a normal gear is the second portion (carbon difficult diffusion portion).
  • at least the tooth bottom 815, the tooth surface 811, and the tooth tip 812 are portions where the angle exceeds 130 degrees and are first portions (easy carbon diffusion portions).
  • the region of the first part (carbon easy diffusion part) 816 and the second part ( The carbon diffusible part) 817 is illustrated for easier understanding.
  • the first portion 816 is a range indicated by the straight line and the arrow 816a, and does not include the tooth tip corner portion 813 (FIG. 10B), and is a portion away from it.
  • part 817 is the surface of the micro range pinched
  • the conditions of the reduced pressure carburizing process should be set so that the carburizing concentration of the tooth surface 811 or the tooth bottom 815 is 0.65 ⁇ 0.1 mass%. That's fine.
  • Example 2 a ring-shaped steel member 8 (ring gear) having the same shape and the same material as in Example 1 is manufactured by changing the target value of the surface carburizing concentration of the tooth surface 811 by the method of the present invention in Example 1 above. Then, the carburizing concentration and surface hardness of the tooth tip corner portion 813 and the tooth surface 811 of the tooth profile portion 81 obtained were measured, and the surface structures of both were observed.
  • the target value of the surface carburization concentration of the tooth surface 811 in the reduced pressure carburizing process is 0.65 mass% in the case of the present invention example 1, 0.57 mass% in the case of the present invention example 2, In the case of Invention Example 3, the content was 0.75% by mass.
  • Comparative Example 1 the basic manufacturing method is the same as the method of the present invention, but the target value of the surface carburizing concentration of the tooth surface 811 in the reduced pressure carburizing step is 0.78% by mass as shown in Table 2. It is an example raised to.
  • Comparative Example 2 is a method in which oil quenching is performed immediately after the conventional gas carburization as in the comparative method of Example 1. In this case, the target value of the surface carburization concentration of the tooth surface 811 and the tip corner portion 813 in the gas carburizing step was set to 0.75% by mass as shown in Table 2. Tables 1 and 2 show the conditions and evaluation results of Examples 1 to 3 of the present invention and Comparative Examples 1 and 2 described above.
  • both the tip corner portion 813 and the tooth surface 811 have a carburization concentration of 0.65 to 0.85. It was within the range of mass%, had a very excellent hardness characteristic, and the structure was a healthy martensite structure in which no precipitation of cementite was observed.

Abstract

　鋼部材を減圧下の浸炭ガス中において浸炭処理する減圧浸炭工程と、減圧浸炭工程を終えた上記鋼部材を冷却ガス中において徐冷する徐冷工程と、冷却された鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程とを含む。減圧浸炭工程に供する上記鋼部材は、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位（炭素容易拡散部位）と第２部位（炭素難拡散部位）とを有し、第１部位よりも第２部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅い。減圧浸炭工程は、第１部位の表面浸炭濃度が０．６５±０．１質量％の範囲内となる条件で行う。

Description

鋼部材の製造方法
　本発明は、例えばギヤ等の、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位（炭素容易拡散部位）と第２部位（炭素難拡散部位）とを有し、第１部位よりも上記第２部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅い鋼部材に浸炭処理を施して製造する方法に関する。
　例えば、ギヤ等の鋼部材は、靱性を維持しつつ表面硬度を高めるための処理として浸炭焼入れ処理が施されることが多い。浸炭焼入れ処理は、鋼部材をオーステナイト化温度以上に加熱した状態で表面の炭素濃度を増大させる浸炭処理を行った後に、焼入れ処理を行って芯部の靱性を確保すると共に、表面硬度を高める処理である。
　従来の浸炭焼入れ処理としては、出側に油焼入れ槽を備えた大型の熱処理炉を用いて、長時間浸炭処理した直後に油焼入れする連続式のガス浸炭炉によるガス浸炭法がとられていた。ガス浸炭法では、平衡反応により鋼材に炭素を侵入させるので、長時間、鋼部材を高温の浸炭ガス雰囲気中にさらす必要があった。また、焼入れ時の冷却剤を油とする理由は、水の場合よりも比較的緩やかな冷却が行えることによる歪みの抑制をするためである。しかしながら、多数個を同時に油槽に沈み込ませる油焼入れでは、一つの鋼部材の中でも、最初に油に浸かる部分と最後に油に浸かる部分とでの時間差により、鋼部材に歪が生じてしまうため、油にて焼入れを行っても、上記従来の方法で浸炭焼入れ処理を行った鋼部材は、歪みの発生の問題を解消することが困難であった。更に、鋼部材間でも鋼部材を配置する位置によって焼き入れ品質にバラツキが発生していた。
　また、従来の浸炭焼入れ処理は、上記のごとく大型の熱処理炉を用いた長時間の浸炭処理を必須とするために、処理時間が長く、消費エネルギーも多い。そのため、浸炭焼入れ処理に必要な処理時間の短縮および消費エネルギーの低減、さらには、浸炭焼入れ設備そのものの小型化が望まれていた。
　浸炭焼入れ処理での、消費エネルギーを低減させる方策として、減圧浸炭処理（真空浸炭処理）の採用が有効であると考えられる。
　また、浸炭処理後の焼入れ処理としては、部品全体に焼入れ処理を行うのではなく局部的に焼入れを行う高周波焼入れ方法（特許文献１参照）が提案されている。
特開平１１－１３１１３３号公報
　しかしながら、上記減圧浸炭処理を採用するに当たって発明者が多数の実験を行った結果、次のような問題が生じることがわかった。
　即ち、通常のガス浸炭の場合は平衡反応にて浸炭を行うので、予めカーボンポテンシャルを計算して条件設定することができるが、減圧浸炭処理では、非平衡反応であるため、そのような条件設定が難しい。また、例えばギヤのように凹凸部分を有する鋼部材を減圧浸炭処理した場合には、部位によって侵入した炭素の拡散速度に差異が生じ、得られる表面の浸炭濃度が部位によってばらつき、浸炭処理によって表面改質すべき部位に所望の改質効果が得られない場合が生じることがわかった。
　なお、上述したごとく減圧浸炭処理は非平衡反応であり、得られる表面の浸炭濃度は、浸炭を進める浸炭期直後とその後に内部に進入している炭素の拡散を進める拡散期を経た後では変化する。本発明で扱う浸炭濃度は、あくまでも拡散期を経た後の値を用いて表現してある。したがって、本願明細書における浸炭濃度は、すべて、浸炭期直後ではなく拡散期を経た後の浸炭濃度の値である（以下、同様）。
　本発明は、このような事情に鑑み、形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位（炭素容易拡散部位）と第２部位（炭素難拡散部位）とを有する鋼部材の減圧浸炭工程を行う場合の条件を最適条件にすることができる鋼部材の製造方法を提供しようとするものである。
　本発明は、鋼部材を減圧下の浸炭ガス中において浸炭処理する減圧浸炭工程と、
　該減圧浸炭工程を終えた上記鋼部材を冷却ガス中において徐冷する徐冷工程と、
　冷却された上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程とを含み、
　上記減圧浸炭工程に供する上記鋼部材は、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位と第２部位とを有し、上記第１部位よりも上記第２部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅く、上記減圧浸炭工程は、上記第１部位の表面浸炭濃度が０．６５±０．１質量％の範囲内となる条件で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法にある。
　本発明では、浸炭処理工程として上記減圧浸炭工程を採用すると共に、焼入れ処理工程として高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程を採用し、かつ、両工程の間に上記徐冷工程を取り入れた方法である。これによって、従来と同等以上の浸炭焼入れ処理を施すことができると共に、歪み発生を大幅に抑制することができ、さらに従来よりも処理時間を短くすることも可能となる。これにより使用するエネルギー量及びコストも大幅に低減することができる。
　ここで注目すべき点は、本発明は、上記特定の方法による焼き入れ工程を採用することを前提として、上記減圧浸炭工程に供する上記鋼部材を、上記第１部位と第２部位とを有する部材である場合に、上記減圧浸炭処理を、上記第１部位の表面浸炭濃度が０．６５±０．１質量％の範囲内となる条件で行うことである。
　本発明の発明者は、このような条件で減圧浸炭処理を行うことによって、得られる鋼部材の第２部位、つまり、拡散速度が第１部位よりも遅くて浸炭処理後の表面の浸炭濃度が第１部位よりも高くなる部位の表面浸炭濃度を、０．８５質量％以下の範囲に抑制することができるということを多くの実験の結果はじめて見出したのである。そして、これにより、鋼部材の浸炭処理によって表面改質しようとする部位のほぼ全面の表面炭素濃度を０．５５～０．８５質量％の範囲内に収めることができる。この範囲内に表面炭素濃度を収めることにより、その後の高周波エネルギーを利用した加熱の後に急冷するという特殊な焼き入れ工程を施すことによって、表面浸炭濃度が下限に近い部分（第１部位）においても焼き入れ効果が十分に得られ、かつ、表面浸炭濃度が上限に近い部分（第２部位）においては過剰炭素によるセメンタイトの生成を抑制することができて焼き入れ後に優れた改質面が得られるのである。
　上記のような浸炭条件は、減圧浸炭処理工程における温度、浸炭ガスの種類、圧力、処理時間などを変更して複数回の予備実験を行い、上記第１部位の表面浸炭濃度が上記特定の範囲となる条件を見つけることが必要である。なお、被処理材である鋼部材が同じ形状のものであれば、データの積み重ねによって、予備実験の回数を減少させることも可能である。また、上記鋼部材の上記第１部位と第２部位の決定は、上記予備実験で実際に複数箇所の浸炭濃度を測定して判断しても良いが、形状から比較的容易に判断できるので、形状の観察によって決定しても良い。
　また、焼入れ処理工程としては、上記のごとく、鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程を行う。この焼き入れ工程では、鋼部材全体を加熱するのではなく、高密度エネルギーの特性を活かして所望部分、つまり、焼入れにより強度向上させたい部分のみを急速に加熱し、その部分を急冷する。これにより、従来のように鋼部材全体を焼入れ処理する場合よりも、焼入れ処理時の歪みの発生を大幅に抑制することができ、本発明の焼き入れ工程前の形状を焼入れ後もほぼ維持することが可能となる。
　また、この焼き入れ工程では、高密度エネルギーを利用することによって、焼入れによる強度向上効果を高めることが可能となる。また、この焼入れ能の向上が得られるので、上記減圧浸炭工程における浸炭深さ等の浸炭処理の度合いを低下させたとしても、これを上記焼入れ能の向上によって補うことが可能となる。本発明は、この優れた特性を積極的に利用して、減圧浸炭工程での上記第１部位の浸炭濃度を通常の場合よりも低い０．６５±０．１質量％に設定可能としたものである。つまり、この高密度エネルギーを利用した焼き入れ工程と上記減圧浸炭工程とを組み合わせることによって、上記減圧浸炭工程における浸炭処理時間を短縮してより効率化すると共に、過剰なセメンタイト生成を抑制した品質向上が可能となる。
　上記高密度エネルギーとしては、例えば電子ビーム、レーザビーム等の高密度エネルギービーム、また、ビームではないが高周波加熱などの高密度エネルギーがある。
　一方、たとえ歪み抑制効果の高い上記高密度エネルギーを利用した焼き入れ工程を採用しても、その工程の前の鋼部材そのものが歪んでいる場合には、高精度の鋼部材を得ることは困難となる。このような問題を解決するのために減圧浸炭工程と焼き入れ工程の間に鋼部材の歪み抑制可能な上記徐冷工程を採用した。
　このように、本発明の鋼部材の製造方法においては、浸炭工程として上記減圧浸炭工程を採用することによって、高温の浸炭炉の内部を減圧状態に維持しながら比較的少量の浸炭ガスによって浸炭処理を行うことができるので、従来よりも効率よく処理でき、かつ、省エネルギー化を進めることができる。また、上記のごとく浸炭条件として、第１部位の浸炭濃度を０．６５±０．１質量％という通常よりも低い値に設定することと、上記特定の焼き入れ方法の採用とによって、表面改質効果を高品質で得ることができ、さらには、上記徐冷工程の採用によって歪みの少ない高精度の鋼部材を得ることができる。
実施例１における、（ａ）本発明方法のヒートパターンを示す説明図、（ｂ）比較方法のヒートパターンを示す説明図。 実施例１における、（ａ）本発明方法を実施する熱処理設備、（ｂ）比較方法を実施する浸炭焼入れ設備を示す説明図。 実施例１における、（ａ）鋼部材の平面図、（ｂ）鋼部材の断面図（（ａ）のＡ－Ａ線矢視断面図）。 実施例１における、浸炭焼入れ後の硬度分布を示す説明図。 実施例１における、歪み発生状況を示す説明図。 実施例１における、残留応力発生状況を示す説明図。 実施例１における、表面の浸炭濃度と焼入れ後の表面硬度との関係を示す説明図。 実施例１における、ギヤの別例を示す説明図。 実施例１における、ギヤの別例を示す説明図。 実施例１における、（ａ）ギヤの歯形部の詳細を示す説明図、（ｂ）歯先角部断面形状における角度を示す説明図、（ｃ）歯先角部の輪郭形状と第１部位及び第２部位の位置を示す説明図。
　本発明の上記減圧浸炭工程では、浸炭条件として、第１部位（炭素容易拡散部位）の浸炭濃度を０．６５±０．１質量％に設定することを必須要件とする。この第１部位の浸炭濃度が０．５５質量％未満の場合には、上記の高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程を採用したとしても、上記第１部位において十分な焼き入れ硬化効果が得られないおそれがある。一方、上記第１部位の浸炭濃度が０．７５質量％を超える場合には、上記第２部位の浸炭濃度が０．８５質量％を超える確率が高くなり、セメンタイトが生成し易くなり、表面改質効果が低減するという問題がある。
　そのため、上記減圧浸炭工程は、上記第１部位（炭素容易拡散部位）の表面浸炭濃度が０．６５±０．０５質量％の範囲内となる条件で行うことがより好ましい。
　そして、上記減圧浸炭工程は、上記第２部位（炭素難拡散部位）の表面浸炭濃度についても０．８５質量％以下となる条件を実験により予め求め、その条件の範囲内で行うことがより好ましい。
　また、上記減圧浸炭工程は、炭化水素系の上記浸炭ガス中に上記鋼部材を保持し該鋼部材の表面に炭素を侵入させる浸炭期と、減圧状態にて炭素を上記鋼部材の内部へ拡散させる拡散期を有することが好ましい。この場合には、条件設定を比較的容易に行うことができる。特に、本発明は、上記のごとく第１部位の表面浸炭濃度の目標値を条件として管理するものであるが、この条件は、上記浸炭期の処理時間と上記拡散期の処理時間を調整することによって変更可能である。具体的な時間条件については、予備実験によって確認する必要があるが、同種形状の実績がある場合には、その予備実験も容易である。
　また、上記鋼部材の上記第１部位（炭素容易拡散部位）は、その部位の断面形状における表面の角度が１３０度以上の条件を満たす任意の部位とすることができる。上記第１部位（炭素容易拡散部位）と第２部位（炭素難拡散部位）は、最も正確には、予備実験として減圧浸炭処理を施して、各部位の浸炭濃度を測定して比較することにより決定することが好ましい。一方、形状から経験的に判断しても大きな誤りにはならない。特に、上述したように、各部の断面形状を比較したときに、その部位の断面形状における角度が１３０度以上の条件を満たす任意の部位、つまり、経験的に凸部と判断されないような部位であれば、その任意の部位を上記第１部位と決定しても良い。
　なお、本発明における第１部位及び第２部位は、いずれも、浸炭処理後に焼き入れをして表面改質をする部位であるので、部分的に焼き入れをしない部位が上記第１部位及び第２部位に当たらないことはいうまでもない。
　また、上記鋼部材は歯形部を有するギヤである場合には、上記第１部位は、上記歯形部の歯面または歯底とすることが好ましい。歯面と歯底は、比較的平面に近い緩やかな曲面形状であるので、浸炭処理時に侵入した炭素が拡散しやすい部位である。一方、歯先面と歯面との間の歯先角部は、凸状となるので、まさに第２部位となり、表面の浸炭濃度が高くなりやすい。そして、発明者の多くの実験の結果、ギヤの場合には、多少形状が変わったとしても、歯面または歯底の表面の浸炭濃度が０．６５±０．１質量％となるように減圧浸炭処理を行うことにより、上記歯先面と歯面との間の角部表面の浸炭濃度を歯面及び歯底よりも高く、かつ、０．８５質量％以下の範囲に収めることができ、非常に優れた表面改質効果を得ることができることが見出されたのである。
　また、上記減圧浸炭工程は、上記鋼部材をオーステナイト化温度以上に加熱すると共に、１～１００ｈＰａの減圧条件下において行うことが好ましい。浸炭時の減圧が１ｈＰａ未満の場合には真空度維持のために高価な設備が必要となるという問題が生じる。一方、１００ｈＰａを超える場合には浸炭中にススが発生し、浸炭濃度ムラが生じるという問題が生じるおそれがある。
　また、上記浸炭ガスとしては、例えば、アセチレン、プロパン、ブタン、メタン、エチレン、エタン等の炭化水素系のガスを適用することができる。
　また、上記徐冷工程は、少なくとも上記鋼部材が冷却中にマルテンサイト変態しない冷却速度で行うことが好ましい。これにより、歪み発生をより確実に抑制することができる。
　また、上記減圧浸炭工程においては、通常浸炭より表面濃度を上げ、表層に鉄と炭素の化合物を析出させる高濃度浸炭、あるいは浸炭処理と共に窒化処理も行う浸炭窒化処理を採用することも可能である。
　また、上記徐冷工程は、少なくとも上記鋼部材の温度がＡ１変態点温度以上にある間の冷却速度が０．１℃／秒～３．０℃／秒となるよう徐冷を行うことが好ましい。徐冷工程の冷却速度が鋼部材のＡ１変態点温度以上の期間に３．０℃／秒を超える場合には、冷却時の歪み発生抑制効果が十分に得られないおそれがある。一方、徐冷工程の冷却速度が鋼部材のＡ１変態点温度以上の期間に０．１℃／秒未満とすることは、Ａ１変態点温度へ到達するまでに長時間を費やし、その間にも浸炭した炭素が鋼材中で拡散が進んでしまう。徐冷中の拡散は部位により温度差があり、拡散スピードもバラツキが発生し、結果的に炭素量のバラツキが生じるおそれがある。
　また、上記徐冷工程において用いる上記冷却ガスは、窒素、ヘリウム、又はアルゴンのいずれかであることが好ましい。これらのガスはいわゆる不活性ガスに類するものであり、被処理材である鋼部材の徐冷中の酸化を防止することができる。
　また、上記徐冷工程は、上記冷却ガスを大気圧よりも低く減圧した状態で行うことが好ましい。これにより、冷却時の歪み発生をよりいっそう抑制することができる。
　即ち、冷却時に冷却ガスを撹拌する場合には、冷却ガスを減圧状態とすることによって、大気圧状態の場合に比べ、循環する冷却ガスの風上と風下での冷却速度の差を低減させることができる。つまり、大気圧で徐冷する場合、大気圧中の冷却ガスに被冷却部材を接触させただけで熱交換が進み被冷却部材の冷却が開始する。この場合、積極的なガス攪拌または熱によるガス対流により風上と風下が生じ、冷却速度差が生じる。冷却速度差により被冷却部材の温度差が生じ、熱処理歪を発生する。これに対し、冷却ガスを減圧状態とすることによって、風上・風下のいずれであっても、そもそも熱交換速度が遅く、冷却速度差が生じ難い。それ故、冷却ガスを減圧状態とする減圧徐冷を採用した場合には、比較的均一に冷却が進む為、熱処理歪の発生が少ない。また、撹拌を全くしない場合であっても、減圧状態の場合には、大気圧の場合よりも、温度の異なる冷却ガスの滞留による冷却速度の差を低減させることができる。
　このような冷却ガスの減圧による効果を利用することにより、上記減圧徐冷工程を施した鋼部材は、歪み発生を抑制することができ、高精度の寸法精度を維持したまま上記焼き入れ工程に進めることができる。そして、これにより、上述した高密度エネルギーを利用した焼き入れ工程によるメリットを活かして、焼入れ後の鋼部材も歪みの少ない高精度のものとすることができる。
　また、上記減圧浸炭工程と上記減圧状態での徐冷工程とを連続で行うことにより、実際の設備では、減圧浸炭室と徐冷室とを直接繋ぐことができ、両者の間に減圧度を調整するような予備室等を設ける必要がない。すなわち、上記減圧浸炭工程と上記徐冷工程とが両方とも減圧状態で行われるので、両者の間の圧力差を小さくすることができる。そのため、減圧浸炭処理を終えた製品を常圧状態に晒すことなく減圧徐冷処理することができ、歪み発生を抑制した効率のよい処理が可能である。
　また、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、１００ｈＰａ～６５０ｈＰａの範囲とすることが好ましい。上記の減圧徐冷処理は、この場合の圧力が１００～６５０ｈＰａの範囲よりも高い場合には、減圧による効果が十分に得られない場合があり、一方、この範囲よりも低くすることは設備構成上困難となるおそれがある。
　そのため、より好ましくは、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、１００ｈＰａ～３００ｈＰａの範囲とするのがよい。
　また、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、上記鋼部材の温度がＡ１変態点以下となった後にそれ以前よりも高くする条件で冷却を行うことが好ましい。減圧徐冷は、減圧度が高いほど、つまり真空に近いほど歪み抑制効果が高いが、その分冷却効率は低下する。この点、鋼部材の温度がＡ１変態点以下となった場合には、歪みが発生しにくくなるので、冷却ガスの圧力をそれまでよりも高くして冷却効率を上げても歪み抑制効果を維持することが可能である。
　次に、上記焼き入れ工程は、冷却された上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する工程である。このように、鋼部材を高密度エネルギーを利用してオーステナイト化温度以上に加熱することによって、局部的な加熱を行うことが容易となり、全体を加熱する場合と比べて大幅に歪み抑制効果を高めることができる。
　また、上記急冷の冷却速度は、２００℃／秒～２０００℃／秒であることが好ましい。冷却速度が２００℃／秒よりも遅い場合には、焼入れ効果が十分に得られないおそれがあり、一方、２０００℃／秒を超える急冷を実現することは困難である。
　また、上記焼き入れ工程は、上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用してオーステナイト化温度以上に加熱し、その後浸炭層においてマルテンサイト変態する急冷臨界冷却速度以上で急冷することにより行うことが重要である。これにより、浸炭層の十分な硬化効果を得ることができる。
　また、上記焼き入れ工程における上記高密度エネルギーを利用した加熱は高周波加熱により行い、上記急冷は水焼入れにより行うことが好ましい。この場合には、高周波加熱を採用することにより、非接触で誘導加熱により精度よく加熱することができ、また、高効率化を図ることができる。
　また、上記高周波加熱としては、公知の方法を適用できる。
　上記高周波加熱を利用した場合の上記急冷は、水焼入れにより行うことが好ましい。すなわち、上記高周波加熱を利用すれば、部品全体ではなく部分的な加熱を精度よくできるので、その後、非常に冷却効果の高い水を用いて水焼き入れしても、焼入れ歪みの発生を極力抑えることができる。そして、水焼き入れによる優れた急冷効果によって、焼入れ特性を高くすることができ、焼入れ部分のさらなる高強度化を図ることができる。また、この高強度化を利用して、浸炭処理の簡易化（処理時間の短縮）、つまり、浸炭層の薄肉化をしても要求強度を具備することができる場合があり、この場合には熱処理工程全体のさらなる時間短縮を図ることも可能である。
　また、上記高周波加熱による加熱は、上記鋼部材を１個流しで処理し、加熱後の冷却時には、鋼部材を回転させながら、周囲から冷却水を上記鋼部材に向かって噴射して冷却することが好ましい。この場合には、冷却時に均一に冷やすことができ、さらに歪みの発生を抑えることができる。
　また、上記焼き入れ工程は、高密度エネルギービームを上記鋼部材の所望部分に照射することにより加熱した後、自己放冷により急冷することにより行うこともできる。すなわち、電子ビームやレーザビーム等に代表されるような高密度エネルギービームは、照射した極表面を非常に高速に加熱することができる。そして、加熱部分を極表面に限ることによって、高密度エネルギービームの照射の中止、あるいは移動等によってエネルギーの投入が終了すれば、自己放冷によって十分な急冷効果を得ることができる。
　上記高密度エネルギービームは、電子ビームであることが好ましい。電子ビームは、出力、照射ビーム径や照射領域の変更等が容易であり、加熱領域の精度が高い高精度の加熱を行うことができる。
　そして、電子ビームを利用する場合には、照射部分を急速に溶融することもできるので、上記焼き入れ工程では、電子ビームを上記鋼部材の所望部分に照射して表層のみを融点以上に加熱して溶融部を形成し、次いで該溶融部をマルテンサイト変態領域まで急冷してマルテンサイト組織とすることにより硬化層を形成することが好ましい。
　この場合の上記硬化層は０．２ｍｍ以下であることが好ましい。０．２ｍｍを超える場合には、溶融後の自己放冷効果が低減するおそれがある。一方、硬化層が薄すぎると耐久性に問題が出る場合があるので、より好ましくは、０．１ｍｍ～０．２ｍｍの範囲とするのがよい。
　本発明の製造方法を適用する鋼部材としては、自動車の駆動系部品が適している。自動車の駆動系部品としては、例えば自動変速機におけるギヤ、リング状部材、その他の部品があるが、これらは部分的な高強度特性と高い寸法精度の両方が求められる部品である。そのため、上述した優れた熱処理方法を適用することによって、製造工程の合理化、低コスト化を図ることができると共に、製品の高品質化を図ることができる。
（実施例１）
　本発明の実施例に係る鋼部材の製造方法につき、図を用いて説明する。
　本例では、自動変速機の部品として用いられるリング状の鋼部材８（リングギヤ）について、本発明の製造方法（本発明方法）および比較のための従来の製造方法（比較方法）を実施して、表面硬度特性、歪み発生状況等を評価した。本例において処理する鋼部材８は、図８（図３は図８を模式図的に示したもの）に示すごとく、リング状の本体部８０の内周面に歯形部８１を備えたものであり、歯形部８１の硬度が高く、また真円度が非常に重要な部品である。
　まず、図１に示すごとく、本発明方法におけるヒートパターンＡと、比較方法におけるヒートパターンＢとを比較する。同図は、横軸に時間を、縦軸に温度を取り、熱処理中における鋼部材の温度をヒートパターンＡ、Ｂとして示したものである。
　本発明方法は、同図のヒートパターンＡより知られるように、浸炭温度である９５０℃まで加熱した後、その温度で４９分間保持して減圧浸炭工程ａ１を行い、その後、４０分かけて１５０℃以下の温度まで減圧徐冷する減圧徐冷工程ａ２を行い、その後、再度焼入れ温度である９５０℃まで高周波加熱により急速加熱した後水焼入れする高周波焼き入れ工程ａ３を行うというものである。
　一方、比較方法は、同図のヒートパターンＢより知られるように、浸炭温度である９５０℃まで加熱した後、その温度で２２０分間保持して通常の浸炭工程ｂ１を行い、その後焼入れ温度である８５０℃に保持した後、油焼入れする焼入れ工程ｂ２を行うというものである。また、比較方法では、油焼入れ時に付着した冷却剤（油）を洗い落とす後洗工程ｂ３と焼入硬化層の靱性確保も目的とした焼き戻し工程ｂ４を行うが、その際にも若干の昇温を行う。なお、後述する歪み評価、強度評価、および残留応力評価においては、この焼き戻し工程ｂ４を行った後の状態で行った。
　これらの処理内容をより詳細に説明する前に、本発明方法を実施するための熱処理設備５と、比較方法を実施するための浸炭焼入れ設備９について、簡単に説明する。
　図２（ａ）に示すごとく、本発明方法を実施するための熱処理設備５は、浸炭焼入れ処理前に鋼部材を洗浄するための前洗槽５１と、加熱室５２１、減圧浸炭室５２２、および減圧徐冷室５２３を備えた減圧浸炭徐冷装置５２と、高周波焼き入れ機５３と、欠陥を検査するための磁気探傷装置５４とを備えたものである。
　図２（ｂ）に示すごとく、比較方法を実施するための浸炭焼入れ設備９は、浸炭焼入れ処理前に鋼部材を洗浄するための前洗槽９１と、加熱・浸炭・拡散を行うための浸炭炉９２１および焼入れ油槽９２２とを備えた長大な浸炭炉９２と、浸炭焼入れ処理後に鋼部材を洗浄するための後洗槽９３と、焼き戻し処理を行うための焼き戻し炉９４とを備えたものである。
　次に、上記各設備を用いて、それぞれ上記鋼部材８の浸炭焼入れ処理を行い、強度特性、歪み発生状況、および残留応力発生状況についての比較を行った。
　本発明方法では、上述したごとく、図１のヒートパターンＡにも示すように、鋼部材を減圧下の浸炭ガス中において浸炭処理する減圧浸炭工程ａ１と、該減圧浸炭工程を終えた上記鋼部材を、冷却ガス中において冷却するに当たり、該冷却ガスを大気圧よりも低く減圧した状態で冷却する減圧徐冷工程ａ２と、冷却された上記鋼部材の所望部分を高周波加熱した後に水焼入れする高周波焼き入れ工程ａ３とを行った。
　上記減圧浸炭工程ａ１は、炭化水素系の上記浸炭ガス中に上記鋼部材を保持し該鋼部材の表面に炭素を侵入させる浸炭期と、炭素を上記鋼部材の内部へ拡散させる拡散期を有するものであるが、本例では、これら両方の処理（浸炭処理および拡散処理）としてオーステナイト化温度以上の温度である９５０℃に４９分間保持する処理を行った。その際の浸炭室の真空度は１ｈＰａ、浸炭ガスの種類はアセチレンという条件とした。つまり、浸炭期も拡散期も上記のごとく減圧して行い、浸炭期はアセチレンを浸炭室内に投入し、拡散期はアセチレンの投入を停止して減圧のみを行った。温度は上記のごとく浸炭期と拡散期を通して一定とした。ここで、特に注目すべき点は、鋼部材８がリングギヤであって、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位（炭素容易拡散部位）と第２部位（炭素難拡散部位）とを有し、第１部位は、歯底８１５及び歯面８１１であり、該第１部位よりも侵入した炭素の拡散速度が遅い第２部位は、歯先角部８１３（歯面８１１と歯先８１２との間の角部）であるが、上記減圧浸炭工程は、第１部位である歯底８１５の表面浸炭濃度が０．６５±０．０５質量％の範囲内となる条件で行う点である。
　なお、上記歯底８１５と歯面８１１とは、後述する図１０（ａ）、図１０（ｂ）からも知られるように、その断面形状における表面の角度が１８０度に近く、確実に１３０度以上の形状の部位である。
　上記減圧徐冷工程ａ２は、冷却ガスは窒素（Ｎ2）、減圧状態は２００ｈＰａ、冷却ガスの撹拌は有り、減圧徐冷工程の期間は浸炭処理直後のオーステナイト化温度以上の温度からＡ１変態点よりも低い１５０℃の温度となるまで、冷却速度は０．１～３．０℃／秒の範囲内、具体的には１０℃／分（０．１７℃／秒）という条件とした。
　高周波焼き入れ工程ａ３は、高周波加熱によって鋼部材８の内周部である歯形部８１を、オーステナイト化温度以上の温度である９５０℃に加熱し、その後、浸炭層においてマルテンサイト変態する急冷臨界冷却速度以上の冷却速度が容易に得られるように、水を吹き付けて水焼入れするという条件で行った。この水焼入れによる冷却速度は２６８℃／秒であった。上記高周波加熱による加熱は、鋼部材８を１個単位で流して（運搬して）１個ずつ加熱処理し、加熱後の冷却時には、鋼部材８を回転させながら、周囲から冷却水を上記鋼部材８に向かって噴射して１個ずつ冷却して、歪みの発生を最も抑えられる方法をとった。
　比較方法では、図１のヒートパターンＢからも知られるように、浸炭温度である９５０℃まで加熱した後、その温度で２２０分間保持して通常の浸炭工程ｂ１を行い、その後焼入れ温度である８５０℃に保持した後、油焼入れする焼入れ工程ｂ２を行うというものである。ここで、比較方法における浸炭処理は、カーボンポテンシャルを調整して、鋼部材８の表面全体の浸炭濃度がほぼ０．８質量％となる条件で行った。なお、比較例では、焼入れ工程ｂ２後に後洗工程を実施し、更に、後洗工程ｂ３後に焼き戻し工程ｂ４を実施した。
　また、上記比較方法と本発明方法共に、浸炭に適したＳＣＭ４２０（ＪＩＳ）を素材として用いた。
　浸炭焼入れ処理を終えた鋼部材に対して、ギヤの歯底８１５（図３）部分の表面からの距離に対するビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、これを強度評価とした。測定結果を図４に示す。同図は横軸に表面からの距離（ｍｍ）を、縦軸にビッカース硬さ（Ｈｖ）をとったものである。そして、本発明方法により処理した鋼部材の結果を符号Ｅ１、比較方法により処理した鋼部材の結果を符号Ｃ１として示した。
　同図から知られるように、本発明方法（Ｅ１）の場合は、内部に行くにつれて比較方法（Ｃ１）の場合よりも若干硬度が低くなるが、最表面ではむしろ比較方法よりも高い硬度が得られた。これらの結果から、本発明方法を適用することにより、従来と同等以上の優れた熱処理を施すことができることがわかる。特に、本発明方法の場合には、歯底部８１５の浸炭濃度（０．６５±０．０５質量％）を比較例の場合の浸炭濃度（０．８質量％）よりも低く設定したが、十分な焼き入れ性能が得られたことがわかる。
　また、本発明方法で処理した鋼部材８の歯先角部８１３の表面浸炭濃度を測定した結果、ほぼ０．８質量％となっており、その硬度は歯底部８１５と同等であった。これにより、本発明方法の減圧浸炭工程の条件設定が非常に有効であることがわかる。
　この点を図７を用いて補足説明する。
　同図は、横軸に表面の浸炭濃度（炭素含有量）を取り、縦軸に焼入れ後の表面硬度を取ったものである。そして、同図には、本発明方法の減圧浸炭工程での浸炭濃度と水焼き入れ後の硬度との関係について実験によって求めた結果を曲線Ａとして、従来方法の浸炭工程の場合に浸炭濃度と油焼入れ後の硬度との関係について実験によって求めた結果を曲線Ｂとして示した。さらに、過剰浸炭により異常組織が生じやすい領域Ｓ（炭素濃度０．８５％以上）を示した。
　また、同図には、従来方法の場合に浸炭濃度０．８質量％の浸炭処理条件を選択した場合に最終的に到達する実際の浸炭濃度について、第１部位（歯底８１５）については矢印ｂ１の先端位置で示し、第２部位（歯先角部８１３）については矢印ｂ２の先端位置で示した。
　また、本発明方法の場合に、第１部位（歯底８１５）の浸炭濃度が０．８質量％となる浸炭処理条件を選択した場合に最終的に到達する浸炭濃度について、第１部位（歯底８１５）については矢印ｃ１の先端位置で示し、第２部位（歯先角部８１３）については矢印ｃ２の先端位置で示した。
　さらに、本発明方法の場合に、第１部位（歯底８１５）の浸炭濃度が０．６０質量％となる条件を選択した場合に最終的に到達する浸炭濃度について、第１部位（歯底８１５）については矢印ａ１の先端位置で示し、第２部位（歯先角部８１３）については矢印ａ２の先端位置で示した。
　同図より知られるごとく、従来方法の場合には、焼入れ後の硬度が、浸炭濃度が高いほど高くなる。一方、過剰浸炭は問題があるので、浸炭濃度をすべての部位において０．８質量％となるように設定することが望ましい。この点、従来方法の場合には、第１部位も第２部位もほぼ同等の浸炭濃度とすることができるので、浸炭濃度の条件を０．８質量％に設定することによって全体的に高硬度を得ることができる。
　本発明方法の場合には、焼入れ後の硬度が、浸炭濃度０．６～０．８質量％の間ではほぼ同等である。これは、上述した優れた焼き入れ工程を積極的に採用した結果である。
　そして、第１部位（歯底８１５）の浸炭濃度が０．８質量％となるように減圧浸炭を行った場合（ｃ１）には、第２部位（歯先角部８１３）の浸炭濃度（ｃ２）が、過剰浸炭領域Ｓに突入してしまう。
　これに対し、第１部位（歯底８１５）の浸炭濃度が０．６質量％となるように減圧浸炭を行った場合（ａ１）には、第２部位（歯先角部８１３）の浸炭濃度（ａ２）を０．８質量％以下の範囲に抑えることができる。そして、このように浸炭濃度に差があっても、得られる硬度はほぼ同等に維持できることがわかる。
　また、本発明方法（Ｅ１）の場合には、従来と同様の浸炭処理に適した材料を用いた場合には、浸炭時間を大幅に短くした分だけ浸炭深さが浅くなることによる強度低下が考えられる。しかし、本例のように、適用材料の変更と、水焼入れの採用によって、これらの強度的な問題を解消することができた。また、内部強度の従来品並までの向上は、素材の成分改良によって解決できる可能性がある。
　次に、浸炭焼入れ処理を終えた鋼部材の寸法を測定することにより歪み発生量を比較した。
　寸法の測定は、「ＢＢＤ」と「ＢＢＤだ円」の２種類を行った。「ＢＢＤ」は、図３に示すごとく、歯面８１の谷部分に接触するように所定の直径の鋼球８８を配置し、対向する硬球８８同士の内径寸法を測定して得られた寸法である。そして、この測定を軸方向３箇所（同図（ｂ）のａ位置、ｂ位置及びｃ位置）において、全周に対して行い、その測定値の平均値（Ａｖｅ）、最大値（Ｍａｘ）、最小値（Ｍｉｎ）を求めた。
　次に、軸方向の各測定位置における上記「ＢＢＤ」の最大値と最小値の差を「ＢＢＤだ円（μｍ）」として求めた。そして、上記と同様に、その測定値の平均値（Ａｖｅ）、最大値（Ｍａｘ）、最小値（Ｍｉｎ）を求めた。
　図５には、上記の「ＢＢＤ」と「ＢＢＤだ円」の測定結果を示す。同図左側の欄には、本発明方法の結果として、減圧浸炭前、減圧浸炭＋減圧徐冷後、高周波焼き入れ後の３つのタイミングにおける結果を示した。また、同図右側の欄には、比較方法の結果として、浸炭焼入れ前、浸炭焼入れ後２つのタイミングにおける結果を示した。また、各欄に示した表記は、左から図３（ｂ）におけるａ位置、ｂ位置、ｃ位置の３箇所についてそれぞれ最大値、最小値平均値をプロットして最大値と最小値を太線で縦に結んだものである。また、３箇所の位置の平均値は細線により結んだ。
　同図より知られるごとく、本発明方法を採用すれば、焼入れ後においても歪み発生が抑制されることがわかる。また、その歪み発生の抑制効果は減圧浸炭後の減圧徐冷によってすでに得られていることもわかる。
　これに対し、比較例は、浸炭焼入れ処理によって大きな歪みが発生していることがわかる。
　次に、浸炭焼入れ処理を終えた鋼部材の残留応力を測定し、比較した。測定結果を図６に示す。同図は、横軸に歯底８１５の表面からの距離をとり、縦軸に残留応力を、引張を＋、圧縮を－としてとった。
　本発明方法（Ｅ１）の場合には、少なくとも最表面から圧縮残留応力状態となっており、一方、比較方法（Ｃ１）の場合には、最表面が引張残留応力となっていることがわかる。最表面の残留応力が引張応力である場合には、様々な問題が生じるおそれがあるので、例えば熱処理あるいは表面改質処理を行って引張残留応力を緩和することが必要となる。したがって、本発明の方法は、そのような残留応力を改善するための処理を特に設ける必要がないという効果も得られることがわかる。
　なお、本例の効果は、上記リングギヤに限らず、様々な歯車に本例の方法を適用した場合に得られる。また、ギヤに限らず、凹凸形状を有するものでも同様の効果が得られる。ギヤの例としては、図８に、上述したリングギア８を示し、図９に、外歯のはす歯歯車８０２を示す。
　また、外歯歯車の場合の歯形部８１を拡大して示したものが図１０（ａ）である。同図に歯形部８１が、歯底８１５、歯面８１１、歯先８１２及び歯先角部８１３を有していることを示してある。図１０（ｂ）には、歯先角部８１３の断面形状における角度θを示す。自動変速機用外歯歯車における歯先角部の断面形状における表面の角度θは、商業的に製品化されているものを複数選択して測定したところ、それぞれ、１１８．１５度、１２５．７度、１１２．７度、１１１．５度、１２４．８度、１１９．０度、１１３．７度であり、すべて１１０～１２６度の範囲に含まれておいる。したがって、通常の歯車の歯先角部８１３は第２部位（炭素難拡散部位）である。一方、少なくとも、歯底８１５、歯面８１１、歯先８１２は、上記角度が１３０度を超える部位であって、第１部位（炭素容易拡散部位）である。
　図１０（ｃ）には、歯先角部８１３近傍の輪郭形状（図１０（ｂ）の断面形状に対応する）において、第１部位（炭素容易拡散部位）８１６の領域と、第２部位（炭素難拡散部位）８１７の領域とをよりわかりやすくするために例示する。すなわち、第１部位８１６は、その直線及び矢印８１６ａによって示される範囲であって、歯先角部８１３（図１０（ｂ））を含まず、そこから離れた部位である。一方、第２部位８１７は、歯先角部８１３（頂点部）を含み、その両側につながる２つの矢印８１７ａに挟まれた微小な範囲の表面である。
　このようなギヤに本発明の製造方法を適用する場合には、上記歯面８１１または歯底８１５の浸炭濃度が０．６５±０．１質量％となるように減圧浸炭工程の条件を設定すればよい。
（実施例２）
　本例では、実施例１と同じ形状で同じ材質のリング状の鋼部材８（リングギヤ）について、上記実施例１の本発明方法によって、歯面８１１の表面浸炭濃度の狙い値を変更して製造し、得られた歯形部８１の歯先角部８１３と歯面８１１の浸炭濃度及び表面硬度を測定すると共に、両者の表面組織の観察を行った。減圧浸炭工程での歯面８１１の表面浸炭濃度の狙い値は、表２にあるように、本発明例１の場合が０．６５質量％、本発明例２の場合が０．５７質量％、本発明例３の場合が０．７５質量％とした。
　また、比較のために、２種類の比較方法による製造も行った。
　比較例１は、基本的な製造方法は本発明方法と同じであるが、その減圧浸炭工程での歯面８１１の表面浸炭濃度の狙い値を、表２にあるように、０．７８質量％に高めた例である。
　比較例２は、実施例１の比較方法と同じ従来のガス浸炭直後に油焼き入れをする方法である。この場合のガス浸炭工程での歯面８１１及び歯先角部８１３の表面浸炭濃度の狙い値は、表２にあるように、０．７５質量％とした。
　以上の本発明例１～３及び比較例１、２の条件及び評価結果を表１及び表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、表２より知られるごとく、本発明方法１～３により得られた鋼部材（リングギヤ）は、歯先角部８１３と歯面８１１の両方が、浸炭濃度が０．６５～０．８５質量％の範囲内に収まり、かつ、非常に優れた硬度特性を有し、組織もセメンタイトの析出が見られない健全なマルテンサイト組織となっていた。
　一方、比較例１の場合には、基本的な方法が本発明と同様であるが、減圧浸炭工程での第１部位の歯面８１１の表面浸炭濃度の狙い値を０．７５質量％を超える値（０．７８）としたことによって、第２部位である歯面角部８１３の表面浸炭濃度の実績値が０．８５質量％を超えて０．９１質量％にまで達したため、セメンタイト析出が見られる異常組織となった。
　また、比較例２の場合には、本発明例と比べて若干表面硬度が低い状態となった。このことは、逆に、本発明例によれば、浸炭濃度が０．５５～０．８５質量％の範囲に入っていれば、従来の主流の製造方法であるガス浸炭とその直後の油焼き入れの方法に比べて遜色ない、むしろ、強度特性として有利な結果が得られることを明確に示している。

Claims (19)

  1. 　鋼部材を減圧下の浸炭ガス中において浸炭処理する減圧浸炭工程と、
    　該減圧浸炭工程を終えた上記鋼部材を冷却ガス中において徐冷する徐冷工程と、
    　冷却された上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用して加熱した後に急冷する焼き入れ工程とを含み、
    　上記減圧浸炭工程に供する上記鋼部材は、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第１部位と第２部位とを有し、上記第１部位よりも上記第２部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅く、上記減圧浸炭工程は、上記第１部位の表面浸炭濃度が０．６５±０．１質量％の範囲内となる条件で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  2. 　請求項１において、上記減圧浸炭工程は、上記第１部位の表面浸炭濃度が０．６５±０．０５質量％の範囲内となる条件で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  3. 　請求項１又は２において、上記減圧浸炭工程は、上記第２部位の表面浸炭濃度が０．８５質量％以下となる条件で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項において、上記減圧浸炭工程は、炭化水素系の上記浸炭ガス中に上記鋼部材を保持し該鋼部材の表面に炭素を侵入させる浸炭期と、減圧状態にて炭素を上記鋼部材の内部へ拡散させる拡散期を有することを特徴とする鋼部材の製造方法。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項において、上記鋼部材の上記第１部位は、その部位の断面形状における表面の角度が１３０度以上の条件を満たす任意の部位とすることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項において、上記鋼部材は歯形部を有するギヤであり、上記第１部位は、上記歯形部の歯面または歯底であることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項において、上記減圧浸炭工程は、上記鋼部材をオーステナイト化温度以上に加熱すると共に、１～１００ｈＰａの減圧条件下において行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  8. 　請求項１～７のいずれか１項において、上記徐冷工程は、少なくとも上記鋼部材が冷却中にマルテンサイト変態しない冷却速度で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  9. 　請求項１～８のいずれか１項において、上記徐冷工程は、少なくとも上記鋼部材の温度がＡ１変態点温度以上にある間の冷却速度が０．１℃／秒～３．０℃／秒となるよう徐冷を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  10. 　請求項１～９のいずれか１項において、上記徐冷工程において用いる上記冷却ガスは、窒素、ヘリウム、又はアルゴンのいずれかであることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  11. 　請求項１～１０のいずれか１項において、上記徐冷工程は、上記冷却ガスを大気圧よりも低く減圧した状態で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  12. 　請求項１１において、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、１００ｈＰａ～６５０ｈＰａの範囲とすることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  13. 　請求項１１において、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、１００ｈＰａ～３００ｈＰａの範囲とすることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  14. 　請求項１１～１３のいずれか１項において、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、上記鋼部材の温度がＡ１変態点以下となった後にそれ以前よりも高くする条件で冷却を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  15. 　請求項１～１４のいずれか１項において、上記焼き入れ工程は、上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用してオーステナイト化温度以上に加熱し、その後浸炭層においてマルテンサイト変態する急冷臨界冷却速度以上で急冷することにより行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  16. 　請求項１～１５のいずれか１項において、上記焼き入れ工程における上記高密度エネルギーを利用した加熱は高周波加熱により行い、上記急冷は水焼入れにより行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  17. 　請求項１６において、上記高周波加熱による加熱は、上記鋼部材を１個流しで処理し、加熱後の冷却時には、鋼部材を回転させながら、周囲から冷却水を上記鋼部材に向かって噴射して冷却することを特徴とする鋼部材の製造方法。
  18. 　請求項１～１７のいずれか１項において、上記焼き入れ工程は、高密度エネルギービームを上記鋼部材の所望部分に照射することにより加熱した後、自己放冷により急冷することにより行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
  19. 　請求項１８において、上記高密度エネルギービームは、電子ビームであることを特徴とする鋼部材の製造方法。
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