WO2014203610A1 - ギヤおよびその製造方法 - Google Patents

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tempering
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裕 江藤
孝樹 水野
康志 松村
浩平 山口
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アイシン・エィ・ダブリュ株式会社
大同特殊鋼株式会社
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    • F16H—GEARING
    • F16H55/00—Elements with teeth or friction surfaces for conveying motion; Worms, pulleys or sheaves for gearing mechanisms
    • F16H55/02—Toothed members; Worms
    • F16H55/06—Use of materials; Use of treatments of toothed members or worms to affect their intrinsic material properties

Definitions

  • the present invention relates to a gear that requires a high level of both hardness and fatigue strength, such as a drive transmission gear of a vehicle, and a method for manufacturing the same. More specifically, the present invention relates to a gear made of steel and excellent in both grain boundary strength and plastic deformation strength, and a manufacturing method thereof.
  • Examples of such high-load gears such as conventional differential gears include those described in Patent Document 1.
  • a steel type containing boron, silicon, or the like is used as a material steel for gears. Then, vacuum carburization at a low concentration is performed, followed by quenching, and then the entire tooth is tempered. As a result, an attempt is made to obtain a gear having both tooth root strength and tooth surface strength.
  • the conventional techniques described above have the following problems. Apart from the hardness of the steel material in the finished gear, the fatigue strength of the surface layer may be insufficient. For this reason, fatigue fracture sometimes occurred locally. In particular, at sharp edges such as the edge between the tooth and the gear end face, carbon penetrates excessively during carburizing and carbon is concentrated, resulting in a martensitic structure with a higher carbon concentration than the tooth surface during quenching. , Lack of fatigue strength became a problem. To solve this problem, for example, the carbon concentration during carburization can be lowered. As a result, a sharp portion such as an edge portion has a martensite structure having a lower carbon concentration than when the carbon concentration is not lowered, so that the fatigue strength can be improved.
  • the present invention has been made in order to solve the problems of the conventional techniques described above.
  • the problem is that gears with sufficient hardness of tooth surfaces and fatigue strength of sharp parts such as edge parts for high load applications such as vehicle drive transmission systems including differential gears. And providing a manufacturing method thereof.
  • a drive system component is formed of material steel, and includes a disc portion and a plurality of teeth that are discretely formed on the disc portion in a circumferential shape. It is a shape in which the root part is formed between the parts, and it is a gear that has undergone vacuum carburizing treatment and subsequent quenching treatment by high-density energy heating after molding, and the chemical composition of the material steel is C: 0.10 to 0.30 mass%, Si: 0.50 to 3.00 mass%, Mn: 0.30 to 3.00% by mass, P: 0.030 mass% or less, S: 0.030 mass% or less, Cu: 0.01 to 1.00% by mass, Ni: 0.01 to 3.00% by mass, Cr: 0.20 to 1.00% by mass, Mo: 0.10% by mass or less, N: 0.05 mass% or less, Fe and inevitable impurities: the balance, and Si mass% + Ni mass% + Cu mass% ⁇ Cr mass%> 0.5
  • the filling, A partial tempering region is formed in at least
  • the gears described above are formed on the surface by heating the gear formed in the shape using the material steel of the corresponding chemical composition to a temperature above the austenitizing temperature of the material steel in a carburizing atmosphere at a pressure lower than atmospheric pressure.
  • the gear after the cooling process is heated to a temperature higher than the austenitizing temperature of the base steel by heating it with high-density energy, and from that state, the base steel is cooled at a cooling rate that is higher than the cooling rate at which the base steel undergoes martensitic transformation.
  • a quenching process for forming a martensite structure at least in the carburized layer, and at least the tooth part and the tooth root part of the gear after the quenching process are performed.
  • the temperature is raised to 180 ° C or higher and does not reach the austenitizing temperature of the material steel, and cooling is performed from that state.
  • it is manufactured by performing a partial tempering step in which the concentration of carbon dissolved in the martensite structure is reduced in at least a part of the carburized layer including the edge portion.
  • region is formed in the edge part of at least one edge part of the axial direction in a tooth
  • high-frequency heating by an exciting coil is used as a heating means, and an end portion having at least one edge portion in the axial direction of the gear enters the internal space of the exciting coil. Heating may be performed with the other end in the axial direction of the gear protruding from the exciting coil.
  • B 0.005 mass% or less
  • Ti 0.10% by mass
  • such a gear includes an umbrella-shaped gear in which one end portion in the axial direction has a larger diameter than the other end portion.
  • a partial tempering region is formed at the edge part of the end part on the large diameter side of the tooth part and the tooth base part.
  • the end on the large diameter side of the umbrella-shaped gear enters the internal space of the excitation coil and the end on the small diameter side protrudes from the excitation coil. Heating may be performed at Examples of the umbrella-shaped gear include a bevel gear and a hypoid gear.
  • the meshing region of the tooth surface with the other gear is not included in the partial tempering region and is composed of a martensite structure generated by the quenching process.
  • the meshing area with the meshing counterpart gear on each gear tooth surface is not included in the partial tempering area and is quenched. It is preferably composed of a martensite structure generated by the treatment. This is because high hardness is required in this region.
  • a gear having sufficient hardness and fatigue strength and a manufacturing method thereof for high load applications such as a vehicle drive transmission system including a differential gear.
  • FIG. 3 is a partial enlarged plan view of a part of FIG. 2. It is the fragmentary perspective view which looked at the differential gear concerning this form from another direction. It is a fragmentary sectional view of the edge part of a differential gear. It is a schematic diagram explaining the raise of the fatigue strength by tempering. It is a graph which shows the relationship with quenching hardness and tempering hardness with respect to C density
  • the present invention is embodied as a differential gear used in a differential device of a drive transmission system of an automobile.
  • the shape of the differential gear 1 according to this embodiment is shown in the perspective view of FIG. 1 and the plan view of FIG.
  • tooth portions 11 are discretely provided at equal intervals on the periphery of a circular disc portion 12.
  • a tooth root portion 13 exists between the tooth portion 11 and the tooth portion 11.
  • the differential gear 1 is a bevel gear having different diameters on the upper end surface 14 side and the lower end surface 15 side in the axial direction (vertical direction in FIG. 1).
  • FIG. 1 is a plan view of the differential gear 1 as viewed from the small diameter upper end surface 14 side.
  • FIG. 1 shows a 9-tooth configuration
  • FIG. 2 shows a 10-tooth configuration.
  • the differential gear 1 is assumed to be used as a pinion gear in a differential device, but the gear used as a side gear is a similar bevel gear except for the size and the number of teeth.
  • FIG. 3 is an enlarged view showing a region A which is a part of FIG.
  • FIG. 4 is a partial perspective view of the differential gear 1 as viewed from a direction different from that in FIG.
  • the differential gear 1 is seen from the large-diameter lower end surface 15 side.
  • the projecting shape or the peak-shaped portion of the end portion of the differential gear 1 on the lower end surface 15 side of the tooth portion 11 or the end portion on the lower end surface 15 side of the tooth root portion 13 is hatched. As shown.
  • This part is greatly affected by the surface during gear processing.
  • this portion is referred to as the edge portion 16.
  • the hatched region of the edge portion 16 is given on the drawing in order to specifically show the portion in the differential gear 1. It does not mean that any deposits are attached to the part of the actual differential gear 1.
  • FIG. 5 shows a partial cross-sectional view near the edge 16 of the differential gear 1.
  • the vicinity of the edge portion 16 has a shape protruding from the other portion at an acute angle. For this reason, it is greatly affected by the surface during processing.
  • FIG. 5 shows a cross section near the edge portion 16 in the tooth root portion 13.
  • the edge portion 16 in the tooth portion 11 is not as large as the tooth root portion 13, but has a sharp shape as compared with a portion other than the edge portion 16.
  • An arrow G in FIG. 5 is for explanation in FIG. 14 to be described later.
  • steel of the present embodiment steel that can be used as a material for the differential gear 1 (hereinafter referred to as “steel of the present embodiment”) will be described.
  • the mass% in the composition is simply described as%.
  • the component ranges of the steel of this embodiment are as follows. C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.50 to 3.00%, Mn: 0.30 to 3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 3.00%, Cr: 0.20 to 1.00%, Mo: 0.10% or less, N: 0.05% or less, Fe and inevitable impurities: the balance.
  • C 0.10 to 0.30%
  • C is an element necessary for ensuring the strength of steel. Therefore, in the steel of this embodiment, the lower limit of the amount of C added is 0.1% to ensure the internal strength.
  • the upper limit of the amount of C added is set to 0.30%.
  • concentration is before the carburizing process mentioned later. After the carburizing process, the C concentration in the surface layer affected by the carburizing process becomes a higher value.
  • Si 0.50 to 3.00%
  • Si is an element related to deoxidation in the steelmaking process, and is an element effective for imparting necessary strength and hardenability to the steel and improving temper softening resistance.
  • 0.50% or more of Si is included in the steel of this embodiment. If the Si content exceeds 3.00%, the strength of the steel increases, so that forgeability, particularly cold forgeability, or cutting workability deteriorates. Therefore, the Si content needs to be in the range of 0.50% to 3.00%.
  • Mn 0.30 to 3.00%
  • Mn is an element effective for improving the hardenability. However, if the content is less than 0.30%, the effect is insufficient. If the Mn content exceeds 3.00%, the hardness is rather increased, and the forgeability of the material, in particular, cold forgeability or cutting workability is deteriorated. Therefore, the Mn content needs to be in the range of 0.30% to 3.00%.
  • P in steel has the effect of segregating at grain boundaries and reducing toughness. For this reason, it is necessary to reduce as much as possible. Although it is difficult to make it 0, it is necessary to limit it to 0.030% or less.
  • S 0.030% or less, S reacts with Mn in the steel to generate MnS and to reduce toughness. For this reason, it is necessary to make content of S 0.030% or less.
  • Cr 0.20 to 1.00%, Cr, contrary to Si, Cu, and Ni, is a component that promotes the formation of iron carbide, and cannot be present in a large amount in steel. For this reason, Cr must be suppressed to 1.00% or less. The same applies to the case where there are many components that suppress the formation of iron carbide. On the other hand, since Cr is an element that improves the hardenability and temper softening resistance of steel, a content of 0.20% or more is necessary.
  • Si, Cu, and Ni and Cr have a reverse action with respect to the formation of iron carbide.
  • generation suppression effect of Si, Cu, and Ni must surpass the production
  • Mo 0.10% or less
  • Mo is not an essential element for the steel of this embodiment, but when it is contained, the upper limit is 0.10%. If it is in the range of the above upper limit, improvement in hardenability and temper softening resistance due to the inclusion of Mo can be expected. However, since the same effect can be obtained by adding an appropriate amount of Si or Mn (particularly Si), the inclusion of Mo is not essential.
  • N 0.05% or less
  • the steel of this embodiment may further contain the following components.
  • B 0.005% or less (excluding 0%)
  • B is an element effective for imparting hardenability and strengthening the grain boundary strength when added.
  • B strengthens the grain boundary strength because B segregates at the grain boundaries in preference to P in steel. It is a well-known fact that the grain boundary segregation of P significantly reduces the grain boundary strength of steel, but B prevents this.
  • B's own grain boundary segregation acts in a rather good direction on the grain boundary strength of steel. However, excessive content not only saturates the effect of hardenability, but also harms workability. For this reason, it is necessary to make it 0.005% or less.
  • the addition of B is significant when the target steel product has undergone phosphate treatment in the forming process. This is because P contained in the phosphate film penetrates into the steel to some extent during the carburizing process. Even in drive system parts such as the differential gear 1, phosphate treatment is often performed during the molding process, and the grain boundary strength can be improved by adding B.
  • Ti 0.10% or less (excluding 0%), Ti is an element that reacts with N in steel to produce nitride (TiN). For this reason, there exists an effect which prevents that the effect of the hardenability improvement of B lose
  • the material steel having the following component composition is used as the material steel of the differential gear 1 or its test piece.
  • the differential gear 1 of the present embodiment is formed by performing rough forming by cold forging using the steel of the above components as a starting material, and then performing cutting. As a result, the outer shape of the differential gear 1 is completed. However, the differential gear 1 of the present embodiment is obtained by further processing the following process.
  • the differential gear 1 is heated in a carburizing atmosphere to form a carburized layer on the surface layer portion of the differential gear 1 to increase the hardness of the surface layer portion.
  • Cooling step is a step of cooling the differential gear 1 after the carburizing step. This cooling must be carried out at least until the structural transformation due to the temperature drop after carburization is completed.
  • the quenching process is a process in which the differential gear 1 after the cooling process is heated to the austenite region with high-density energy, and after being heated, is rapidly cooled and cured.
  • Tempering step This is a step of locally tempering the site where a large amount of carbon has penetrated in the carburizing step "1."
  • the carburizing process of “1.” will be further described.
  • a hydrocarbon gas is introduced into the furnace, and the target steel (here, differential gear 1) is placed in the atmosphere and heated to a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature.
  • C is penetrated into the surface layer of the steel material to form a carburized layer.
  • carburized gas molecules come into contact with the surface of the steel and decompose to generate active C.
  • Carbide is formed by supplying this active C to the steel surface.
  • the carbides are decomposed and the stored C is dissolved in the Fe matrix.
  • C diffuses inward and a carburized layer is formed.
  • the entry route of C is not limited to the route via carbide, but there is also a route in which active carbon dissolves directly into the matrix.
  • the carburizing step in this embodiment is performed by vacuum carburizing treatment in which the temperature is in the range of 900 to 1100 ° C. and the atmospheric pressure is lower than atmospheric pressure.
  • the C concentration on the surface of the steel material after the diffusion period is 0.8% or less, which is a relatively low concentration after carburizing. If it does in this way, C concentration of a carburized layer will be made below into carbon content of eutectoid steel. For this reason, austenite transformation is again performed by heating at the time of subsequent quenching, and then rapid cooling is performed, so that a ferritic carbide (cementite) is not precipitated and a martensitic structure can be obtained.
  • the carburizing temperature is about 1000 ° C.
  • the atmospheric pressure in the vacuum carburizing process is preferably in the range of 1 hPa to 20 hPa. If the atmospheric pressure in the vacuum carburizing process is reduced to less than 1 hPa, expensive equipment is required to realize and maintain the degree of vacuum. On the other hand, when the pressure is higher than 20 hPa, soot is generated during carburizing. This may cause a problem of uneven carburization.
  • hydrocarbon-type gas such as acetylene, propane, butane, methane, ethylene, ethane, can be applied, for example.
  • the edge portion 16 described with reference to FIGS. 3 to 5 has a larger amount of carbon than the other portions. This is because, since the shape is sharp in the vicinity of the edge portion 16, the volume of carbon that has entered from the surface can diffuse into the inside is small, and as a result, a large amount of C exists after carburizing. This is because carburizing is performed by vacuum carburizing. If gas carburizing is performed at atmospheric pressure, the steel surface will be in an equilibrium state where not only carburizing reaction but also decarburizing reaction occurs. For this reason, even the edge portion 16 does not have a higher C concentration than other portions. However, in vacuum carburization, the reaction proceeds in a non-equilibrium state with only carburization and no decarburization. For this reason, C concentration occurs at the edge portion 16.
  • the cooling process is performed under slow cooling conditions. More specifically, at least the steel material of the differential gear 1 is cooled to a temperature lower than the temperature at which the structural transformation by cooling is completed at a cooling rate lower than the cooling rate at which the martensitic transformation occurs during cooling. Thereby, generation
  • Such an effect of the cooling process can suppress distortion during cooling after carburizing. Thereby, it is possible to proceed to the next process, that is, the quenching process, while maintaining high dimensional accuracy. This effect is highly obtained by performing the cooling step by slow cooling. Then, in combination with the merit of performing the next quenching process by high-density energy heating, the differential gear 1 after quenching can have high shape accuracy with little distortion.
  • the cooling process under reduced pressure together with the carburizing process.
  • the pressure difference between the two processes is small.
  • the carburizing chamber and the slow cooling chamber can be directly connected to perform both processes continuously. That is, it is not necessary to provide a spare chamber for pressure adjustment between the two chambers. That is, the product after the vacuum carburizing process can be subjected to a reduced pressure annealing process without being exposed to atmospheric pressure. This also contributes to the reduction of distortion.
  • the atmospheric pressure in the cooling process is preferably in the range of 100 hPa to 650 hPa. Note that the cooling step can be performed without being under reduced pressure.
  • the quenching process of “3.” will be described. What is important in the quenching process is that at least the carburized layer is transformed into martensite by rapid cooling from the state where the differential gear 1 is heated to the austenitizing temperature or higher. For this reason, the differential gear 1 once cooled in the cooling step “2.” is again heated to a high temperature. High energy heating such as high frequency heating is suitable for this heating.
  • the rapid cooling in the quenching process is preferably performed by water cooling.
  • martensite transformation can be achieved by rapid cooling with water cooling, and a high quenching effect can be obtained. That is, further strengthening of the quenched portion is achieved.
  • the differential gear 1 is processed by flowing one, and at the time of water cooling after heating, cooling is performed by injecting cooling water from the surroundings toward the differential gear 1 while rotating the differential gear 1. It is preferable to do. In this way, each part of the differential gear 1 can be uniformly cooled rapidly. For this reason, generation
  • the differential gear 1 is the target.
  • the heating in the quenching process may be performed under the condition that the entire surface and the inside of the tooth portion 11 are austenitic. preferable. This is because the differential gear 1 is required to have both a high surface hardness of the tooth portion 11 and a high internal toughness. For this reason, high-density energy heating is suitable as a heating method in the quenching process.
  • the purpose of this tempering process is not to temper the entire differential gear 1 but to temper specific parts locally.
  • the specific portion to be tempered is the edge portion 16 described with reference to FIGS. The reason is that the differential gear 1 after the quenching process has a high surface hardness, but the fatigue strength of the edge portion 16 is weak, which is solved.
  • the edge portion 16 is a portion where the amount of C that has penetrated in the carburizing process is larger than other portions. For this reason, the concentration of C dissolved in the martensite structure after quenching is also higher than that of the other parts. As a result, the hardness of the martensitic structure inside the prior austenite crystal grains is higher than usual. However, this reduces the fatigue strength. This is because the martensite structure in the prior austenite crystal grains is too hard and the load when stress is applied is concentrated only on the grain boundaries. For this reason, as shown in FIG. 6, cracks 3 are generated at the grain boundaries 4 and gaps are formed between the crystal grains 2. As a result, the edge portion 16 is damaged during durability.
  • the differential gear 1 of this embodiment is solved by locally tempering a portion in the vicinity of the edge portion 16 (including at least the portion of the differential gear 1 including the edge portion 16). That is, the temperature in the vicinity of the edge portion 16 of the differential gear 1 is raised to a temperature within the range of 180 ° C. to 500 ° C. that does not lead to austenite, and then cooled.
  • the cooling method may be water cooling or air cooling, but water cooling is particularly preferable because the faster cooling rate is better.
  • the hardness of the martensitic structure in the prior austenite grains is also lower than before tempering. For this reason, the load when stress is applied is applied equally to the grain boundaries and the grains. In this way, the generation of the crack 3 shown in FIG. 6 is prevented. That is, the durability strength is improved.
  • the surface hardness (HV) before and after tempering of the steel material of the differential gear 1 is shown for each surface layer C concentration.
  • “Hardening” is displayed as the hardness before tempering
  • “180 ° C. tempering” is displayed as the hardness after tempering.
  • the hardness after tempering is lower than before tempering. For example, looking at the place of 0.6% in the graph, it is about HV770 before tempering, but is lowered to about HV700 after tempering. This is the manifestation of the effect of hardness reduction due to tempering. In the locally tempered portion in the vicinity of the edge portion 16, the hardness is slightly lowered by tempering.
  • the decrease in hardness due to this tempering is considered to occur as follows. That is, by tempering, a part of C dissolved in the martensite structure in the prior austenite crystal grains forms carbide together with Fe. Accordingly, the C concentration dissolved in the martensite structure in the prior austenite crystal grains is lowered, so that the hardness is also lowered. That is, the hardness is lower than the hardness of the martensite structure before tempering at the same C concentration. Even in the surface layer of the differential gear 1, the hardness before tempering is maintained at a place other than the part that has been partially tempered. This is because the concentration of C dissolved in the martensite structure in the prior austenite crystal grains does not change.
  • Fe carbides are generated as much as the concentration of C dissolved in the martensite structure in the prior austenite crystal grains decreases. For this reason, in this part, the abundance ratio of Fe carbide is higher than in other parts. This can be confirmed by comparing the area ratios occupied by Fe carbides on the surface in this part and other parts.
  • the Fe carbides here are mainly ⁇ carbides (Fe 2 .3 C) and cementite (Fe 3 C), and the generation ratios thereof differ depending on the temperature rise during tempering. When the temperature rise during tempering is in the range of 180 ° C to 250 ° C, a lot of ⁇ carbides are produced, and in the range of 250 ° C to 500 ° C, a lot of cementite is produced.
  • This graph is a graph showing the relationship between the surface hardness (HV) and the 10,000 times strength (MPa) in the steel of this embodiment.
  • the surface hardness is Vickers hardness
  • the 10,000 times strength is a maximum stress that can withstand repeated application 10,000 times.
  • this repeated test was performed using a round bar-shaped test piece 20 with a notch 21.
  • the Vickers hardness measurement was performed at the bottom of the notch 21 in the test piece 20 before the repetition test.
  • the surface hardness was changed by carburizing and tempering.
  • the plot points of the D group in FIG. 8 are the results of the test piece 20 having a relatively low C concentration dissolved in the martensite structure, which is slightly inferior in surface hardness but very high at 10,000 times strength. Are better. This corresponds to the portion other than the edge portion 16 in the differential gear 1 and the edge portion 16 after tempering.
  • the plot point of the E group is a result of the test piece 20 having a relatively high C concentration dissolved in the martensite structure.
  • the surface hardness is very high, but the 10,000 times strength is slightly inferior. This corresponds to the edge portion 16 before tempering in the differential gear 1. From the above, it can be seen that tempering has the effect of improving the 10,000 times strength (that is, fatigue strength), although the surface hardness is slightly lower than before tempering.
  • FIG. 10 schematically shows the positional relationship between the heater and the differential gear 1 when this heating is performed by high-frequency heating.
  • an annular exciting coil 22 and a rod-shaped sample holder 23 appear as components of the high-frequency heating device.
  • the high-frequency heating device supports the differential gear 1 shown in FIGS. 1 to 5 by sandwiching it from above and below with a sample holder 23 and moving the differential gear 1 in the axial direction, that is, up and down in FIG. It arrange
  • a high frequency is applied to the exciting coil 22, and the differential gear 1 is heated by a current induction action by the high frequency.
  • the large-diameter lower end surface 15 of the differential gear 1 faces the exciting coil 22.
  • the entire differential gear 1 does not enter the space inside the excitation coil 22, but only the vicinity of the lower end surface 15 enters the excitation coil 22, and the portion on the small diameter upper end surface 14 side exits from the excitation coil 22. It is assumed that the arrangement relationship.
  • the edge portion 16 on the lower end surface 15 side and the vicinity thereof are locally heated, and the portion on the upper end surface 14 side is not heated so much. Subsequent cooling causes partial tempering.
  • FIG. 11 is a partial cross-sectional view showing a meshing position between the side gear 100 and the pinion gear 200 in the differential device.
  • Each of the side gear 100 and the pinion gear 200 in FIG. 11 is a gear corresponding to the “differential gear 1”.
  • the side gear 100 in FIG. 11 is arranged so that the left-right direction in the drawing is the axial direction.
  • the left side in the figure is the large diameter surface 115.
  • the pinion gear 200 is arranged so that the vertical direction in the figure is the axial direction.
  • the upper side in the figure is the large diameter surface 215. Regions where the tooth portion 111 of the side gear 100 and the tooth portion 211 of the pinion gear 200 overlap in the drawing are meshing regions 117 and 217 of the tooth surfaces of both gears.
  • the edge portions 116 and 216 of the side gear 100 and the pinion gear 200 are surrounded by broken lines. All of these portions have excellent 10,000 times strength by tempering as described above.
  • both the meshing regions 117 and 217 belong to portions other than the partial tempering region. Therefore, both the meshing regions 117 and 217 have sufficiently high hardness as described above.
  • the graph of FIG. 12 shows the relationship between the surface layer C concentration and the Vickers hardness after tempering in the low Si material (Si concentration: 0.18%) and the steel of this embodiment (Si concentration: 0.75%). It is a graph.
  • the surface layer C concentration is in the range of 0.5% to 1.1%. This is achieved by gas carburizing.
  • This low Si material shows the highest post-tempering hardness when the surface C concentration is 0.8%.
  • the steel of this embodiment in this graph has a lower C concentration after carburization as described above, assuming a portion other than the edge portion 16 in the differential gear 1.
  • the steel of this embodiment has the same hardness as when the surface C concentration is 0.8%, which is the highest hardness in the low Si material, even though the surface layer C concentration is as low as 0.6%. Is realized. This is the effect of the temper softening resistance by adding Si.
  • the graph of FIG. 13 is a graph for explaining the influence of the C concentration on the fatigue strength. This graph shows the number of cycles to failure when a constant stress is repeatedly applied.
  • “Excess C%” in this graph is based on a test piece whose surface C concentration was increased to 0.8% or more by gas carburization, and is a comparative example.
  • “High C%” is based on a test piece having a surface layer C concentration of 0.6 to 0.8% after carburizing, and corresponds to the edge portion 16 in the differential gear 1.
  • “Low C%” is based on a test piece having a surface layer C concentration after carburization of 0.3 to 0.6%, and corresponds to a portion other than the edge portion 16 in the differential gear 1.
  • FIG. 14 shows the relationship between the Vickers hardness and the depth from the surface H on the arrow G in the sectional view shown in FIG.
  • the Vickers hardness is remarkably higher in the region of the surface layer having a depth of 1 mm or less than the core portion having a depth of 1 mm or more. This is considered to be due to the C enrichment during carburizing in the edge portion 16 described above.
  • the hardness is slightly reduced compared to before tempering.
  • the hardness of the core before tempering is never less. This shows that sufficient hardness is maintained even after tempering.
  • the tempering in the test of FIG. 14 is performed when heating is performed using a high-frequency heating device under the conditions of 4.5 kHz, 110 V, and 4 seconds. Under this condition, the surface temperature of the edge portion 16 was about 190 ° C.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between the surface layer C concentration (%) and 6400 times strength (MPa) for each tempering temperature in the four-point bending of the round bar-shaped test piece 20 shown in FIG.
  • the surface layer C concentration (%) here is the C concentration after carburizing at the bottom of the notch 21 in the test piece 20.
  • the strength of 6400 times is the maximum stress that can withstand repeated application of 6400 times.
  • FIG. 15 shows the results at various C concentrations for the three levels of no tempering, 180 ° C. tempering, and 400 ° C. tempering. At any C concentration, both 180 ° C. tempering and 400 ° C. tempering show 6400 times strength superior to those without tempering.
  • C concentration of 0.56% is compared with the value shown as “conventional product” in FIG. 15, it is about 20% in the case of tempering at 180 ° C. and about 23% in the case of tempering at 400 ° C. Has been rising.
  • FIG. 15 also plots an example of tempering at 500 ° C. and C concentration of 0.56%. This is an increase of about 28% compared to the “conventional product”. From the above, it can be seen that the tempering temperature is preferably higher in the range of 180 ° C. to 500 ° C. in terms of improving the fatigue strength.
  • the tempering temperature in the differential gear 1 is preferably 180 ° C. to less than 200 ° C.
  • the heat treatment equipment 5 suitable for this embodiment includes a pre-wash tank 51, a vacuum carburizing and slow cooling device 52, an induction hardening machine 53, an induction tempering machine 54, and a magnetic flaw detection device 55.
  • the pre-washing tank 51 is a part for washing the differential gear 1 before the start of heat treatment.
  • the vacuum carburizing slow cooling device 52 includes a heating chamber 521, a vacuum carburizing chamber 522, and a reduced pressure slow cooling chamber 523.
  • the temperature of the differential gear 1 is raised in the heating chamber 521, and then the vacuum carburizing in the vacuum carburizing chamber 522 (said “1.”) and the reduced pressure annealing in the reduced pressure annealing chamber 523 (said “2.”) are performed. To be done. There is no spare chamber between the vacuum carburizing chamber 522 and the vacuum annealing chamber 523.
  • the induction hardening machine 53 is a part that performs high frequency heating and subsequent water cooling (the above-mentioned “3.”) on the differential gear 1 after being gradually cooled under reduced pressure.
  • the induction tempering machine 54 is a part that performs partial tempering (the above-mentioned “4.”) by induction heating and subsequent water cooling on the differential gear 1 after quenching.
  • the magnetic flaw detector 54 is a part for inspecting the differential gear 1 for defects after tempering.
  • the vacuum carburizing step (the above “1.”) in the vacuum carburizing chamber 522 of the vacuum carburizing slow cooling device 52 will be described.
  • the carburizing process in this embodiment is a vacuum carburizing process performed in a carburizing gas whose pressure is reduced to a pressure lower than the atmospheric pressure.
  • FIG. 17 shows a heat pattern in this vacuum carburizing process and the subsequent reduced pressure annealing process.
  • the horizontal axis represents time and the vertical axis represents temperature.
  • “a” indicates the heating period in the heating chamber 521.
  • What is indicated by “b1” and “b2” is the holding period in the vacuum carburizing chamber 522.
  • the first period “b1” of the holding period is a carburizing period in the carburizing process
  • the subsequent period “b2” is a diffusion period in the carburizing process.
  • the carburization temperature that is, the holding temperature in the holding periods “b1” and “b2” was set to 950 ° C., which is a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature of the raw steel. That is, the differential gear 1 was heated to this holding temperature during the heating period “a”.
  • the temperature of the differential gear 1 was maintained at a constant temperature, that is, the above-described holding temperature.
  • the pressure of the carburizing gas in the vacuum carburizing process was set within a range of 1 to 3.5 hPa. Further, acetylene was used as the carburizing gas in the carburizing period “b1”.
  • carburizing conditions were determined as follows through pre-conditioning experiments. That is, the C concentration of the surface layer of the edge portion 16 is within a range of 0.6 ⁇ 0.05%, and the C concentration of the surface layer at a location away from the edge portion 16 (tooth surface, etc.) is 0.5 ⁇ 0.05%. Conditions within the range were adopted.
  • the slow cooling treatment in this embodiment is a vacuum slow cooling treatment performed in an atmosphere reduced to a pressure lower than the atmospheric pressure.
  • the period indicated by “c” is the slow cooling period.
  • the atmospheric pressure in the reduced pressure annealing process was set to 600 hPa.
  • the gas type of the atmosphere was N 2 gas.
  • the cooling rate in the reduced pressure gradual cooling treatment was set within the range of 0.1 to 3.0 ° C./second.
  • cooling was performed from a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature immediately after the carburizing treatment to 150 ° C., which is lower than the A1 transformation point.
  • the heat pattern shown in FIG. 17 is one example, and can be changed to an optimum condition for the type of material steel to be used by appropriately performing preliminary tests.
  • the quenching process (the above “3.”) in the induction hardening machine 53 will be described.
  • high-frequency heating was used as a means for high-density energy heating.
  • water cooling was used as a rapid cooling means.
  • the heat pattern of the quenching process is as shown in FIG. In FIG. 18, as with FIG. 17, time is plotted on the horizontal axis and temperature is plotted on the vertical axis.
  • “d1” indicates a temperature rising period
  • “d2” indicates a rapid cooling period.
  • the teeth 11 on the outer peripheral side of the differential gear 1 are heated to a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature by high-frequency heating.
  • the differential gear 1 is rapidly cooled by water injection so that the cooling rate in the carburized layer becomes equal to or higher than the critical cooling rate.
  • the critical cooling rate is the cooling rate required for martensitic transformation of the austenitized material steel, particularly the carburized layer.
  • This high-frequency heating was performed individually one by one while flowing (transporting) the differential gear 1 by one unit.
  • Water cooling in the rapid cooling period “d2” was about 13 seconds, and the cooling rate during that period was 50 to 65 ° C./second.
  • the differential gear 1 was rotated, and cooling water was sprayed from the surroundings toward the differential gear 1 to cool one by one.
  • the quenching process was performed by a method that can suppress the occurrence of distortion most.
  • the heat pattern of FIG. 18 is also an example, and can be changed to an optimum condition for the type of material steel to be used by appropriately performing a preliminary test. For example, the cooling after the temperature rise can be performed in two stages.
  • the partial tempering step (“4.”) in the induction tempering machine 54 will be described.
  • high-frequency heating was used as means for high-density energy heating, and partial heating shown in FIG. 10 was performed.
  • the heat pattern in the edge part 16 shall be shown in FIG.
  • time is plotted on the horizontal axis and temperature is plotted on the vertical axis.
  • e1 indicates a temperature raising period
  • e2 indicates a cooling period.
  • the energy input during the temperature rising period “e1” was about 11 kW, and the heating time was about 5 sec. As a result, the heating temperature was set within the range of 180 ° C. to 500 ° C. at the edge portion 16. Note that the surface layer of the upper end surface 14 (small diameter side) opposite to the edge portion 16 is not heated, and therefore remains within the range of 20 ° C. to 25 ° C. at room temperature.
  • the cooling in the cooling period “e2” was performed by water cooling.
  • the cooling rate at this time was set within a range of 80 to 90 ° C./second. At this cooling rate, the temperature was cooled to about 25 ° C. from the temperature at the end of the temperature raising period “e1”.
  • the differential gear 1 of the present embodiment in order to obtain a martensite structure after quenching, the C concentration after carburization is suppressed to a low level by vacuum carburization. At that time, C penetrates excessively into the edge portion 16, so that the partial tempering step is performed after the quenching is completed. As a result, the C content dissolved in the martensite structure in the prior austenite crystal grains of the edge portion 16 was lowered, but the influence on the portions other than the edge portion 16 was not so much affected. Hardenability and temper softening resistance were ensured by adding Si or the like. In this way, the differential gear 1 and the manufacturing method thereof have been realized that balances the grain boundary strength and the intragranular strength and sufficiently satisfies both hardness and fatigue strength as a drive system component for high load applications.

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Abstract

本発明のギヤは，歯部と歯元部とが形成されており，成形後に浸炭処理とその後の焼き入れ処理とを経ているものであって，素材鋼の化学成分が， 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および不可避不純物：残部，であり， Ｓｉ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％－Ｃｒ％ ＞０．５ を満たしている。さらに，歯部および歯元部における軸方向の端部のエッジ部（１６）の表層に，マルテンサイト組織より硬度が低い部分焼き戻し領域が形成されており，他の部分の表層が焼き入れ処理により形成されたマルテンサイト組織で構成されている。

Description

ギヤおよびその製造方法
　本発明は，例えば車両の駆動伝達用ギヤのような，硬度と疲労強度とのいずれにも高い水準が要求されるギヤおよびその製造方法に関する。さらに詳細には，鋼を素材とし，結晶粒界強度と耐塑性変形強度とのいずれにも優れたギヤおよびその製造方法に関するものである。
　従来の差動ギヤなどこの種の高負荷用途のギヤとしては，特許文献１に記載されているものが挙げられる。同文献では，歯車の素材鋼として，ボロンやシリコン等を含有する鋼種を用いている。そして，低濃度での真空浸炭を行い，その後に焼き入れし，それから歯部の全体を焼き戻している。これにより，歯元強度と歯面強度とを両立させた歯車を得ようとしている。
特開２０１０－１５２７号公報
　しかしながら前記した従来の技術には，次のような問題点があった。出来上がった歯車における素材鋼のバルクとしての硬度はともかく，表層の疲労強度が不足することがあった。このため，実際には局所的に疲労破壊が起こることがあった。特に，歯部と歯車端面とのエッジ部のような尖った部分では，浸炭時に過剰に炭素が浸透して炭素が濃化し，焼き入れ時に歯面よりも炭素濃度の高いマルテンサイト組織となるため，疲労強度の不足が問題となった。この問題を解消しようとすれば，例えば，浸炭時の炭素濃度を下げることが考えられる。これによりエッジ部のような尖った部分では，炭素濃度を下げない場合に比べて炭素濃度の低いマルテンサイト組織となるため，疲労強度を向上させることは出来る。しかし逆に，歯面の炭素濃度が低下してしまい，歯面強度が不足することとなる。このため，歯面等の硬さが要求される部分の硬度と，エッジ部のような尖った部分の疲労強度とをそれほど高い水準で両立させることはできていなかった。
　本発明は，前記した従来の技術が有する問題点を解決するためになされたものである。すなわちその課題とするところは，差動ギヤを含めた車両の駆動伝達系用途などの高負荷用途向けとして十分に歯面の硬度およびエッジ部のような尖った部分の疲労強度を両立させたギヤおよびその製造方法を提供することにある。
　本発明の一態様に係る駆動系部品は，素材鋼により成形され，円板部と，円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し，歯部と歯部の間に歯元部が形成されている形状であり，成形後に真空浸炭処理とその後の高密度エネルギー加熱による焼き入れ処理とを経ているギヤであって，素材鋼の化学成分が，
　　Ｃ　：０．１０～０．３０質量％，
　　Ｓｉ：０．５０～３．００質量％，
　　Ｍｎ：０．３０～３．００質量％，
　　Ｐ　：０．０３０質量％以下，
　　Ｓ　：０．０３０質量％以下，
　　Ｃｕ：０．０１～１．００質量％，
　　Ｎｉ：０．０１～３．００質量％，
　　Ｃｒ：０．２０～１．００質量％，
　　Ｍｏ：０．１０質量％以下，
　　Ｎ　：０．０５質量％以下，
　　Ｆｅおよび不可避不純物：残部，であるとともに，
　　Ｓｉ質量％＋Ｎｉ質量％＋Ｃｕ質量％－Ｃｒ質量％ ＞０．５
を満たし，
歯部および歯元部における軸方向の一方の端部のエッジ部を含む少なくとも一部の表層に部分焼き戻し領域が形成されており，部分焼き戻し領域が，焼き入れ処理により当該一部の表層に生成されたマルテンサイト組織の硬度よりも低い硬度を有し，歯部および歯元部における部分焼き戻し領域以外の部分の表層が，焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されているものである。
　上記のギヤは，該当する化学成分の素材鋼を用いて当該形状に形成されたギヤを，大気圧より低い圧力の浸炭雰囲気中で，素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する真空浸炭工程と，真空浸炭工程後のギヤを，素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で，冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と，冷却工程後のギヤを高密度エネルギー加熱により加熱することで，素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ，その状態から，素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより，少なくとも浸炭層の部分にマルテンサイト組織を形成する焼き入れ工程と，焼き入れ工程後のギヤの少なくとも歯部および歯元部における軸方向の端部のエッジ部を含む少なくとも一部を，高密度エネルギー加熱により加熱することで，１８０℃以上であり素材鋼のオーステナイト化温度に至らない温度まで昇温させ，その状態から冷却することにより，エッジ部を含む少なくとも一部における浸炭層の部分で，マルテンサイト組織に固溶される炭素の濃度を低下させる部分焼き戻し工程とを行うことにより製造される。
　このギヤの製造過程では，真空浸炭時にエッジ部には炭素が過剰に侵入してしまうが，部分焼き戻し工程で，その部分に鉄炭化物が形成されるとともにマルテンサイト組織に固溶される炭素の濃度が下げられる。これにより，歯面の粒界強度と粒内強度とのバランスが取られ，エッジ部の疲労強度が向上する。これにより，歯面の硬度とエッジ部の疲労強度との両立が達成される。なお，焼き入れ性と焼戻し軟化抵抗は，Ｓｉ等の添加により確保されている。また，対象とするギヤにおける，歯部および歯元部における軸方向の少なくとも一方の端部のエッジ部に，部分焼き戻し領域が形成されている。そしてこの場合の製造過程では，部分焼き戻し工程にて，加熱手段として励磁コイルによる高周波加熱を用いるとともに，ギヤにおける軸方向の少なくとも一方のエッジ部を有する端部が励磁コイルの内部空間に入り込むとともに，ギヤの軸方向の他方の端部が励磁コイルから出ている状態で加熱を行うこととすればよい。
　ここで，使用する素材鋼の化学成分としてはさらに，
　　Ｂ　：０．００５質量％以下，
　　Ｔｉ：０．１０質量％，
が含まれることが好ましい。Ｂの添加により，焼き入れ性が向上するとともに，浸炭層の粒界強度が強化されるからである。また，Ｔｉを含有することで，Ｂによる焼き入れ性向上効果が消失するのを防止できる。
　このようなギヤとしてはさらに詳細にいえば，軸方向の一方の端部が他方の端部より大径である傘状形状のギヤが挙げられる。傘状形状のギヤの場合，歯部および歯元部における大径側の端部のエッジ部に，部分焼き戻し領域が形成されている。そしてこの場合の製造過程では，部分焼き戻し工程にて，傘状形状のギヤの大径側の端部が励磁コイルの内部空間に入り込むとともに，小径側の端部が励磁コイルから出ている状態で加熱を行うこととすればよい。なお，傘状形状のギヤとしては，ベベルギヤやハイポイドギヤが挙げられる。
　また，本態様のギヤにおいては，歯面における他のギヤとの噛み合い領域は，部分焼き戻し領域に含まれず，焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されていることが好ましい。さらに，複数個の本態様のギヤを噛み合わせてなる，差動装置におけるサイドギヤおよびピニオンギヤにおいては，各ギヤの歯面における噛み合い相手ギヤとの噛み合い領域は，部分焼き戻し領域に含まれず，焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されていることが好ましい。当該領域では高い硬度が要求されるからである。
　本発明によれば，差動ギヤを含めた車両の駆動伝達系用途などの高負荷用途向けとして十分に硬度および疲労強度を両立させたギヤおよびその製造方法が提供されている。
本形態に係る差動ギヤを示す斜視図である。 本形態に係る差動ギヤを示す平面図である。 図２の一部の部分拡大平面図である。 本形態に係る差動ギヤを別の方向から見た部分斜視図である。 差動ギヤのエッジ部の部分断面図である。 焼き戻しによる疲労強度の上昇を説明する模式図である。 焼き入れ硬さおよび焼き戻し硬さの，Ｃ濃度に対する関係を示すグラフである。 焼き戻しの効果を表面硬さと４点曲げ強度との関係により説明するグラフである。 図８の試験に供した試験片の形状および試験方法を示す正面図である。 部分焼き戻しを行うときの加熱方法を示す断面模式図である。 差動装置におけるサイドギヤおよびピニオンギヤへの適用例を説明する部分断面図である。 本形態の鋼の焼戻し軟化抵抗を説明するグラフである。 焼き戻しにおけるＣ濃度の影響を示すグラフである。 焼き戻しの硬度への影響を説明するグラフである。 焼き戻し温度の影響を説明するグラフである。 本形態の熱処理に適した熱処理設備の構成を示す説明図である。 真空浸炭処理および減圧徐冷処理のヒートパターンの例である。 焼き入れ工程のヒートパターンの例である。 部分焼き戻し工程のヒートパターンの例である。
　以下，本発明を具体化した実施の形態について，添付図面を参照しつつ詳細に説明する。本形態は，自動車の駆動伝達系の差動装置に用いられる差動ギヤとして，本発明を具体化したものである。まず，本形態に係る差動ギヤ１の形状を，図１の斜視図および図２の平面図に示す。差動ギヤ１は，円形の円板部１２の周縁に等間隔に離散的に歯部１１を設けたものである。歯部１１と歯部１１との間には歯元部１３が存在している。また，差動ギヤ１は，軸方向（図１中の上下方向）の上端面１４側と下端面１５側とで径が異なるベベルギヤである。図１のものでは，上端面１４側が小径で下端面１５側が大径となっている。図２は，差動ギヤ１を小径の上端面１４側から見た平面図である。なお，図１は９歯のものを，図２は１０歯のものを，それぞれ示している。差動ギヤ１は，差動装置におけるピニオンギヤとしての使用を想定したものであるが，サイドギヤとして使用するギヤも，サイズや歯数を除いて同様のベベルギヤである。
　差動ギヤ１のエッジ部１６を，図３および図４により説明する。図３は，図２中の一部分である領域Ａを拡大して示す図である。図４は，差動ギヤ１を図１とは別の方向から見た部分斜視図である。図４では差動ギヤ１を，大径の下端面１５側から見ている。図３および図４では差動ギヤ１における，歯部１１の下端面１５側の端部，もしくは歯元部１３の下端面１５側の端部の突出形状ないし峰状形状の部分に斜線を付して示している。この部分は，ギヤの加工時に表面の影響を大きく受ける部分である。本発明ではこの部分をエッジ部１６という。このエッジ部１６の斜線の領域は，差動ギヤ１における当該箇所を特に示すために図上に付したものである。実際の差動ギヤ１における当該箇所に何らかの付着物が付いていることを意味するわけではない。
　差動ギヤ１のエッジ部１６付近の部分断面図を図５に示す。図５から明らかなように，エッジ部１６付近は他の部分から鋭角状に突出した形状を呈している。このために加工時に表面の影響を大きく受けるのである。図５に示されるのは，歯元部１３におけるエッジ部１６付近の断面である。歯部１１におけるエッジ部１６も，歯元部１３ほどではないが，エッジ部１６以外の箇所と比べれば尖った形状となっている。なお，図５中における矢印Ｇは，後述する図１４での説明のためのものである。
　次に，差動ギヤ１の素材として使用できる鋼（以下，「本形態の鋼」という）について説明する。以下では，組成における質量％を単に％と記載する。本形態の鋼の成分範囲は，以下の通りである。
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および不可避不純物：残部。
　本形態の鋼ではさらに，上記の成分のうちＳｉ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒについて，
Ｓｉ％ ＋Ｎｉ％ ＋Ｃｕ％－ Ｃｒ％ ＞０．５
なる関係が満たされる。以下，各元素ごとに説明する。
Ｃ：０．１０～０．３０％，
　Ｃは鋼の強度を確保するために必要な元素である。そこで，本形態の鋼ではＣの添加量の下限を０．１％として内部の強度を確保している。しかし，Ｃの添加量が０．３０％を超えると，次の２点の不利がある。１つは，硬さが増加する一方で靱性が低下することである。もう１つは，素材鋼の切削性が悪化することである。このため，Ｃの添加量の上限を０．３０％とした。なお，このＣ濃度は後述する浸炭工程前におけるものである。浸炭工程後には，その影響を受ける表層部のＣ濃度はこれより高い値となる。
Ｓｉ：０．５０～３．００％，
　Ｓｉは製鋼過程での脱酸に関わる元素であるとともに，鋼に必要な強度，焼き入れ性を与え，焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。本形態の鋼では，焼き戻し軟化抵抗を得るために，Ｓｉを０．５０％以上含有させることとした。Ｓｉ含有率が３．００％を超えていると，鋼の強度が増加するため，鍛造性，特に冷間鍛造性，もしくは切削加工性が悪化する。そこでＳｉ含有量を０．５０％～３．００％の範囲内にする必要がある。
Ｍｎ：０．３０～３．００％，
　Ｍｎは焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。ただし，含有量が０．３０％未満ではその効果は不十分である。Ｍｎ含有率が３．００％を超えていると，むしろ硬さの上昇を招き素材の鍛造性，特に冷間鍛造性，もしくは切削加工性が悪化する。そこでＭｎ含有量を０．３０％～３．００％の範囲内にする必要がある。
Ｐ：０．０３０％以下，
　Ｐは鋼中で，粒界に偏析して靱性を低下させる作用を有する。このため極力低減する必要がある。０にすることは困難であるが，０．０３０％以下に制限する必要がある。
Ｓ：０．０３０％以下，
　Ｓは鋼中のＭｎと反応してＭｎＳを生成し靭性を低下させる作用を有する。このため，Ｓの含有量を０．０３０％以下にする必要がある。
Ｃｕ：０．０１～１．００％，
Ｎｉ：０．０１～３．００％，
　ＣｕおよびＮｉは，前述のＳｉとともに，鉄炭化物の生成を抑制する成分である。このため本形態の鋼では，それぞれ，０．０１％以上含有させることとした。ただしＣｕやＮｉの過度の含有は熱間加工性を低下させるので，Ｃｕを１．００％以下，Ｎｉを３．００％以下とする必要がある。
Ｃｒ：０．２０～１．００％，
　Ｃｒは，Ｓｉ，Ｃｕ，およびＮｉとは逆に，鉄炭化物の生成を促進する成分であり，鋼中に多量に存在させることが出来ない。このため，Ｃｒを１．００％以下に抑えなければならない。鉄炭化物の生成を抑制する成分が多めに存在する場合でも同様である。その一方でＣｒは，鋼の焼き入れ性や焼戻し軟化抵抗を向上させる元素であるため，０．２０％以上の含有量は必要である。
　上記のようにＳｉ，Ｃｕ，およびＮｉとＣｒとは，鉄炭化物の生成に関して逆向きの作用を有する。本形態の鋼としては，Ｓｉ，Ｃｕ，およびＮｉの生成抑制作用がＣｒの生成促進作用を凌駕していなければならない。このため，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｕの含有率の合計が，Ｃｒの含有量に対して０．５０以上の差で超過していなければならない。
Ｍｏ：０．１０％以下，
　Ｍｏは本形態の鋼として必須元素ではないが，含有する場合には０．１０％を上限とする。上記の上限の範囲内であれば，Ｍｏの含有による焼き入れ性および焼戻し軟化抵抗の向上が期待できる。ただし同様の効果はＳｉやＭｎ（特にＳｉ）の適量添加によって得られるので，Ｍｏの含有は必須ではない。
Ｎ：０．０５％以下，
　Ｎは，鋼中に過度に存在していると，鍛造性を著しく悪くする。ここで，Ｎの鍛造性への影響を低減するためＴｉ等によりＮを固定化することができ，この場合Ｎは鋼中のＴｉと反応して窒化物を生成する。ただし，大型のＴｉＮが生成した場合には強度低下を引き起こす。このため、Ｎの含有量を０．０５％以下にする必要がある。
　また本形態の鋼は，さらに以下の成分を含んでいてもよい。
Ｂ　：０．００５％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）。
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない），
　Ｂは，添加することによって焼き入れ性を与え，粒界強度を強化するのに有効な元素である。Ｂが粒界強度を強化するのは，鋼中でＢはＰよりも優先して粒界に偏析することによる。Ｐの粒界偏析が鋼の粒界強度を目立って下げることは周知の事実であるが，Ｂがこれを防止するのである。Ｂ自身の粒界偏析は，鋼の粒界強度に対してむしろよい方向に作用する。ただし過度の含有は，焼き入れ性の効果が飽和するだけでなく，加工性を害する。このため，０．００５％以下にする必要がある。
　特に，対象の鋼製品が成形過程でリン酸塩処理を経ている場合にＢ添加の意義が大きい。浸炭処理時に，リン酸塩皮膜に含まれるＰが鋼中にある程度侵入するからである。差動ギヤ１のような駆動系部品でも，成形過程でリン酸塩処理が行われることは多くあり，Ｂ添加により粒界強度を向上できる。
Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない），
　Ｔｉは鋼中のＮと反応して窒化物（ＴｉＮ）を生成する元素である。このため，ＢがＮと反応してＢＮとなることを防止することで，Ｂの焼き入れ性向上の効果が消失するのを防止する効果がある。また，Ｎと反応して鉄の結晶格子中のＮの固溶量を低減することで，鋼の変形抵抗を下げる効果もある。ただし，大型のＴｉＮが生成した場合には鋼の強度低下を引き起こす。このため，Ｔｉの含有量を０．１０％以下にする必要がある。
　以下の説明では，特記しない限り，差動ギヤ１もしくはその試験片の素材鋼として，以下の成分組成のものを用いている。
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および不可避不純物：残部。
　次に，差動ギヤ１に施す熱処理を説明する。本形態の差動ギヤ１は，上記の成分の鋼を出発材として冷間鍛造による粗成形を行い，その後に切削加工を施すことにより差動ギヤ１を形成したものである。これにより外形的には差動ギヤ１の形状が出来上がる。しかし本形態の差動ギヤ１は，これに対してさらに，次の工程の処理を施したものである。
１．浸炭工程
　浸炭雰囲気中にて差動ギヤ１を加熱することにより，差動ギヤ１の表層部に浸炭層を形成する処理を行い，表層部の硬度を上げる工程である。
２．冷却工程
　浸炭工程後の差動ギヤ１を冷却する工程である。この冷却は，少なくとも，浸炭後の温度降下による組織変態が完了するまで行う必要がある。
３．焼き入れ工程
　冷却工程後の差動ギヤ１を，高密度エネルギーによってオーステナイト領域まで加熱し，加熱した後に急冷して硬化する工程である。
４．焼き戻し工程
　「１．」の浸炭工程で炭素が多く侵入した部位に局所的に焼き戻しを施す工程である。
　「１．」の浸炭工程についてさらに説明する。浸炭工程では一般的に，炭化水素系のガスを炉内に導入して，その雰囲気内に対象鋼材（ここでは差動ギヤ１）を置いてオーステナイト化温度以上の温度に加熱することで，対象鋼材の表層にＣを侵入させて浸炭層を形成する。この浸炭処理では，まず浸炭期に，浸炭ガスの分子が鋼の表面に接触して分解し，活性なＣが発生する。この活性なＣが鋼の表面に供給されることで炭化物が形成される。これにより鋼の表面にＣが蓄えられる。続く拡散期には炭化物が分解し，蓄えられていたＣがＦｅのマトリックスに溶解する。これによって，Ｃが内部に向って拡散していき浸炭層が形成される。Ｃの進入ルートは，炭化物経由のルートに限らず，活性な炭素がマトリックスへ直接に溶解する，というルートも存在する。
　また，本形態での浸炭工程は，温度を９００～１１００℃の範囲内とするとともに，雰囲気圧力を大気圧より低くする真空浸炭処理により行う。これにより，拡散期後の鋼材の表面のＣ濃度が０．８％以下の，浸炭後としては比較的低い濃度となるようにする。このようにすれば，浸炭層のＣ濃度を共析鋼の炭素量以下とすることとなる。このため，後の焼き入れ時の加熱により再びオーステナイト変態させその後に急冷することで，鉄炭化物（セメンタイト）を析出させず，マルテンサイト組織とすることができる。なお，「マルテンサイト組織」と言っているが，２０％以下の残留オーステナイトが存在してもよい。ここで，浸炭工程により表面のＣ濃度を０．８％を超えるほど高くすると，焼き入れ後に，鉄炭化物（セメンタイト）が粒界に偏析した状態となる。このように鉄炭化物が偏析した粒界は破損の起点となり，サイクル強度を低下させる。本形態の差動ギヤ１では，浸炭工程後のＣ濃度を低めに抑えることで，このような現象を防止している。なお，上述の浸炭工程では，浸炭温度を約１０００℃付近とするとより好ましい。
　また，上記真空浸炭工程における雰囲気圧力は，１ｈＰａ～２０ｈＰａの範囲内とすることが好ましい。真空浸炭工程における雰囲気圧力を１ｈＰａ未満にまで下げることとすると，真空度の実現および維持のために高価な設備が必要となる。一方，２０ｈＰａを超える高圧である場合には浸炭中に煤が発生する。これにより，浸炭ムラが生じるという問題が生じる可能性がある。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。
　また本形態の差動ギヤ１では，その形状に起因して，浸炭処理時に侵入した炭素量が場所により異なっている。すなわち，図３～図５で説明したエッジ部１６の部分では，他の部分と比較して，炭素量が多くなっている。エッジ部１６付近では尖った形状であるがゆえに，表面から侵入した炭素が内部へ拡散できる体積が小さく，結果として浸炭後に多くのＣが存在してしまうからである。これは，浸炭を真空浸炭により行っていることにもよる。雰囲気圧力を大気圧として行うガス浸炭であれば，鋼材の表面では浸炭反応ばかりでなく脱炭反応も起こる平衡状態となる。このため，エッジ部１６といえども他の箇所よりもＣ濃度が高くなるわけではない。しかしながら真空浸炭では，浸炭反応ばかりで脱炭反応のない非平衡状態で反応が進行していく。このためエッジ部１６でＣの濃化が生じるのである。
　次に，「２．」の冷却工程について説明する。冷却工程は，徐冷条件で行う。より具体的には少なくとも，差動ギヤ１の鋼材が冷却中にマルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度で，冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する。これにより，マルテンサイト変態に伴うひずみの発生を抑制することができる。したがって，形状精度に優れた状態で浸炭処理を終えることができる。
　このような冷却工程の効果により，浸炭後の冷却の際の歪みを抑制できる。これにより，高い寸法精度を維持したまま次の工程，すなわち焼き入れ工程へ進むことができる。この効果は，冷却工程を徐冷で行うことにより高く得られる。そして，次の焼き入れ工程を高密度エネルギー加熱で行うことによるメリットと合わせて，焼き入れ後の差動ギヤ１を，歪みの少ない高形状精度のものとすることができる。
　また，冷却工程も，浸炭工程とともに減圧下で行うことが望ましい。その場合には，両工程間での圧力差が小さい。このため実際の設備において，浸炭室と徐冷室とを直接繋ぎ，両工程を連続して行うことができる。つまり両室の間に圧力調整のための予備室等を設ける必要がない。すなわち，真空浸炭処理を終えた製品を大気圧状態に晒すことなく減圧徐冷処理に供することができる。このことも歪みの低減に貢献する。また，その場合の冷却工程での雰囲気圧力は，１００ｈＰａ～６５０ｈＰａの範囲内が好ましい。なお，当該冷却工程は，減圧下でなくても実施可能である。
　続いて，「３．」の焼き入れ工程について説明する。焼き入れ工程で重要なことは，差動ギヤ１をオーステナイト化温度以上まで加熱した状態から，急冷により少なくとも浸炭層の部分をマルテンサイト変態させることである。このため，「２．」の冷却工程で一旦冷却した差動ギヤ１を，再び高温まで昇温させる。この加熱には例えば高周波加熱などの高エネルギー加熱が適している。
　また，焼き入れ工程での急冷は，水冷により行うことが好ましい。すなわち，水冷による急速な冷却によってマルテンサイト変態させることができ，高い焼き入れ効果が得られる。すなわち，焼き入れ部分のさらなる高強度化が達成される。また，高周波加熱による加熱に当たっては差動ギヤ１を１個流しで処理するとともに，加熱後の水冷時には差動ギヤ１を回転させながら周囲から冷却水を差動ギヤ１に向かって噴射して冷却することが好ましい。このようにすれば，差動ギヤ１の各部分を均一に急冷することができる。このため，急冷時における歪みの発生が抑制される。また前述のように，差動ギヤ１の焼き入れ部分に，鉄炭化物の析出のない，マルテンサイト組織が得られる。
　また，本形態では差動ギヤ１を対象物としている。差動ギヤ１のように突出した歯部１１を有するものが対象物である場合には，焼き入れ工程での加熱を，歯部１１の表面および内部の全体がオーステナイト化する条件で行うことが好ましい。差動ギヤ１においては，歯部１１の表面硬度が高いことと，内部の靱性が高いこととの両立が求められるからである。このために焼き入れ工程での加熱の方法としては，高密度エネルギー加熱が適するのである。
　次に，「４．」の焼き戻し工程について説明する。この焼き戻し工程では，差動ギヤ１の全体を焼き戻すのではなく，特定の部位を局所的に焼き戻すことを目的とする。焼き戻す特定の部位とは，図３～図５で説明したエッジ部１６である。その理由は，焼き入れ工程後の差動ギヤ１では，表面硬度は高いものの，エッジ部１６の疲労強度が弱いため，これを解消するためである。
　このエッジ部１６は，前述のように，浸炭工程で侵入したＣの量が他の部分と比較して多い箇所である。このため，焼き入れ後のマルテンサイト組織に固溶されたＣ濃度も他の部分と比較して高くなっている。これにより，旧オーステナイト結晶粒の内部のマルテンサイト組織の硬度が通常より高い。しかしこのことが逆に疲労強度を下げるのである。なぜなら，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織が硬すぎるため，応力が掛かったときの負荷が粒界ばかりに集中してしまうからである。このため図６に示すように，粒界４のところに亀裂３が生じて結晶粒２間に隙間ができてしまう。これによりエッジ部１６で，耐久時に破損が生じることとなる。
　そこで本形態の差動ギヤ１では，エッジ部１６付近の部分（エッジ部１６を含む，差動ギヤ１の少なくとも一部分）を局所的に焼き戻すことによりこれを解消する。すなわち差動ギヤ１のうちエッジ部１６付近を，オーステナイト化するには至らない１８０℃～５００℃の範囲内の温度まで昇温させ，そして冷却する。冷却の方法は水冷でも空冷でもよいが，冷却速度は速い方が良いため特に水冷がよい。これにより，エッジ部１６付近の領域内では，鋼中の炭素濃度は低下しないが，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶されたＣ濃度が焼き戻し前より下がる。したがって，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織の硬度も焼き戻し前より低下する。このため，応力が掛かったときの負荷が，粒界と粒内とに均等に掛かるようになる。こうして，図６に示した亀裂３の発生が防止される。つまり耐久時の強度が向上する。
　この，焼き戻しによる硬度の低下について，図７のグラフにより説明する。このグラフでは，差動ギヤ１の鋼材における焼き戻し前後での表面硬さ（ＨＶ）を，表層Ｃ濃度ごとに示している。グラフ中に「焼入れ」と表示されているのが焼き戻し前の硬さであり，「１８０℃焼戻し」と表示されているのが焼き戻し後の硬さである。このグラフで焼き戻し前後の硬さを同一のＣ濃度同士で比較すると，焼き戻し前より焼き戻し後の方が低い硬さとなっている。例えばグラフ中の０．６％のところを見ると，焼き戻し前にはＨＶ７７０程度となっているものが焼き戻し後ではＨＶ７００程度に低下している。これが，焼き戻しによる硬度の低下の効果の現れである。エッジ部１６付近の局所的に焼き戻しされた部分では，こうして，焼き戻しにより硬度がやや低下しているのである。
　この焼き戻しによる硬度の低下は，次のようにして起こると考えられる。すなわち，焼き戻しにより，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶されているＣの一部が，Ｆｅとともに炭化物を形成する。その分，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶しているＣ濃度が下がるので，硬度も低下するのである。つまり，同一のＣ濃度で焼き戻し前のマルテンサイト組織の硬度よりも低い硬度となっているのである。なお，差動ギヤ１の表層であっても，部分焼き戻しされた箇所以外の箇所では，焼き戻し前の硬度が維持されている。旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶されているＣ濃度は変化しないためである。
　よって，エッジ部１６付近の当該局所的に焼き戻しされた部分では，旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶されているＣの濃度が下がった分，Ｆｅの炭化物が生成している。このためこの部分では，他の箇所と比較してＦｅの炭化物の存在比率が高くなっている。このことは，当該箇所と他の箇所とで表面におけるＦｅの炭化物が占める面積率を比較することで確認できる。また，ここでのＦｅの炭化物は主にε炭化物（Ｆｅ２・３Ｃ ）とセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ ）とであり，焼き戻し時の昇温温度によりその生成比率は異なる。焼き戻し時の昇温温度が１８０℃～２５０℃の範囲ではε炭化物が多く，２５０℃～５００℃の範囲ではセメンタイトが多く生成する。
　ここで，焼き戻しの効果を図８のグラフにより説明する。このグラフは，本形態の鋼における表面硬さ（ＨＶ）と１万回強度（ＭＰａ）との関係を示すグラフである。ここで表面硬さとはビッカース硬さであり，１万回強度とは，１万回の反復印加に耐えられる最大の応力のことである。この反復試験は，図９に示すように，ノッチ２１のついた丸棒状の試験片２０により行った。また，反復試験前の試験片２０におけるノッチ２１の底部にてビッカース硬さ測定を行った。また，浸炭および焼き戻しにより表面硬さを変更した。
　図８から，表面硬さと１万回強度とは右下がり，つまり背反的な関係があることが分かる。図８中のＤグループのプロット点は，マルテンサイト組織に固溶されているＣ濃度が比較的低い試験片２０の結果であり，表面硬さではやや劣っているが１万回強度では非常に優れている。これが，差動ギヤ１でいえばエッジ部１６以外の部分，および，焼き戻し後のエッジ部１６に相当する。一方，Ｅグループのプロット点は，マルテンサイト組織に固溶されているＣ濃度が比較的高い試験片２０の結果であり，表面硬さは非常に高いが１万回強度がやや劣っている。これが，差動ギヤ１でいえば焼き戻し前のエッジ部１６に相当する。以上より，焼き戻しを行うことにより，焼き戻し前に比べて表面硬さは若干低下するものの，１万回強度（すなわち疲労強度）を向上させる効果があることが分かる。
　このための局所的な加熱は，次のようにして行う。図１０に，この加熱を高周波加熱により行う場合の加熱器と差動ギヤ１との配置関係を模式的に示す。図１０中には，高周波加熱装置の構成要素として，円環状の励磁コイル２２と，棒状のサンプルホルダ２３とが現れている。高周波加熱装置は，図１～図５に示した差動ギヤ１をサンプルホルダ２３で上下から挟み付けて支持し，軸方向，すなわち図１０中上下方向に移動させることで，差動ギヤ１を励磁コイル２２の内側の空間内に配置する。その状態で励磁コイル２２に高周波を印加して，差動ギヤ１を高周波による電流誘導作用により加熱する。
　ここで本形態の局所的な加熱では，図１０に示すように，差動ギヤ１のうち大径の下端面１５の方を励磁コイル２２に対面させている。そして，差動ギヤ１の全体が励磁コイル２２の内側の空間内に入り込むのではなく，下端面１５付近のみが励磁コイル２２内に入り込み，小径の上端面１４側の部分は励磁コイル２２から出ている配置関係とする。この状態で励磁を行うことにより，下端面１５の側にあるエッジ部１６とその近辺が局所的に加熱され，上端面１４側の部分はそれほど加熱されないのである。その後に冷却することにより，部分的な焼き戻しが行われる。
　なお，焼き戻しを部分的に行うとはいっても，エッジ部１６以外の部分は全く焼き戻しの影響を受けないというわけにはいかない。しかしながら本形態の鋼では，前述のように０．５０％以上のＳｉ含有量を確保している。このため焼戻し軟化抵抗が高い。したがって，エッジ部１６以外のＣ濃度が低い領域でも，焼き戻し後における硬度は十分である。
　例えば，差動装置におけるサイドギヤおよびピニオンギヤとして，いずれも上記の「差動ギヤ１」に相当するギヤを用いた場合について，図１１により説明する。図１１は，差動装置における，サイドギヤ１００とピニオンギヤ２００との噛み合い箇所を示す部分断面図である。図１１のサイドギヤ１００およびピニオンギヤ２００はいずれも，上記の「差動ギヤ１」に相当するギヤである。
　図１１のサイドギヤ１００は，図中左右方向が軸方向となるように配置されている。そして図中左側が，大径面１１５である。ピニオンギヤ２００は，図中上下方向が軸方向となるように配置されている。そして図中上側が，大径面２１５である。サイドギヤ１００の歯部１１１とピニオンギヤ２００の歯部２１１とが図中で重なっている領域が，両ギヤの歯面の噛み合い領域１１７，２１７である。
　図１１では，サイドギヤ１００およびピニオンギヤ２００のそれぞれのエッジ部１１６，２１６を，破線で囲んで示している。これらの部分はいずれも，前述のように焼き戻しにより優れた１万回強度を有している。一方，噛み合い領域１１７，２１７はいずれも，部分焼き戻し領域以外の部分に属していることが分かる。よって噛み合い領域１１７，２１７はいずれも，前述のように十分に高い硬度を有している。
　このことを図１２のグラフにより説明する。図１２のグラフは，低Ｓｉ材（Ｓｉ濃度：０．１８％）と本形態の鋼（Ｓｉ濃度：０．７５％）とにおける，表層Ｃ濃度と焼き戻し後のビッカース硬さとの関係を示すグラフである。このグラフ中に示した低Ｓｉ材では，表層Ｃ濃度が０．５％から１．１％までの範囲内にある。これは，ガス浸炭により実現したものである。この低Ｓｉ材では，表層Ｃ濃度が０．８％の場合に最も高い焼き戻し後硬さを示している。
　一方，このグラフ中における本形態の鋼は，差動ギヤ１におけるエッジ部１６以外の部分を想定して，前述のように低めの浸炭後Ｃ濃度としたものである。このグラフ中における本形態の鋼では，表層Ｃ濃度が０．６％と低いにもかかわらず，低Ｓｉ材における最高の硬さである，表層Ｃ濃度が０．８％の場合と同等の硬さを実現している。これがＳｉ添加による焼戻し軟化抵抗の効果である。
　次に図１３のグラフは，疲労強度に対するＣ濃度の影響を説明するためのグラフである。このグラフは，一定の応力を反復して印加したときに，破壊に至るまでのサイクル数を示している。このグラフ中の「過Ｃ％」は，ガス浸炭により表層Ｃ濃度を０．８％以上にまで高めた試験片によるもので，比較例である。「高Ｃ％」は，浸炭後の表層Ｃ濃度を０．６～０．８％とした試験片によるもので，差動ギヤ１におけるエッジ部１６に相当する。「低Ｃ％」は，浸炭後の表層Ｃ濃度を０．３～０．６％とした試験片によるもので，差動ギヤ１におけるエッジ部１６以外の部分に相当する。
　図１３では，「過Ｃ％」，「高Ｃ％」，「低Ｃ％」のいずれでも，印加する応力（縦軸）を上げるほど，サイクル数（横軸）が少なくなっている。ここで，矢印Ｆのところ（サイクル数：３０００回）で比較すると，「高Ｃ％」のものでは「過Ｃ％」と比較して１５％ほど高い応力値となっている。「低Ｃ％」のものでは「過Ｃ％」と比較して４０％ほど高い応力値となっている。これが，低Ｃ濃度化による疲労強度改善の効果である。この試験は，図９に示した丸棒状の試験片２０の４点曲げにより行った。
　続いて図１４により，焼き戻しの硬度への影響を説明する。図１４は，差動ギヤ１における図５に示した断面図の矢印Ｇ上での，ビッカース硬さと表面Ｈからの深さとの関係を示している。焼き戻し前の状態では，表層の深さ１ｍｍ以内の領域では，深さ１ｍｍ以上の芯部と比較して目立って高いビッカース硬度を示している。これは，前述のエッジ部１６における浸炭時のＣ濃化によるものと考えられる。焼き戻し後においては，焼き戻し前と比較して硬さがやや減少している。しかしそれでも，芯部における焼き戻し前の硬さを下回っていることはない。これより，焼き戻し後においても十分な硬さが維持されていることが分かる。なお，図１４の試験における焼き戻しは，高周波加熱装置を用い，４．５ｋＨｚ，１１０Ｖ，４秒間，の条件で加熱を行った場合のものである。この条件でのエッジ部１６の表面の到達温度は，約１９０℃であった。
　次に図１５により，焼き戻し温度の影響を説明する。図１５は，図９に示した丸棒状の試験片２０の４点曲げにおける，表層Ｃ濃度（％）と６４００回強度（ＭＰａ）との関係を，焼き戻し温度ごとに示すグラフである。ここでの表層Ｃ濃度（％）は，試験片２０におけるノッチ２１の底部における浸炭後のＣ濃度である。６４００回強度とは，６４００回の反復印加に耐えられる最大の応力のことである。
　図１５では，焼き戻しなし，１８０℃焼き戻し，４００℃焼き戻し，の３水準について，種々のＣ濃度での結果を示している。いずれのＣ濃度でも，１８０℃焼き戻し，４００℃焼き戻しとも，焼き戻しなしと比較して優れた６４００回強度を示している。これらにおけるＣ濃度０．５６％の場合の値を，図１５中に「従来品」として示すものと比較すると，１８０℃焼き戻しの場合で約２０％，４００℃焼き戻しの場合で約２３％の上昇となっている。さらに図１５には，５００℃焼き戻し，Ｃ濃度０．５６％の場合の例をもプロットしている。これは，「従来品」に比して約２８％の上昇を得ている。上記より，疲労強度を向上させるという点に関しては，焼き戻し温度は，１８０℃～５００℃の範囲内の中でも高い方が好ましいことが分かる。
　しかし，エッジ部の疲労強度向上の目的で作動ギヤ１に焼き戻しを行う場合，より高温（例えば、３００℃～５００℃）での焼き戻しを行うと，焼き戻しの熱が差動ギヤ１の歯面まで及んでしまい，歯面の硬度低下を招くため好ましくない。また，焼き戻しの温度が２００℃～３００℃の範囲にある場合，いわゆる焼き戻し脆性領域といわれ，鋼が焼き戻し以前よりもさらに脆くなってしまうため、好ましくない。以上の理由から，差動ギヤ１においては焼き戻し温度は１８０℃～２００℃未満が好ましい。
　ここで，上記の浸炭工程から焼き戻し工程までを実施するのに適した熱処理設備について簡単に説明する。図１６に示すように，本形態に適した熱処理設備５は，前洗槽５１と，真空浸炭徐冷装置５２と，高周波焼き入れ機５３と，高周波焼き戻し機５４と，磁気探傷装置５５とを有している。前洗槽５１は，熱処理開始前に差動ギヤ１を洗浄する部分である。真空浸炭徐冷装置５２は，加熱室５２１と，真空浸炭室５２２と，減圧徐冷室５２３とを備えている。加熱室５２１で差動ギヤ１を昇温させ，引き続き真空浸炭室５２２での真空浸炭（前記「１．」）と，減圧徐冷室５２３での減圧徐冷（前記「２．」）とが行われるようになっている。真空浸炭室５２２と減圧徐冷室５２３との間に予備室はない。高周波焼き入れ機５３は，減圧徐冷後の差動ギヤ１に対し，高周波加熱とその後の水冷（前記「３．」）とを行う部分である。高周波焼き戻し機５４は，焼き入れ後の差動ギヤ１に対し，高周波加熱とその後の水冷とによる部分焼き戻し（前記「４．」）を行う部分である。磁気探傷装置５４は，焼き戻し後の差動ギヤ１の欠陥検査を行う部分である。
　続いて，図１６の熱処理設備５にて行う各工程について説明する。まず，真空浸炭徐冷装置５２の真空浸炭室５２２での真空浸炭工程（前記「１．」）について説明する。本形態での浸炭処理は前述のように，大気圧より低い圧力に減圧した浸炭ガス中で行う真空浸炭処理である。この真空浸炭処理，およびその後の減圧徐冷処理におけるヒートパターンを図１７に示す。図１７では，横軸に時間を，縦軸に温度を取っている。
　図１７中，「ａ」で示されるのは，加熱室５２１での加熱期間である。「ｂ１」および「ｂ２」で示されるのが，真空浸炭室５２２での保持期間である。保持期間の前期「ｂ１」は，浸炭処理における浸炭期であり，それに続く後期「ｂ２」は，浸炭処理における拡散期である。前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０では，浸炭温度，すなわち保持期間「ｂ１」および「ｂ２」における保持温度を，素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度である９５０℃とした。つまり，加熱期間「ａ」で差動ギヤ１をこの保持温度まで昇温させた。また，保持期間「ｂ１」および「ｂ２」では，差動ギヤ１の温度を一定の温度，すなわち前述の保持温度に維持した。
　前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０では，真空浸炭処理における浸炭ガスの圧力を，１～３．５ｈＰａの範囲内とした。また，浸炭期「ｂ１」における浸炭ガスとして，アセチレンを用いた。また，浸炭条件については，あらかじめ行った条件出し実験を通じて次のように定めた。すなわち，エッジ部１６の表層のＣ濃度が０．６±０．０５％の範囲内，エッジ部１６から離れた箇所（歯面等）の表層のＣ濃度が０．５±０．０５％の範囲内となる条件を採用した。
　続いて，真空浸炭処理に引き続いて行われる，減圧徐冷室５２３での減圧徐冷工程（前記「２．」）について説明する。本形態での徐冷処理は前述のように，大気圧より低い圧力に減圧した雰囲気中で行う減圧徐冷処理である。図１７では，「ｃ」で示される期間が徐冷期間である。前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０では，減圧徐冷処理における雰囲気圧力を，６００ｈＰａとした。雰囲気のガス種は，Ｎ２ ガスとした。減圧徐冷処理における冷却速度は，０．１～３．０℃／秒の範囲内の速度とした。この冷却速度で，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変態点より低い温度である１５０℃となるまで冷却した。なお，図１７に示したヒートパターンは１つの例であり，適宜予備試験を行うことにより，使用する素材鋼の種類に対して最適な条件に変更可能である。
　続いて，高周波焼き入れ機５３での焼き入れ工程（前記「３．」）について説明する。前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０の焼き入れ工程では，高密度エネルギー加熱の手段として高周波加熱を用いた。また，急冷手段として水冷を用いた。また，焼き入れ工程のヒートパターンを，図１８に示すものとした。図１８でも図１７と同様に，横軸に時間を，縦軸に温度を取っている。図１８中，「ｄ１」で示されるのが昇温期間であり，「ｄ２」で示されるのが急冷期間である。昇温期間「ｄ１」では高周波加熱により，差動ギヤ１の外周側の歯部１１を，オーステナイト化温度以上の温度に加熱する。その後の急冷期間「ｄ２」では水の噴射により，差動ギヤ１を，その浸炭層における冷却速度が臨界冷却速度以上となるように急冷する。臨界冷却速度とは前述のように，オーステナイト化している素材鋼，特にその浸炭層の部分がマルテンサイト変態するために必要な冷却速度である。
　前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０では，昇温期間「ｄ１」での高周波加熱を，通常の高周波加熱において行われる条件よりもエネルギー投入量を小さめにし，その分加熱時間を比較的長目の１５～２５秒として行った。これにより，歯部１１の表面付近のみならずその内部も含めた全体が９００℃～１０００℃の範囲内の温度となるようにした。また，歯元部１３の表面における到達温度は，９２０℃～９４０℃の範囲内であった。
　この高周波加熱は，差動ギヤ１を１個単位で流しつつ（運搬しつつ），１個ずつ個別に行った。急冷期間「ｄ２」での水冷は，１３秒程度とし，その間の冷却速度は５０～６５℃／秒とした。この水冷の際には，差動ギヤ１を回転させ，周囲から冷却水を差動ギヤ１に向かって吹き付けることにより，１個ずつ冷却した。こうして，歪みの発生を最も抑制できる方法で焼き入れ工程を行った。図１８のヒートパターンもまた，１つの例であり，適宜予備試験を行うことにより，使用する素材鋼の種類に対して最適な条件に変更可能である。例えば，昇温後の冷却を２段階に分けて行うこともできる。
　次に，高周波焼き戻し機５４での部分焼き戻し工程（前記「４．」）について説明する。前記各試験に供した差動ギヤ１および試験片２０の部分焼き戻し工程では，高密度エネルギー加熱の手段として高周波加熱を用い，図１０に示した部分的な加熱を行った。エッジ部１６におけるヒートパターンを，図１９に示すものとした。図１９でも図１７，図１８と同様に，横軸に時間を，縦軸に温度を取っている。図１９中，「ｅ１」で示されるのが昇温期間であり，「ｅ２」で示されるのが冷却期間である。
　昇温期間「ｅ１」でのエネルギー投入量を１１ｋＷ程度とし，加熱時間を５ｓｅｃ程度とした。これにより加熱温度は，エッジ部１６にて１８０℃～５００℃の範囲内とした。なお，エッジ部１６と反対側の上端面１４（小径側）の表層は加熱されないため，常温の２０℃～２５℃の範囲内のままである。冷却期間「ｅ２」での冷却は，水冷により行った。このときの冷却速度は，８０～９０℃／秒の範囲内の速度とした。この冷却速度で，昇温期間「ｅ１」の終了時の温度から，およそ２５℃まで冷却した。
　以上詳細に説明したように本実施の形態の差動ギヤ１では，焼き入れ後にマルテンサイト組織を得るため，真空浸炭により，浸炭後のＣ濃度を低めに抑えることとした。その際エッジ部１６にはＣが過剰に侵入してしまうので，焼き入れ終了後に部分焼き戻し工程を行うこととした。これにより，エッジ部１６の旧オーステナイト結晶粒内のマルテンサイト組織に固溶されるＣ含有量を下げつつ，エッジ部１６以外の部位にはその影響があまり及ばないようにした。焼き入れ性と焼戻し軟化抵抗は，Ｓｉ等の添加により確保した。こうして，粒界強度と粒内強度とのバランスが取られ，高負荷用途の駆動系部品として十分に硬度および疲労強度を両立させた差動ギヤ１およびその製造方法が実現されている。
　なお，本実施の形態は単なる例示にすぎず，本発明を何ら限定するものではない。したがって本発明は当然に，その要旨を逸脱しない範囲内で種々の改良，変形が可能である。
１　　差動ギヤ
１１　歯部
１２　円板部
１３　歯元部
１４　上端面（小径側の端部）
１５　下端面（大径側の端部）
１６　エッジ部

Claims (8)

  1. 素材鋼により成形され，円板部と，前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し，前記歯部と歯部の間に歯元部が形成されている形状であり，成形後に真空浸炭処理とその後の高密度エネルギー加熱による焼き入れ処理とを経ているギヤにおいて，
    　前記素材鋼の化学成分が，
    　　Ｃ　：０．１０～０．３０質量％，
    　　Ｓｉ：０．５０～３．００質量％，
    　　Ｍｎ：０．３０～３．００質量％，
    　　Ｐ　：０．０３０質量％以下，
    　　Ｓ　：０．０３０質量％以下，
    　　Ｃｕ：０．０１～１．００質量％，
    　　Ｎｉ：０．０１～３．００質量％，
    　　Ｃｒ：０．２０～１．００質量％，
    　　Ｍｏ：０．１０質量％以下，
    　　Ｎ　：０．０５質量％以下，
    　　Ｆｅおよび不可避不純物：残部，であるとともに，
    　　Ｓｉ質量％＋Ｎｉ質量％＋Ｃｕ質量％－Ｃｒ質量％ ＞０．５
    を満たし，
    　前記歯部および前記歯元部における軸方向の一方の端部のエッジ部を含む少なくとも一部の表層に部分焼き戻し領域が形成されており，
    　前記部分焼き戻し領域が，前記焼き入れ処理により当該一部の表層に生成されたマルテンサイト組織の硬度よりも低い硬度を有し，
    　前記歯部および前記歯元部における前記部分焼き戻し領域以外の部分の表層が，前記焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されていることを特徴とするギヤ。
  2. 請求項１に記載のギヤにおいて，
    　素材鋼の化学成分としてさらに，
    　　Ｂ　：０．００５質量％以下，
    　　Ｔｉ：０．１０質量％以下，
    を含むことを特徴とするギヤ。
  3. 請求項１または請求項２に記載のギヤにおいて，
    　歯面における他のギヤとの噛み合い領域は，
    　　前記部分焼き戻し領域に含まれず，
    　　前記焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されていることを特徴とするギヤ。
  4. 請求項１または請求項２に記載のギヤにおいて，
    　軸方向の一方の端部が他方の端部より大径である傘状形状のギヤであり，
    　前記歯部および前記歯元部における大径側の端部のエッジ部を含む少なくとも一部の表層に，前記部分焼き戻し領域が形成されていることを特徴とするギヤ。
  5. 複数個の請求項４に記載のギヤを噛み合わせてなる，差動装置におけるサイドギヤおよびピニオンギヤにおいて，
    　各ギヤの歯面における噛み合い相手ギヤとの噛み合い領域は，
    　　前記部分焼き戻し領域に含まれず，
    　　前記焼き入れ処理により生成されたマルテンサイト組織で構成されていることを特徴とするサイドギヤおよびピニオンギヤ。
  6. 素材鋼により成形され，円板部と，前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し，前記歯部と歯部の間に歯元部が形成されている形状のギヤの製造方法において，
    　前記素材鋼として，化学成分が
    　　Ｃ　：０．１０～０．３０質量％，
    　　Ｓｉ：０．５０～３．００質量％，
    　　Ｍｎ：０．３０～３．００質量％，
    　　Ｐ　：０．０３０質量％以下，
    　　Ｓ　：０．０３０質量％以下，
    　　Ｃｕ：０．０１～１．００質量％，
    　　Ｎｉ：０．０１～３．００質量％，
    　　Ｃｒ：０．２０～１．００質量％，
    　　Ｍｏ：０．１０質量％以下，
    　　Ｎ　：０．０５質量％以下，
    　　Ｆｅおよび不可避不純物：残部，であるとともに，
    　　Ｓｉ質量％＋Ｎｉ質量％＋Ｃｕ質量％－Ｃｒ質量％ ＞０．５
    を満たすものを用い，
    　前記素材鋼より成形されたギヤを，大気圧より低い圧力の浸炭雰囲気中で，前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する真空浸炭工程と，
    　前記真空浸炭工程後の前記ギヤを，前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で，冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と，
    　前記冷却工程後の前記ギヤを高密度エネルギー加熱により加熱することで，前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ，その状態から，前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより，少なくとも前記浸炭層の部分にマルテンサイト組織を形成する焼き入れ工程と，
    　前記焼き入れ工程後の前記ギヤの前記歯部および前記歯元部における軸方向の端部のエッジ部を含む少なくとも一部を，高密度エネルギー加熱により加熱することで，１８０℃以上であり前記素材鋼のオーステナイト化温度に至らない温度まで昇温させ，その状態から冷却することにより，前記エッジ部を含む少なくとも一部における前記浸炭層の部分で，マルテンサイト組織に固溶される炭素の濃度を低下させる部分焼き戻し工程とを行うことを特徴とするギヤの製造方法。
  7. 請求項６に記載のギヤの製造方法において，
    　素材鋼として，さらに，
    　　Ｂ　：０．００５質量％以下，
    　　Ｔｉ：０．１０質量％以下，
    を含む化学成分のものを用いることを特徴とするギヤの製造方法。
  8. 請求項６または請求項７に記載のギヤの製造方法において，
    　製造されるギヤが，軸方向の一方の端部が他方の端部より大径であるともに，大径側の端部に前記エッジ部が存在する傘状形状のギヤであり，
    　前記部分焼き戻し工程では，前記傘状形状のギヤの大径側の端部が前記励磁コイルの内部空間に入り込むとともに，小径側の端部が前記励磁コイルから出ている状態で加熱を行うことを特徴とするギヤの製造方法。
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