齒輪構件及其製造方法

2023-10-07 19:52:24 4

專利名稱：齒輪構件及其製造方法
技術領域：
本發明涉及利用高頻(感應加熱)淬火法沿著齒形形成淬火硬化層的齒輪構件及其製造方法，更具體來說，涉及按照使齒面節圓位置上的淬火硬化層深度不淬透的方式，在節圓位置殘留壓縮殘留應力，在抗剝蝕性方面優良的高頻淬火齒輪構件及其製造方法。
背景技術：
一直以來，在建設、土木用機械的減速機等中，從重視高耐接觸應力性(200kgf/mm2以上)的觀點出發，一般使用對SCr、SCM、SNCM類低碳鋼實施了滲碳淬火處理或滲碳滲氮淬火處理的齒輪。但是，由於此種齒輪價格較高，因此在局部，在比較低的接觸應力(150kgf/mm2以下)條件下使用的情況下，使用採用了如表1所示的碳濃度為0.35～0.5重量％的高頻淬火用碳素鋼(參照非專利文獻1)的高頻淬火齒輪。另外，在齒輪構件的高頻淬火方法中，也如圖13所示(參照非專利文獻1的P258)，實施全齒一次淬火、單齒逐一淬火、單齒移動淬火、單面移動淬火、齒槽移動淬火等各種方法。
而且，作為與本發明相關聯的現有專利文獻，有專利文獻1及專利文獻2中所公布的材料。另外，在非專利文獻2中，表示了用於形成沿著齒輪的齒形的淬火硬化層的全齒一次高頻淬火方法。
專利文獻1特開2003-27181號公報專利文獻2日本專利第2769206號公報非專利文獻1日本鋼鐵協會編「鋼的熱處理基礎和操作標準」(株)丸善、昭和54年2月20日、P110、表2·38、表2·39非專利文獻2高橋勘次郎等著「高頻在工業中的應用—感應加熱、介質加熱、超聲波—」東京電機大學出版社、昭和55年5月20日、P91
所述建設、土木用機械中使用的齒輪減速機從更高輸出化和緊湊化的觀點出發，希望有耐受更高接觸應力並且強度更高而且成本更低的齒輪。所以，在高頻淬火硬化齒輪中，也希望形成沿著齒形的淬火硬化層，以與滲碳淬火齒輪同等程度以上的高韌性，改善剝蝕、擦傷及齒面的磨損等接觸強度。
所述全齒一次高頻淬火法是生產效率極為良好的方法。如圖13(a)的淬火硬化層的狀況欄中所示，其特徵在於，在齒形部中淬透化的情況較多，在齒底部或齒根部殘留有壓縮殘留應力，齒底強度或齒根強度被提高。但是，有如下的問題，即，在齒面節圓位置上產生拉伸殘留應力，接觸強度的改善不充分。
而且，作為用於形成沿著齒輪的齒形的淬火硬化層的全齒一次高頻淬火法，如所述非專利文獻2中所示，已知有如下的方法(1)在用低頻對齒底部進行感應加熱後，用高頻對齒面、齒尖部進行感應加熱而淬火的雙頻高頻淬火法；(2)將整體預熱至500℃左右，用大電能瞬間地加熱至淬火溫度並急冷的預熱淬火法。
但是，由於因齒輪的大小(模數M)而其適宜頻率顯著地變化，所以有設備上的制約較大，另外在設備方面價格也很高的問題。另外，在具有內齒的環形齒輪中，由於其加熱面積極大，因此有即使在(2)的方法中也只能獲得具有所述淬透的淬火硬化層的齒輪的問題。
另外，在伴隨著滑動的滾動條件下使用的齒輪中，已知有如下的情況，即，由於伴隨著邊界潤滑下的滑動的局部的粘著而發熱，在高接觸應力下使用的滲碳淬火齒輪的齒面溫度上升至300℃附近。當在此種條件下使用所述高頻淬火齒輪時，由於在所述含有0.35～0.5重量％的碳的高頻淬火用碳素鋼及低合金鋼(參照非專利文獻1)的淬火硬化層中不具有足夠的回火軟化抗力，因此會有其接觸強度(剝蝕、擦傷及齒面的磨損)不充分的問題。

發明內容
本發明是考慮到所述的情況而提出的，其目的在於，提供一種提高了接觸強度的齒輪構件及其製造方法。
為了解決所述問題，本發明的齒輪構件是沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構件，其特徵是，由含有0.43～1.2重量％C的鋼材製成，表示齒輪節圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對於齒輪模數M(mm)，滿足式DI≤0.12×M+0.2的關係。
另外，本發明的齒輪構件中，所述DI值最好由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度急速的感應加熱而在奧氏體相中擴散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
而且，所述合金元素優選從由Mn、Cr、Mo、V等構成的一組中選擇的至少一個元素。
另外，本發明的齒輪構件中，所述鋼材也可以含有0.05～0.55重量％的Mn，含有0～0.6重量％的Cr，另外含有從由Si、Al、Mo、V、Ni、Ti、Cu、W、B、Ca、Nb構成的一組中選擇的一種以上的合金元素和從由P、S、N、O構成的一組中選擇的一種以上的不可避免的雜質元素，剩餘部分由Fe構成。
本發明的齒輪構件的製造方法的特徵是，具有準備由含有0.43～1.2重量％C的鋼材製成、表示齒輪節圓處的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對於齒輪模數M(mm)滿足式DI≤0.12×M+0.2的關係的齒輪構件的工序；利用高頻淬火法沿著所述齒輪構件的齒形形成淬火硬化層的工序。
另外，本發明的齒輪構件的製造方法中，所述DI值最好由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度急速的感應加熱而在奧氏體相中擴散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定。
而且，所述合金元素優選從由Mn、Cr、Mo、V等構成的一組中選擇的至少一個元素。
另外，本發明的齒輪構件的製造方法中，所述高頻淬火法也可以對所述齒輪構件從Al溫度以下的溫度到900～1100℃的淬火溫度進行利用高頻的10秒以內的奧氏體化加熱，其後進行急冷。
另外，本發明的齒輪構件的製造方法中，所述高頻淬火法也可以在以300℃～A1溫度對所述齒輪構件進行預備加熱後，以大電能在3秒以內進行高頻加熱，其後進行急冷。
另外，在本發明的齒輪構件的製造方法中，也可以在形成所述淬火硬化層的工序後，還具有通過對所述齒輪構件實施物理加工，在由所述齒輪構件的齒尖、齒側、齒底構成的齒形表面層殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應力的工序。
如上說明所示，根據本發明，可以提供提高了接觸強度的齒輪構件及其製造方法。


圖1是使用了Fe-C-M相圖和等碳活度線圖的滲碳體向γ相中的固溶機理圖。
圖2是表示Fe-C-Cr系等碳活度線的圖。
圖3是表示合金元素對Fe3重量％Si的影響的相圖。
圖4是表示整體加熱水噴霧淬火時的硬化模式(M＝3.25)的圖。
圖5是表示圖4的硬化模式下的DI值和硬化深度的關係的圖。
圖6是表示滾壓剝蝕試驗用試樣的圖，(a)表示小滾壓試樣，(b)表示大滾壓試樣。
圖7(a)是表示高頻加熱溫度和淬火硬度的關係的圖，(b)是表示高頻加熱溫度和馬氏體C濃度的關係的圖，(c)是表示高頻加熱溫度和θ相體積％的關係的圖。
圖8是表示滾壓剝蝕強度的預備試驗結果的圖。
圖9是表示回火硬度的實測值和計算值的比較的圖。
圖10是表示DI值的比率和淬火硬化深度的比率的關係的圖。
圖11是表示本發明的齒輪構件的剝蝕強度的圖。
圖12是表示恆速摩擦磨損試樣的形狀的圖。
圖13是非專利文獻1中所示的齒輪高頻淬火方式的比較圖。
圖中1—小滾壓試樣，2—大滾壓試樣，3、4—試驗面，5、6—中心軸。
具體實施例方式
本發明的實施方式的齒輪構件是利用全齒一次高頻淬火法沿著齒形形成淬火硬化層的構件。通過在齒輪用的鋼材中濃縮作為在淬火前組織的滲碳體中提高淬火性的合金元素的Mn、Cr、Mo、V、W等，可以顯著減少共存的鐵素體相中的合金元素。通過將該鋼材高頻加熱至Ac3溫度以上，在所述鋼材中形成奧氏體相，在該奧氏體相中僅使滲碳體的碳真正地擴散固溶。這樣，該奧氏體相的真正的淬火性DI值就被抑制為DI＝0.35～1.0(英寸)。另外，由於該DI值和齒輪構件的模數M(mm)滿足DI≤0.12×M+0.2的關係式，因此齒面節圓位置上的淬火硬化層深度就不會淬透化。這樣，就可以在節圓位置上殘留壓縮殘留應力，從而可以實現在抗剝蝕性方面優良的高頻淬火齒輪構件。另外，為了提高伴隨齒輪的滑動的滾動時的抗剝蝕性，最好使用含有顯著提高140～350℃下的低溫回火軟化抗力的Si、Al的鋼。這樣，就可以提供實現接觸強度不低於滲碳淬火齒輪的廉價的高頻淬火齒輪構件。
另外，本實施方式的齒輪構件是在高頻淬火硬化層中分散了滲碳體或V、Ti、Zr、Ta、Hf的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物中的至少一種的構件。這樣就可以改善在滾動時的滑動中產生的局部的粘著性。除此以外，通過在該鋼材中更恰當地複合添加Al和Ni，即使在其高硬度狀態下，也可以實現高韌性化的齒輪構件。
下面將參照附圖對本發明的實施方式進行詳細說明首先，進行了如下的預備試驗。
對於實施了滲碳淬火處理的SNCM815、SCM420、SCr420、SMnB420鋼(即表面滲碳鋼)，在接觸應力375～220kgf/mm2下對伴隨著滑動的滾動接觸強度(滾壓剝蝕強度)進行了預備試驗。其結果是，在107旋轉下開始發生剝蝕的接觸應力為210kgf/mm2，在各接觸應力下產生剝蝕的滾動面最表面層的馬氏體相體的X射線半高寬減少為4～4.2°，並且確認了在滾動面最表面層有顯著的軟化。
另外，利用淬火回火處理將S55C碳素鋼調整為洛氏硬度HRC61～62。對於該碳素鋼，對接觸應力250kgf/mm2下的滾動接觸強度進行了預備試驗。其結果是，在107旋轉下開始發生剝蝕的接觸應力大致為180kgf/mm2，在接觸應力250kgf/mm2下產生剝蝕的滾動面的馬氏體相的X射線半高寬與所述表面滲碳鋼大致相同，減少為3.6～4.2°。
另外，對於共析碳素鋼(0.77重量％C)也對其滾動接觸強度進行了預備試驗。結果發現，在107旋轉下開始發生剝蝕的接觸應力為230～240kgf/mm2，與大致由相同的碳量構成的所述表面滲碳鋼的滾動接觸強度大致相同，而表面滲碳鋼可以看到由滾動接觸強度的不均勻造成的滾動接觸強度的降低，該不均勻是因為存在滾動表面的晶界氧化層或不完全淬火層而引起的。
另外，對將共析碳素鋼(0.82重量％C)的滾動面進行了高頻淬火的材料的滾動接觸強度進行了預備試驗。結果發現，在107旋轉下開始發生剝蝕的接觸應力大致為260～270kgf/mm2，與所述共析鋼(0.77重量％C)的滾動接觸強度相比被高強度化，其原因是在滾動面馬氏體相中分散有微細的滲碳體粒子。
另外，從使所述微細的滲碳體粒子分散的觀點出發，對在將含有大約1.0重量％C和1.5重量％Cr的SUJ2從840℃開始淬火後回火至達到HRC62.5的材料的滾動接觸強度進行了預備試驗。結果發現，在107旋轉下開始發生剝蝕的接觸應力大致為270kgf/mm2，顯示出與所述共析鋼的值大致相同的強度，在接觸應力250kgf/mm2下產生了剝蝕的滾動面的馬氏體相的X射線半高寬與所述表面滲碳鋼的值大致相同，減少為4.2～4.5°。
另外，對將含有0.46、0.55、0.66、0.77、0.85重量％碳的碳素鋼從820℃開始淬火，在100～350℃下各回火3小時後的硬度和X射線半高寬進行了調查，另外，參考已經公開的與之有關的數據(例如「材料」第26卷280號、P26)進行了研究。結果發現，馬氏體相的X射線半高寬達到4～4.2°的硬度大致相當於回火至HRC51～53的狀態，例如當以表面滲碳鋼的表面碳濃度被調整為大約0.7～0.9重量％為參考時，其回火溫度大致相當於300℃。
根據以上的預備試驗結果可以清楚地看到，由於齒輪在高接觸應力下嚙合時產生的熱將齒面最表面部回火、軟化，這樣就會產生剝蝕。另外，很清楚，作為用於獲得與滲碳淬火齒輪相當的剝蝕強度的指標，300℃下的回火硬度需要達到HRC53以上。
另外，在對SCM420鋼實施了滲碳淬火處理的滲碳硬化層的300℃回火硬度和僅實施了淬火處理的共析碳素鋼的300℃回火硬度的比較中，基本上沒有確認有Cr、Mo對回火軟化抗力的改善。根據該情況，很清楚，在利用高頻淬火法賦予不低於滲碳淬火齒輪的程度的剝蝕強度時，需要設計提高大致300℃下的低溫回火的回火軟化抗力的新的合金，及根據所述共析碳素鋼(0.82重量％C)、SUJ2的滾動接觸強度的改善作用，將粒徑0.1～1.5μm的微細並且硬質的滲碳體粒子分散在馬氏體相中會有效地改善接觸強度。
另外，利用所述滲碳體粒子的分散可以提高接觸強度，可以顯著地改善對邊界潤滑狀態下滑動時的滾動面上的局部粘著的耐粘附性，從而可以實現滾動面的最表面溫度的降低和耐磨損性的改善(將其稱為硬質粒子分散效應)。
另外，作為耐受與所述的滲碳淬火的剝蝕強度同等程度以上(接觸應力Pmax＝230kgf/mm2以上)的高頻淬火齒輪的設計，基於赫茲接觸應力的理論分析，設定耐受接觸應力值的0.3倍的脈動剪切應力(R＝0)的疲勞強度的硬度，其硬度的計算值大致為HRC53.4。該硬度與在所述的預備試驗中根據產生了剝蝕的滾動面的馬氏體相X射線半高寬求得的硬度(HRC＝53)極為良好地一致。另外，由於其硬度因伴隨著滑動的滾動而產生的摩擦熱，在滾動面最表面部升溫至大約300℃時會產生剝蝕，因此將300℃回火硬度設定為至少在耐受Pmax＝230kgf/mm2的HRC53以上。這樣就可以實現與滲碳淬火齒輪同等程度以上的高接觸應力齒輪。
而且，如實施例2中後述所示，含有0.1～1.0重量％碳的碳素鋼的250℃、300℃、350℃回火馬氏體相的硬度被記述為 並以該硬度為基準，對各種合金元素對300℃回火馬氏體相的硬度的影響進行了調查。其結果表明，300℃回火馬氏體相的硬度可以用如下的算式來記述。
圖4(a)～(e)是表示整體加熱水噴霧淬火時的硬化模式(M＝3.25)的圖。圖5是表示圖4所示的硬化模式的DI值和硬化深度的關係的圖。本實施方式中，在將模數為M＝2～15(mm)的大小的齒輪加熱至900℃後，計算相當於水噴霧冷卻的冷卻能(4英寸-1)下冷卻時的齒輪淬火硬化深度和鋼材的DI值(英寸)的關係，另外計算了所述淬火硬化深度和齒面的殘留應力的關係。此外，很清楚，在齒輪節圓位置上的淬火硬化層深度淬透化時，在該位置上產生拉伸殘留應力，在大致DI≤0.12×M+0.2的條件下可以防止淬透化。另外清楚地發現，通過用所述全齒一次高頻淬火法從齒輪的齒尖開始到齒底部的給定位置為止，感應加熱至Ac3溫度以上後淬火，就可以形成沿著齒形的淬火硬化層。另外清楚地發現，利用圖5中的硬化深度和鋼材淬火性的關係圖，就可以將在節圓位置上淬透化的DI值的下限位置(箭頭)上的齒根硬化深度調整為模數M(mm)的大約1/3倍，從而適於作為齒根強度優良的齒輪構件。
而且，根據所述式DI≤0.12×M+0.2的關係，對於最廣泛使用的齒輪模數M＝2，則DI≤0.44，M＝4時，則DI≤0.68。即使在使用所述非專利文獻1中所述的含有0.40重量％以上的C和0.6重量％以上的Mn的高頻淬火用碳素鋼的DI值最低的成分鋼的情況下，也無法避免節圓位置上的淬火硬化層深度淬透化。另外，在含有0.5重量％的C和0.8重量％的Mn的平均的高頻淬火用碳素鋼(DI＝1.2)中，無法避免將直至模數M＝8左右的大小的齒輪淬透化。另外，在為了提高所述回火軟化抗力，使用在所述平均的高頻淬火用碳素鋼中添加了0.5重量％以上的Si和0.1重量％以上的Cr的鋼材的情況下，該鋼材的DI值提高至1.36，無法避免將直至M＝9.5左右的大小的齒輪淬透化。
本實施方式中，基於所述齒輪材料的熱處理設計，將所述鋼中的各合金成分的含量(重量％)如下限定。
本實施方式的齒輪構件是利用高頻淬火法沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構件，由至少含有0.43～1.2重量％C的鋼材製成，由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮Mn、Cr、Mo、V等合金元素而將所述合金元素稀釋化了的鐵素體相中的合金元素濃度、和利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應加熱而在奧氏體相中擴散固溶了的0.3～0.8重量％的碳濃度決定的、表示齒輪節圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)相對於齒輪模數M(mm)，滿足下式的關係。
DI≤0.12×M+0.2另外，由於所述淬透化的邊界條件下的齒根部位置的淬火硬化層深度被調整為模數M的大約1/3倍，因此本發明中，參考以往的滲碳淬火齒輪構件的硬化模式，開發了齒根部淬火硬化層深度被調整為模數的1/10～1/3倍的齒根彎曲強度優良的齒輪構件。
將固溶於所述淬火硬化層的馬氏體相中的下限碳量設為0.3重量％，是為了使淬火馬氏體相的硬度在HRC55以上，更優選下限碳量為0.53重量％。另外，上限碳量雖然以滲碳淬火齒輪中的馬氏體中的碳濃度為參考而設為0.8重量％以上，但是當考慮熱處理時的淬裂性時，更優選將上限碳量設為0.7重量％。另外，在所述淬火前組織中滲碳體共存得越多，則Mn、Cr、Mo、V、W等合金元素在滲碳體中就濃縮得越多，從而可以降低鐵素體相中的合金元素濃度。這樣就可以使所述高頻淬火時的奧氏體的真正的淬火性DI值進一步降低。根據DI≤0.12×M+0.2的關係，在具有沿著齒形的淬火硬化層的齒輪構件的製造中，最好在所述淬火前組織中有較多滲碳體共存。另外，作為可以使對齒輪的彎曲疲勞強度不產生較大影響的平均粒徑為0.1～1.5μm的粒狀的滲碳體含有至5體積％(相當於碳量0.3重量％)的材料，雖然作為向鋼中添加的碳的上限濃度設為1.2重量％，但是更優選採用不用擔心由粒狀的滲碳體的分散造成彎曲疲勞強度的降低的1.0重量％作為碳上限濃度。
而且，作為在700℃下使鐵素體相和滲碳體相共存的高頻淬火前組織平衡加熱時的合金元素M的分配係數αKM＝(滲碳體中的M元素濃度重量％/鐵素體中的M元素濃度重量％)，確認了αKCR＝28，αKMn＝10.5，αKV＝9.0，αKMo＝7.5，αKW＝2，αKNi＝0.34，αKSi、Al0。顯著提高鋼的淬火性的Mn、Cr向滲碳體中濃縮，使鐵素體中的這些合金元素低濃度化，所述高頻淬火時的加熱中的奧氏體中，滲碳體的碳成分雖然向奧氏體中迅速擴散固溶，但是由於濃縮在滲碳體中的合金元素基本上處於不擴散的狀態，因此該非平衡的奧氏體的真正的淬火性DI值顯著降低。
所以，本實施方式的齒輪構件中，最好使用至少將Mn的含量抑制為0.05～0.55重量％，將Cr的含量抑制為0～0.6重量％，另外含有從由Si、Al、Mo、V、Ni、Ti、Cu、W、B、Ca、Nb構成的一組中選擇的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質元素，剩餘部分實質上由Fe構成的鋼材。通過不像Cr那樣向滲碳體中濃縮，而將使最能提高DI值的Mn的添加量抑制在0.05～0.55重量％的範圍內，就可以在淬火前組織狀態下使Mn在滲碳體中濃縮，從而降低鐵素體中的Mn濃度，這樣就可以調整所述真正的淬火性。
另外，在所述高頻淬火前組織中，通過適量添加向滲碳體中顯著濃縮的Cr、Mo等合金元素，就可以將鐵素體中的Cr、Mo濃度抑制得較低，從而可以防止所述真正的DI值過度提高。作為其適合的添加量範圍，從經濟上考慮優選鐵素體中含有0～0.25重量％的Cr，含有0～0.2重量％的Mo，作為鋼材，優選含有0～0.6重量％的Cr，Mo及W的總含量或至少一方的含量優選在0～0.3重量％的範圍。
而且，在Cr向所述高頻淬火前組織中的滲碳體相中過度濃縮的情況下，利用在850～1100℃短時間加熱而淬火的高頻淬火，滲碳體在該加熱時間內不固溶地殘留，其結果是，會有由淬火形成的馬氏體相中的碳濃度過低的問題。所以，在本實施方式的其他的齒輪構件中，通過使分散在所述淬火前組織中的滲碳體相中的平均Cr濃度抑制在3.5重量％以下，使得高頻加熱中的奧氏體內碳濃度達到0.3重量％以下。
而且，所述濃縮了Cr的滲碳體相在高頻加熱中向奧氏體中固溶時的滲碳體的固溶機理(速度)，可以根據圖1所示的加熱溫度下的示意性的Fe-C-M(合金元素)三元相圖和其中所示的碳等的等活度線圖的關係說明。
圖1是示意性地表示添加了類似於與碳的親和力強的Cr的合金元素的Fe-C-M三元相圖。與以A點表示的組成的鋼中的碳活度相等的碳活度如穿過圖中的A點的細線(等碳活度線)所示，由於碳活度因M元素的添加而降低，因此右肩上抬地推移，與滲碳體的固溶度線相交，與含有和該交點(B點)平衡的M元素的滲碳體組成點(C點)直線地連接。
圖1中的其他的等碳活度線(細線)是根據各碳活度計算的，碳濃度越高則碳活度就越大，而Fe-C軸(Fe-C二元系)中的石墨的固溶度(D點)被定義為碳活度Ac＝1。
所述示意圖1中使用的鋼材組成A點的淬火前組織的鐵素體和滲碳體的組成被設於E、F點，被急速地加熱至淬火加熱溫度，該溫度的F點組成的滲碳體在該情況下殘留有合金元素M，僅擴散性極大的碳急速地固溶於奧氏體中。與此時的滲碳體界面局部平衡的奧氏體界面組成G點的碳活度大於鋼材組成的A點碳活度。根據該情況可以看出，由於碳的化學勢的梯度的原因，碳在鋼材中急速地擴散，在滲碳體固溶的位置和原來為鐵素體的位置上，首先，在碳沿著圖1中的等碳活度線均勻化後(←、→箭頭)，合金元素均勻化。
但是，在合金元素在鋼中的添加量更多(H點)、更多的合金元素濃縮於滲碳體中(J點)的情況下，滲碳體在該情況下殘留合金元素M而與只有碳固溶時的滲碳體平衡的奧氏體中的碳活度(K點)低於原來的H點組成的碳活度量。根據該情況可以看出，雖然碳在極短時間內沿著穿過K點的等碳活度線迅速擴散至L點濃度，但是進行進一步的固溶，滲碳體完全固溶期間，不會有從K點沿著滲碳體的固溶度線向B點的合金元素的擴散，滲碳體無法固溶，滲碳體的固溶在被合金元素的擴散控速的同時急速地變慢。
另外可以看出，滲碳體完全固溶的時間，在穿過A、H點組成的等碳活度線與滲碳體的固溶度線的交點B所示的M元素濃度以上，滲碳體中的M元素濃度越大，則變得越慢。為了減少由高頻加熱、淬火造成的未固溶滲碳體量，需要將滲碳體中的M元素濃度抑制在B點的M元素濃度以下。另外，由於穿過所述K點的等碳活度線上的L點的碳濃度大致與在未固溶狀態下將滲碳體分散的馬氏體母相中的碳濃度對應，因此L點的碳濃度只要是本實施方式的0.3～0.9重量％即可，需要對L點達到0.3～0.9重量％的滲碳體的J點進行管理。
為了更加具體化，以圖2所示的Fe-C-Cr三元相圖和碳的等活度線圖(在1000℃)為參考，對在1000℃迅速加熱而進行淬火處理的高頻淬火的情況進行如下討論。
(1)滲碳體急速地固溶的情況(滲碳體中的Cr濃度低的情況)當對圖2中的A點(0.8重量％C、0.4重量％Cr)所示的鋼在(滲碳體+鐵素體)共存區域的700℃下進行充分加熱時，就會成為B點(滲碳體、2.6重量％Cr)和C點(鐵素體、0.09重量％Cr)的組成。當在該狀態下例如利用高頻加熱急速加熱至達到奧氏體狀態的1000℃時，B點、C點雖然會沿著箭頭的方向朝向A點均勻化，但是如前所述，在B點的滲碳體中的合金元素基本上不會在奧氏體中擴散期間，碳在具有鐵素體組成的奧氏體(C點)中會在經由圖中D點的同時如↑↓箭頭所示急速地擴散。在將滲碳體固溶後，雖然在穿過A點的等碳活度線上伴隨著Cr的擴散的同時，Cr元素緩慢地朝向A點均勻化，但是在利用更急速的高頻加熱實現滲碳體固溶時，馬氏體母相的碳濃度就會變為與A點大致相同的碳濃度，從而可以獲得更高硬度的馬氏體。
所以，本實施方式的馬氏體相中的固溶碳濃度達到0.9重量％時的滲碳體中的Cr濃度大致為3.5重量％。所以，通過至少將滲碳體中的Cr控制在3.5重量％以下，未固溶的滲碳體就不會殘留。
(2)滲碳體的固溶被大大延遲的情況1當對圖2中的E點(0.8重量％C、1重量％Cr)所示的鋼在鐵素體和滲碳體共存區域的700℃下充分加熱時，就會成為G點(鐵素體、0.24重量％Cr)和F點(滲碳體、6.61重量％Cr)的組成。當在該狀態下利用例如高頻加熱急速地加熱至達到奧氏體狀態的1000℃時，則如前述的例子所示，F點會朝向H點固溶。H點(處於與滲碳體固溶時的滲碳體等碳活度量的關係的奧氏體界面)處的碳活度由於低於原來的E點的碳活度，因此在首先用碳擴散控速機理使滲碳體固溶至穿過H點的等碳活度線後，與滲碳體平衡的γ相組成(H點)沿著滲碳體的固溶度線直到處於與E點等活度的關係的滲碳體的固溶度線上的I點，在伴隨著Cr的擴散的同時，將滲碳體固溶，在γ組成到達I點時，滲碳體則完全地固溶。另外，淬火後的馬氏體母相中的碳濃度變為大約0.6重量％，在非常硬的馬氏體中大約3體積％的滲碳體以未固溶狀態分散。另外，可以讀出所述馬氏體母相中的碳濃度達到0.35重量％的上限的滲碳體相中的Cr濃度約為10％。根據該情況可以看出，通過將滲碳體相中的Cr濃度調整為3.5～10重量％，就可以獲得在碳濃度0.35～0.9重量％的馬氏體母相中分散了未固溶的滲碳體的淬火硬化層。
(3)滲碳體的固溶被大大延遲的情況2而且，所述(2)的情況下的H點被假定為，與滲碳體不同的Cr7C3碳化物與γ相平衡，非平衡的滲碳體和γ相的二相平衡在滲碳體的固溶過程中成立。在該滲碳體的固溶過程中，雖然滲碳體以碳擴散速率固溶至穿過Cr7C3碳化物的固溶度線上的J點的等碳活度線(約為0.2)，但是其後的滲碳體的固溶由於加上了如下的約束條件，即，在滲碳體消失前從Cr7C3碳化物不析出的J點開始，沿著Cr7C3碳化物的固溶度線到達Cr7C3碳化物也可以不析出的(γ相+滲碳體+Cr7C3)三相共存區域的K點，因此滲碳體的固溶被進一步延遲。利用此時的所述高頻加熱、淬火獲得的馬氏體母相中的碳濃度達到大約0.45重量％，在硬質(HRC57～61)的馬氏體母相中以未固溶的狀態分散有大約5體積％的滲碳體。
而且，根據所述研究結果，由於發生滲碳體的顯著的固溶延遲的邊界點為在1000℃的加熱條件下滲碳體相中的Cr濃度濃縮至大約3.5重量％以上的情況。由於在900℃的加熱下滲碳體相中的Cr濃度為大約2.5重量％，因此例如對含有C0.9重量％、Cr0.6重量％的鋼在700℃下加熱時的滲碳體中的Cr濃度可以根據Cr濃度＝αKCr×鋼中的Cr濃度/(1-(鋼中的碳濃度/6.67)×(1-αKCr))算出為3.6重量％。根據該情況，Cr的上限添加量大致為0.6重量％，優選0.5重量％以下。而且，αKCr是表示所述鐵素體相和滲碳體間的Cr的濃縮性的分配係數，600℃下的Mn、Cr、Mo的分配係數為αKCr＝52，αKMn＝19，αKMo＝12Cr，可知向滲碳體中的濃縮傾向增大。
另外，在將所述滲碳體中的Cr濃度控制在3.5重量％以下的情況下，以及在實施急速的高頻加熱的情況下，除了用所述碳擴散控速使滲碳體固溶的機理以外，滲碳體相/奧氏體相界面的移動阻力被認為會減慢滲碳體固溶，滲碳體以未固溶狀態分散在淬火硬化層中。所以，本實施方式中，由於在分散了5體積％以下的滲碳體的SUJ2軸承材料中，未觀察到滲碳體粒子對彎曲強度造成的不良影響，因此可以在淬火硬化層中分散5體積％以下的滲碳體。
另外，Mn與V、Mo相比，αKMn更大，是在滲碳體相中顯著濃縮的元素。在本實施方式的組成範圍(Mn在0.55重量％以下，C在0.43重量％以上)中，由於滲碳體相中的Mn濃度達到4重量％，並且降低奧氏體中的碳活度的Mn的作用只顯示出Cr的大約1/2以下的作用，因此基本上未確認到所述滲碳體相的固溶延遲作用。所以，在如前所述應用於齒輪用鋼材中的情況下，為了抑制淬火性，最好所使用的Mn含量在0.55重量％以下。另外，此時的鐵素體相中的Mn濃度最好被抑制為0.35重量％以下。
另外，當V超過0.3重量％時，由於V4C3碳化物會殘留在高頻淬火後的馬氏體母相中，並且V4C3會發揮顯著的後述的硬質粒子分散效應(～0.4體積％)，因此作為V添加量範圍優選0.1～0.5重量％。
而且，所述滲碳體和鐵素體間的分配係數αKMn如前所述，是在700℃下充分加熱時的係數，在將加熱溫度降至600℃時雖然Cr、Mn、V、Mo分配係數會變大，但是由於在其加熱時間過短的情況下未被充分濃縮，因此最好預先在鋼的共析溫度以下進行加熱處理。
另外，作為高頻淬火前組織，也可以是珠光體、珠光體+鐵素體、索氏體、球狀化組織的任意一種組織。但是，珠光體組織的片狀滲碳體或鐵素體在所述淬火硬化層中的馬氏體母相中分散，則在強度方面不理想。該情況下，作為高頻淬火的前組織，更優選將滲碳體先大致粒狀化為平均粒徑0.1～1.5μm。在該滲碳體粒子的微細化中需要添加αKMn大的元素，最好添加0.05～1重量％的向滲碳體中的濃縮傾向最大的Cr。
另外，在如前所述將高頻淬火前組織設為滲碳體球狀化組織的情況下，當實現基於原材料調質(淬火回火熱處理)的球狀化時，由於有必要暫時形成較深的馬氏體層，因此必然需要使用淬火性高的鋼。所以，本實施方式中，最好利用球狀化退火處理來實施，特別是，在大量添加顯著提高共析溫度的Si、Al的鋼中，具有其熱處理時間可以大幅度縮短的特徵。
實施所述高頻淬火而利用的齒輪構件如前所述，由於在滲碳體中濃縮Cr、Mo、V、Mn等而進行高頻淬火，因此淬火硬化層的馬氏體母相內的合金元素的均勻化基本上不會發展，其回火軟化抗力降低，這樣，就不用擔心與滲碳淬火齒輪構件(滲碳表面碳濃度為0.65～0.9重量％)相比，其接觸強度未被改善。所以，本實施方式中，含有基本上不會向滲碳體中濃縮而有效地殘留在所述馬氏體母相中，從而提高了馬氏體母相的回火軟化抗力的Si0.5～2重量％或Al0.25～1重量％中的任意一方，或(Si+Al)0.5～2重量％和Cr0.05～0.6重量％，另外，使用含有Mn、Ni、Mo、Cu、W、B、Ca、Nb的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質元素，剩餘部分實質上由Fe構成的高頻淬火用鋼材，利用該鋼材製作齒輪構件。
而且，滲碳淬火齒輪構件根據相當於SCM420的合金元素的回火軟化抗力，下述回火軟化參數大約為2。
2≤4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+3.1×V(重量％)+1.5×Mo(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))根據上述關係，本實施方式中，將下限Si添加量設為0.5重量％，對於上限Si添加量雖然直到3重量％都有效，但是考慮該鋼材的機械加工性而設為2重量％。
Al由於顯示出Si以上的回火軟化抗力，因此作為Al的下限添加量適於設為0.25重量％。由於Al是顯著的鐵素體穩定化元素，將Ac3點向高溫側轉移的作用是Si的2倍左右，因此Al的上限添加量設為1重量％。
另外，本實施方式中，由於大量添加Si、Al等鐵素體穩定化元素，因此對在高頻淬火時鐵素體相殘留在淬火硬化層中的危險性進行研究。如圖3所示，在添加了3重量％Si的鋼中，通過添加0.35重量％以上的碳，優選添加0.45重量％以上的碳，在高頻淬火時的通常的加熱溫度(850～1000℃)下就會充分地奧氏體化。另外，在取代Si而添加Al的情況下，由於Al具有Si的2倍以上的鐵素體穩定化能力，因此在本實施方式中最好將1.0重量％作為Al上限添加量。
另外，在高濃度地添加提高所述回火軟化抗力的Si或Ni向情況下，容易產生鋼材製造過程或熱處理中的石墨的析出。所以，為了防止該石墨析出，最好先添加0.05重量％以上的Cr、Mo、V等將滲碳體穩定化的合金元素。
所述高頻淬火的前組織雖然也可以是(鐵素體+珠光體)組織，但是由於在存在粗大的鐵素體的情況下，難以利用短時間的高頻加熱而均勻化，因此，如本實施方式所示，最好含有所述Ti、V、Zr、Nb、Ta、Hf的碳化物、碳氮化物，使(鐵素體+珠光體)組織變細，抑制粗大的鐵素體的產生或將鋼中的碳量調整為0.6重量％以上。
而且，在所述齒輪構件用鋼材中，由於要具有在其原材料調質處理中所必須的適度的淬火性，因此在0～0.3重量％的範圍內適當地含有Mo、W較好。由於如前所述將Mn抑制為0.05～0.55重量％而使用，因此最好將該鋼材中所含的S含量例如抑制在0.015重量％以下而充分地發揮MnS的脫硫效果，另外，從低溫韌性的觀點考慮，最好將Mo及W的總量或至少一方添加0.05～0.3重量％。本實施方式中，也可以使用含有Mo、W0.05～0.3重量％，另外還含有Mn、Ni、Cu、B、Ca當中的一種以上的合金元素和P、S、N、O等不可避免的雜質元素，而剩餘部分實質上由Fe構成的鋼材。
這裡，將Mo的上限添加量設為0.3重量％的理由是，由於在此以上的添加會因與所述的滲碳體的未固溶化機理(3)類似的機理而產生滲碳體的未固溶化，從而基本上對馬氏體母相的強化沒有幫助。另一方面，下限值是以相對於以往的回火脆性的Mo添加量為參考而決定的。另外，從所述韌性的觀點考慮，對於作為雜質的P、O最好也抑制在0.015重量％以下、優選0.0015重量％以下而使用，另外，最好也充分實施基於Al、Ti的複合脫氧。
另外，為了改善韌性，在含有0.25重量％以上的Al的鋼材中，最好添加0.3～1.5重量％的Ni，最好使用該鋼材製造齒輪構件。
另外，所述鋼材至少含有0.05～0.2重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一種以上的合金元素，並且分散有0.1～0.5體積％的以這些合金元素為主體的平均粒徑0.1～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物當中的一種以上。還可以製作所述淬火硬化層具有滾動面層，該滾動面層含有0.53～0.9重量％的碳C，在滾動面層被淬火後，具有低溫下被回火的馬氏體組織的母相的齒輪構件。
另外，在所述高頻淬火齒輪構件的淬火硬化層中的馬氏體母相中，原有滲碳體痕跡的Mn、Cr、Mo等合金元素濃度高的部分分散在原有鐵素體痕跡的合金元素濃度低的部分中。例如，在將Fe-0.8重量％C-0.4重量％Mn-0.4重量％Cr鋼在700℃下進行前組織調整並實施了高頻淬火的馬氏體相中，計算出大約Fe-1.1重量％C-2.3重量％Mn-3.4重量％Cr組成的原有滲碳體痕跡部分分散在Fe-0.75重量％C-0.22重量％Mn-0.12重量％Cr組成的原有鐵素體痕跡中，另外，這些部位的Ms點例如使用村井的關係式(Ms(K)＝667-195×C重量％-44.9×Mn重量％-19.6×Ni重量％-21.4×Cr重量％-20.7×Mo重量％(「鐵和鋼」、84(1998)P446))計算為3℃、233℃，由於形成於原有滲碳體痕跡部分的殘留奧氏體極為穩定，因此就可以形成含有該殘留奧氏體的富於韌性的淬火硬化層。
所以，本實施方式中，最好含有5～15體積％所述穩定的殘留奧氏體，並且還含有10～40體積％因該穩定的殘留奧氏體的存在及未固溶滲碳體的存在而派生地殘留的殘留奧氏體及形成於所述原有鐵素體痕跡中的殘留奧氏體(稱為不穩定的殘留奧氏體)。
而且，所述不穩定的殘留奧氏體雖然對於負載齒輪構件的衝擊的載荷時的韌性提高基本上沒有幫助，但是在齒輪之間嚙合時在馬氏體化的同時改善親和性方面會起到有效的作用。另外，所述穩定的奧氏體在所述韌性改善或齒輪咬入汙物時的齒面強化方面是有效的。另外，在齒面在邊界潤滑條件下伴隨著滑動的同時嚙合期間，在軟質的殘留奧氏體產生了微量的磨損的情況下，形成對齒面潤滑能夠有效地作用的油坑，從而可以發揮更有效的潤滑性。
作為以相同的效果為目標的方法，雖然在例如所述專利文獻2中，公布有在滑動面上對10～40面積％加工而形成微小的凹陷的方法，但是在該凹陷深度為0.5～2μm左右並將它們應用於齒輪構件中的情況下，在起動時的初期的狀態下就會磨損，從而有其效果不能持續的問題。與此相反，在所述的本實施方式中，可以基本上持續地發揮該效果。
而且，為了提高所述高頻淬火齒輪構件的耐接觸應力疲勞強度和齒根彎曲疲勞強度，進行如下操作中的至少一種，即，上述穩定的殘留奧氏體的分散、5體積％以下的未固溶滲碳體的分散、V、Ti、Nb等特殊碳化物的分散及基於迅速的高頻淬火操作的將舊的奧氏體晶粒微細化至ASTM粒度編號10以上而實現馬氏體片的微細化。這樣就可以抑制疲勞破壞時的裂紋的傳播性。
另外，作為所述高頻淬火法，最好使用以從該齒輪用鋼材的Al溫度以下的溫度開始直到900～1100℃的淬火溫度，利用60kHz以下的高頻進行10秒以內的奧氏體化加熱後急冷的方法。這樣就可以防止所述晶粒的粗大化。另外，在齒輪用鋼材中預先分散了V、Ti、Nb等的特殊碳化物的情況下，最好將上限的高頻加熱溫度設為1050℃。另外，在淬火前組織中沒有貝氏體或馬氏體組織的情況在防止所述晶粒的粗大化方面是理想的。
另外，為了防止所述晶粒的粗大化和形成沿著齒形的淬火硬化層，作為高頻淬火法也可以使用在將齒輪用鋼材在300℃～A1溫度下預熱後，以高頻大電能進行3秒以內的加熱後急冷的方法。這樣就可以獲得沿著齒形形成了淬火硬化層的齒輪構件。而且，所述預熱處理是為了抑制齒輪構件的淬火變形的產生和防止淬裂性而實施的。另外，雖然適時地選取在所述急速加熱後直至開始急冷期間的時間，等待加熱部的均熱化和降溫而急冷在抑制淬裂及進一步加深齒底部的淬火硬化層方面是理想的，但是，即使表面溫度較低，也優選在800℃以上開始急冷。
另外，所述齒輪構件最好是伴隨著滑動的齒輪構件，至少在其齒面節圓表面上形成壓縮殘留應力，在其齒根部表面殘留有50kgf/mm2以上的壓縮殘留應力。這樣就可以提高齒根彎曲疲勞強度和剝蝕強度。另外，為了在由所述齒輪構件的齒頂、齒側、節圓、齒根側面、齒底構成的齒形表面層中，殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應力，也可以使用噴丸硬化等物理加工手段。另外，利用所述噴丸硬化，在齒形端面的表面層上殘留50kgf/mm2以上的壓縮殘留應力，其結果是，還可以防止來自齒形端面部的淬火邊界部的的剝落性的破損。
另外，根據本實施方式，即使對於無法進行輪廓加熱的齒輪構件，由於可以使齒面節圓位置上的淬火硬化層深度不淬透，因此所述齒輪構件也可以是內齒的環形齒輪。
另外，本實施方式的高頻淬火齒輪構件的製造方法使用至少含有0.43～1.2重量％的C的鋼材，由在淬火前組織中的滲碳體相中濃縮Mn、Cr、Mo、V等合金元素而將所述合金元素稀薄化了的鐵素體相中的合金元素濃度、利用向A3溫度或Acm溫度以上的溫度的急速的感應加熱而向奧氏體向中擴散固溶了0.3～0.8重量％的碳濃度決定的表示齒輪節圓的奧氏體相的淬火性的DI值(英寸)，相對於齒輪模數M(mm)，滿足下式的關係。
DI≤0.12×M+0.2根據所述齒輪構件的製造方法，通過將DI值如上所述地控制，就可以實現深度較淺的淬火，從而可以沿著齒形形成淬火硬化層。
而且，將與所述發明有關的各合金元素的作用集中敘述如下。
C0.43～1.2重量％C是顯著地提高由高頻淬火生成的馬氏體的硬度的元素，為了使其硬度至少在HRC55以上，需要添加0.3重量％以上的C。另外，高頻淬火前組織中所添加的碳的幾乎全部都作為滲碳體析出。本發明中，從在該滲碳體中濃縮Mn、Cr、Mo、V、W等提高淬火性的合金元素，顯著地降低鐵素體相的合金元素濃度的觀點考慮，滲碳體量越多(碳添加量越多)，則有如下的優點(1)可以增多向鋼材中的合金元素的添加量，直至鋼材的深處形成550℃以上的回火馬氏體組織，同時(2)可以在回火中減少鐵素體中的這些合金元素濃度，顯著地抑制所述高頻淬火性。
根據該情況，將下限C添加量設為0.43重量％，上限C添加量考慮到齒輪的機械加工性設為1.2重量％，但是馬氏體中的碳濃度考慮到其淬裂性，更優選設為C0.3～0.7重量％。
另外，作為高頻淬火前組織，對在其0.8～1.2重量％C鋼材的Ac1溫度以上～900℃(奧氏體+滲碳體)二相區域中加熱，分散了5體積％以下的粒狀滲碳體後進行冷卻的情況進行考慮。例如，在添加了0.6重量％的Cr、1.2重量％的C的鋼中在滲碳體中濃縮4.5重量％的Cr，在該二相區域中分散析出的由平均粒徑為0.1～1.5μm構成的粒狀滲碳體在後一行程中的高頻淬火中不固溶。本發明中，容許這些滲碳體的分散。
SiSi是顯著地提高350℃以下的低溫回火溫度區域的回火軟化抗力的元素。作為提高回火軟化抗力的機理，是通過使低溫下析出的ε碳化物更加穩定化，將滲碳體的析出進一步向高溫側提升來防止軟化。
Si的下限添加量以每1重量％的Si的300℃回火下的軟化抗力ΔHRC為4.3作為參考，作為用於實現與所述滲碳淬火齒輪部同等程度以上的回火軟化抗力的添加量設為大約0.5重量％。另外，該Si的上限添加量也可以按照使在所述共存的碳量0.35～0.9重量％的範圍中Ac3相變溫度不超過900℃的方式，為了使高頻淬火溫度不過分高而設為3重量％。但是，為了使濃縮於高頻淬火前組織的鐵素體中的Si不過分提高所述高頻淬火性，最好將Si的上限添加量抑制為2重量％。另外，由於有0.15重量％的Si共存時的Al添加量大約為0.25重量％，因此也可以將其設為Si、Al添加下限量，將Si和Al的合計的下限添加量設為0.4重量％。
AlAl顯示出強大的脫氧作用並且將作為鋼中所含的雜質元素的P、S從晶界中排斥出去的作用十分強大。由於這些情況因而在鋼材的潔淨度化方面十分有效，通過如後述所示使之與Ni共存，可以顯著地改善韌性。另外，本發明中，其特徵是，確認Ai是比Si更能提高低溫回火軟化抗力的元素(ΔHRC＝7.3)，單獨添加Al時的添加量設為0.25～1.25重量％，在將Si的一部分用0.15～1.25重量％的Al置換而利用的情況下，將(Si+Al)設為0.5～2重量％。如前所述，Al是比Si更強的鐵素體穩定化元素，由於具有與Si相比使Ac3溫度提高大約1.6倍的作用，因此將其最大的添加量設為1.25重量％以下(2.0重量％/1.6)。另外，為了不使淬火溫度過分提高，最好將其上限值抑制為1重量％。
MnMn雖然在高頻淬火前組織的滲碳體中濃縮，但是不像Cr等那樣濃縮，在共存的鐵素體中殘存有需要量以上的量，顯著提高所述高頻淬火時的淬火性。所以，本發明中，將Mn添加量抑制為0.05～0.55重量％，另外由於取代該Mn的添加的抑制而積極地添加提高回火軟化抗力的Si、Al元素，因此更優選將Mn的上限添加量設為0.45重量％。另外，由於Mn顯示出顯著的脫硫作用，因此最好與Mn添加量的抑制一起，實現S含量的降低或添加Ti、Zr、Ca等脫硫元素。
CrCr是在所述球狀化處理中的奧氏體和滲碳體共存的加熱中或在Al溫度以下的鐵素體和滲碳體共存的加熱中顯著地在滲碳體中濃縮的元素。當高頻淬火前組織中含有濃縮了Cr元素大約3.5重量％以上的滲碳體時，就會有使大量的滲碳體殘留在高頻淬火的淬火硬化層中的作用。所以，本發明的Cr添加量首先是應當按照使所述滲碳體中的平均Cr濃度不超過3.5重量％的方式添加的量。例如在對0.9重量％C鋼和0.45重量％C鋼在700℃下充分加熱處理的情況下，發現分別以大約0.6重量％Cr、0.4重量％Cr為上限Cr添加量。另外，滲碳體中的Cr濃度達到3.5重量％時的鐵素體中的Cr濃度根據所述αKCr的值為0.13重量％，為了充分抑制所述高頻淬火性，最好將鐵素體相中的Cr濃度設為0.13重量％以下。
另外，本發明中，雖然抑制所述Mn添加，積極地添加提高回火軟化抗力的Si、Al元素，但是為了防止由Si的添加造成的滲碳體的石墨化，最好將Cr、V、Mo的一種以上添加0.05重量％以上。
NiNi是在所述高頻淬火前組織的鐵素體中濃縮並提高所述高頻淬火性的元素。通過相對於所述Al添加量複合添加0.3～2.5重量％的Ni，可以體現出顯著的強韌性作用。特別是，含有0.6重量％及1.2重量％碳的高硬度馬氏體組織由於顯示出優良的夏氏衝擊特性，可以大幅度地改善齒輪的耐衝擊載荷，因此作為齒輪材料十分有效。本實施方式中，考慮到所述高頻淬火性和Ni添加的經濟性，Ni上限添加量設為1.5重量％。
MoMo雖然與Mn同樣在高頻淬火前組織的滲碳體中濃縮，但是不像Cr元素等那樣濃縮，以需要量以上殘存在共存的鐵素體中，顯著提高所述高頻淬火時的淬火性。所以，Mo雖然根據本發明的主旨是不可欠缺的元素，但是由於Mo是抑制因P、S的存在而產生的回火脆性的元素，因此最好添加0.05～0.3重量％。而且，對於W也基本相同。
如上說明所示，根據本實施方式，可以提供使得齒面節圓位置的淬火硬化層深度不會淬透化，在節圓位置殘留壓縮殘留應力，在抗剝蝕性方面優良的高頻淬火齒輪構件及其製造方法。
下面將參照附圖對本發明的齒輪構件及其製造方法的具體實施例進行說明。
(實施例1)·淬火回火碳素鋼及表面滲碳鋼的剝蝕強度(預備試驗)本實施例中，為了研究伴隨著齒輪的齒面的滑動的滾動疲勞強度，使用圖6(a)、(b)所示的試樣實施了滾壓剝蝕試驗，對各種淬火回火碳素鋼及表面滲碳鋼的剝蝕強度進行了調查。表1是表示本實施例中使用的各種碳素鋼、表面滲碳鋼的化學成分的表，各種鋼材在加工成圖6(a)的小滾筒形狀後，No.1、2、4在820℃下加熱30分鐘後水淬並在160℃下回火3小時，以供試驗用。另外，No.3和No.4在原材料調質處理後使用40kHz、200kW高頻電源將滾動面加熱至950℃後進行淬火硬化，實施了與上述相同的回火處理。另外，No.5在930℃下進行了5小時的滲碳處理(碳勢0.8)後冷卻到850℃，在850℃下保持30分鐘後，在60℃的淬火油中淬火後，實施了與上述相同的回火處理。


而且，將No.4的球狀化處理了的SUJ2利用高頻加熱在800℃以上的溫度區域中以5℃/sec比較慢地升溫，在給定的加熱溫度下保持約5秒後進行水淬，將根據此時的淬火層硬度調查的馬氏體中的碳濃度和未溶解的滲碳體量的關係的結果表示在圖7(a)、(b)、(c)中。很明顯，由於Cr向滲碳體中的濃縮，延遲了滲碳體向奧氏體中的固溶，為了獲得足夠的硬度的馬氏體，至少需要將加熱溫度設定為925℃以上。即使在將加熱溫度提高至1000℃的情況下，也有6體積％以上的滲碳體以未固溶狀態殘留，因此按照使No.3、4的高頻淬火溫度達到950～980℃的方式實施了淬火處理後，在160℃下進行3小時的回火，其結果是，殘留的滲碳體量為No.32體積％，No.410體積％。
另外，大滾筒使用了將No.4的SUJ2材料在820℃下加熱30分鐘後進行水淬，在160℃下回火3小時的材料。滾壓剝蝕試驗如下實施，即，在具有平行的2個旋轉軸的試驗機上，將小滾筒試樣1及大滾筒試樣2按照使中心軸5、6與其2個旋轉軸的中心一致的方式固定，使各個試驗面3、4按照施加給定的接觸應力的方式接觸，按照使試驗面3、4接觸的部分向相同方向行進的方式，使之對中心軸5、6分別以給定的轉速旋轉。這裡，在用70℃的機器潤滑油#30潤滑，並且將小滾筒的轉速設為1050rpm，將大滾筒(負載滾筒)的轉速設為292rpm，賦予40％的滑移係數，將接觸應力設為375～220kgf/mm2的各種條件下施加負載而實施。
圖8是將在各種接觸應力下產生了剝蝕的反覆次數(將小滾筒旋轉1圈設為1次)集中表示的圖，將橫軸設為產生了剝蝕的反覆次數，將縱軸設為該試驗時的接觸應力。圖中，將連接作為基準的表面滲碳鋼(No.5)的各接觸應力的最小反覆次數的壽命線表示在圖中。當將產生剝蝕的反覆次數達到107次時的接觸應力定義為滾動面疲勞強度(剝蝕強度)時，該剝蝕強度達到大約210kgf/mm2。另外，當用同樣的整理的方法進行研究時，No.1175kgf/mm2，No.2240kgf/mm2，No.3(高頻淬火)260kgf/mm2，No.4270kgf/mm2及No.4(高頻淬火)290kgf/mm2，發現利用高頻淬火，可以顯著地改善分別分散了大約2體積％、大約10體積％的滲碳體粒子的No.3、No.4的滾動面疲勞強度。另外發現，表面滲碳鋼的不均勻略大，其原因是由滾動面上的滲碳時的晶界氧化或不完全淬火層的存在或殘留奧氏體量較多等造成的，在用平均的剝蝕產生次數進行比較時，與No.2的剝蝕強度相比沒有變化。
另外，對產生了剝蝕的滾動面的馬氏體相的X射線半高寬進行調查的結果為，No.13.6～4.0°，No.24～4.2°，No.34.2～4.4°，No.44.3～4.6°，No.54～4.2°。
另外，對實施了所述熱處理的No.1～No.5的試樣調查了250～350℃各3小時回火時的X射線半高寬的結果為，產生所述剝蝕的滾動面的半高寬大致與300℃下回火的半高寬一致，另外與「材料」第26卷280號P26中報告的各種碳濃度的碳素鋼的回火硬度和半高寬的關係也大致一致。
(實施例2)
·回火軟化抗力的確認表2是表示本實施例中使用的合金組成的表，調查了熱處理是在810℃～870℃下加熱30分鐘後水冷，在300℃、350℃下回火3小時的試樣的洛氏硬度HRC，另外分析了各合金元素的添加量對這些硬度的影響。


而且，作為預備試驗，對含有0.1～1.0重量％的碳和0.3～0.9重量％的Mn的碳素鋼也進行了調查，作為所述合金元素的影響的分析的基礎數據，其結果可以用



來近似。
另外，以這些碳素鋼硬度為基礎對合金元素的影響分析的結果是，回火軟化抗力ΔHRC例如在300℃下可以用下式來記述。
ΔHRC＝4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))+1.5×Mo(重量％)+3.1×V(重量％)
其結果是，Al體現出Si的1.7倍的回火軟化抗力，作為滾動接觸強度的改善元素極為有效。
圖9是表示根據所述分析結果求得的回火硬度與實測的回火硬度的一致性的圖，其偏差寬度可以在HRC±1的範圍中精度優良地預測。另外，對於實施例1的SCM420(No.5)的滲碳層(0.8重量％碳)的300℃回火硬度也用圖9的☆標記來表示，與計算值非常一致。
(實施例3)·高頻淬火性的調整表3是表示本實施例中使用的鋼材的合金成分的表。在機械加工為直徑30mm、長100mm的圓柱狀試樣後，求得了對在850～900℃下加熱1小時後進行了水冷的材料和在水冷後在650℃下實施了5小時回火處理的材料，使用3kHz的高頻加熱設備，以15秒形成大致均勻加熱至870℃的狀態後進行水冷的材料的淬火硬化層深度。


另外，將根據表3的化學成分求得的DI值1與根據由所述650℃的回火處理計算的鐵素體的化學組成計算的DI值2的比率和前面的淬火硬化層深度的關係表示在圖10中。根據圖10可以看到，利用高頻淬火前組織的調整，高頻淬火時的淬火性被顯著地降低，並且可以被正確地控制。而且，圖10中的No.P6雖然大大偏離圖中的直線性，但是這是由淬火前組織中的滲碳體大約以3.5體積％未固溶狀態殘留，馬氏體中的碳濃度變少，DI值2變小而造成的。表3中的各試樣鋼的下段中表示了淬火馬氏體中的碳濃度，根據該DI值2和前面的DI＝0.12×M+0.2的關係式，可以看出，本發明適於製造形成了沿著模數M＝7以下的齒形的淬火硬化層的耐接觸應力性優良的中小型高頻淬火齒輪構件。
(實施例4)·利用回火軟化抗力優良的鋼材改善剝蝕強度本實施例，將實施例3中使用的650℃下實施了3小時回火處理的鋼材切削成與實施例1相同的試樣，使用與實施例1相同的高頻加熱設備，在10秒內緩慢加熱至400℃後，在1秒內急速加熱至1050℃後水冷，在160℃下進行了3小時回火的材料提供給滾壓剝蝕試驗用。
而且，對於表3中的No.P4、No.P5、No.P6，雖然有微量的滾動表面層中的滲碳體以未固溶狀態分散，但是它們的分散量在3體積％以下。剝蝕強度的試驗是在與實施例1大致相同的條件下實施的，將其結果表示在圖11中。另外，圖11中，將實施例1中求得的剝蝕產生線(圖9的結果)用實線表示。
根據這些結果可以發現，利用添加Al、Si改善了回火軟化抗力，從而可以大幅度地改善滾動面的耐剝蝕強度。
(實施例5)·利用碳化物、氮化物、碳氮化物分散改善滑動特性本實施例如表4所示，使用與實施例3相同的鋼材和含有V、Ti的鋼材，使用如圖12所示的滑動試樣，和作為對象材料對SCM420實施滲碳淬火回火的處理而將表面硬度調整至HRC60的材料，將滑動試樣的下面向圓盤狀的對象材料上面推壓，固定滑動試樣的水平面上的位置，在用80℃的機械潤滑油#30潤滑的同時，按照使圓周速度達到10m/sec的方式使對象材料旋轉。將相同的推壓壓力保持5分鐘，使推壓壓力以25kgf/cm2增加，測定了摩擦係數急劇增加時(粘附狀態)的推壓壓力(25kgf/cm2)。


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