DE112014002237T5 - Gear and method for its production - Google Patents

Gear and method for its production Download PDF

Info

Publication number
DE112014002237T5
DE112014002237T5 DE112014002237.3T DE112014002237T DE112014002237T5 DE 112014002237 T5 DE112014002237 T5 DE 112014002237T5 DE 112014002237 T DE112014002237 T DE 112014002237T DE 112014002237 T5 DE112014002237 T5 DE 112014002237T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
mass
gear
less
temperature
tooth
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
DE112014002237.3T
Other languages
German (de)
Inventor
Yutaka Eto
Koki Mizuno
Yasushi Matsumura
Kohei Yamaguchi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Daido Steel Co Ltd
Aisin AW Co Ltd
Original Assignee
Daido Steel Co Ltd
Aisin AW Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Daido Steel Co Ltd, Aisin AW Co Ltd filed Critical Daido Steel Co Ltd
Publication of DE112014002237T5 publication Critical patent/DE112014002237T5/en
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • 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
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • 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
    • C23C8/80—After-treatment
    • 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
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Gears, Cams (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Abstract

Ein Zahnrad weist Zahnabschnitte und Zahnfußabschnitte auf und wird nach dem Formen einer Aufkohlungsbehandlung und anschließenden Abschreckbehandlung unterzogen. Ein Werkstoffstahl, der das Zahnrad bildet, hat eine chemische Zusammensetzung aus: C: 0,10 bis 0,30%, Si: 0,50 bis 3,00%; Mn: 0,30 bis 3,00%; P: 0,030% oder weniger; S: 0,030% oder weniger; Cu: 0,01 bis 1,00%; Ni: 0,01 bis 3,00%; Cr: 0,20 bis 1,00%; Mo: 0,10% oder weniger; N: 0,05% oder weniger; und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil, wobei Si(%) + Ni(%) + Cu(%) – Cr(%) > 0,5 erfüllt ist. In den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten ist in einer Oberflächenschicht eines Kantenteils (16) an einem Ende in Achsenrichtung ein partiell angelassener Bereich vorgesehen, der eine Härte hat, die geringer als die Härte einer Martensitstruktur ist, und von der Martensitstruktur, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde, wird eine Oberflächenschicht eines anderen Abschnitts als der partiell angelassene Bereich gebildet.A gear has tooth portions and Zahnfußabschnitte and is subjected after forming a carburization treatment and subsequent quenching treatment. A material steel forming the gear has a chemical composition of: 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; and Fe and unavoidable impurities: a residual content satisfying Si (%) + Ni (%) + Cu (%) - Cr (%)> 0.5. In the tooth portions and the tooth root portions, in a surface layer of an edge part (16) at one end in the axis direction, there is provided a partially annealed portion having a hardness lower than the hardness of a martensite structure and the martensite structure generated by the quenching treatment is formed, a surface layer of a portion other than the partially annealed area is formed.

Description

TECHNISCHES GEBIET TECHNICAL AREA

Die Erfindung bezieht sich auf ein Zahnrad, etwa ein Zahnrad zur Kraftübertragung eines Fahrzeugs, von dem verlangt wird, dass es sowohl eine hohe Härte als auch eine hohe Ermüdungsfestigkeit hat, und auf ein Verfahren zu dessen Herstellung. Genauer bezieht sich die Erfindung auf ein Zahnrad, das aus Stahl als Werkstoff besteht und sowohl eine hervorragende Kristallkorngrenzenfestigkeit als auch eine hervorragende Festigkeit gegenüber plastischer Verformung hat, und auf ein Verfahren zu dessen Herstellung.  The invention relates to a gear, such as a gear for power transmission of a vehicle, which is required to have both a high hardness and a high fatigue strength, and to a method for its production. More specifically, the invention relates to a gear made of steel as a material and having both excellent crystal grain boundary strength and excellent plastic deformation resistance and a method of manufacturing the same.

STAND DER TECHNIK STATE OF THE ART

Beispiele herkömmlicher Differentialzahnräder und Zahnräder dieser Art zum Einsatz unter hoher Beanspruchung schließen diejenigen ein, die im Patentdokument 1 beschrieben sind. Im Patentdokument 1 wird als Werkstoffstahl für ein Zahnrad eine Stahlsorte verwendet, die zum Beispiel Bor und Silicium enthält. Das Zahnrad wird bei einer geringen Kohlenstoffkonzentration einer Vakuumaufkohlung unterzogen und dann abgeschreckt. Dann wird das gesamte Zahnrad angelassen. Diese Technik soll ein Zahnrad erzielen, das sowohl eine hohe Zahnfußfestigkeit als auch eine hohe Zahnflankenfestigkeit hat.  Examples of conventional differential gears and gears of this type for use under high stress include those described in Patent Document 1. In Patent Document 1, a steel grade containing, for example, boron and silicon is used as the material steel for a gear. The gear is vacuum carburized at a low carbon concentration and then quenched. Then the entire gear is started. This technique is to achieve a gear that has both a high Zahnfußfestigkeit and a high tooth flank strength.

– Entgegenhaltungen –- citations -

– Patentdokumente –- Patent Documents -

  • Patentdokument 1: JP 2010-001527 A Patent Document 1: JP 2010-001527 A

KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG BRIEF SUMMARY OF THE INVENTION

– Von der Erfindung zu lösendes Problem –- Problem to be Solved by the Invention -

Der oben beschriebene Stand der Technik hat jedoch wie unten beschrieben ein Problem. Abgesehen von der Härte des Werkstoffstahls als Hauptmasse hat die Oberflächenschicht des fertigen Zahnrads in einigen Fällen eine unzureichende Ermüdungsfestigkeit. Dieses Problem führt in einigen Fällen tatsächlich zu einem lokalen Ermüdungsbruch. Während des Aufkohlens dringt insbesondere überschüssiger Kohlenstoff ein, sodass er sich an scharfkantigen Abschnitten konzentriert, etwa an einer Kante zwischen einem Zahnabschnitt und einer Zahnradendfläche, sodass das Abschrecken dazu führt, dass die scharfkantigen Abschnitte eine Martensitstruktur haben, die eine höhere Kohlenstoffkonzentration als die in der Zahnflanke hat. Infolgedessen tritt das Problem unzureichender Ermüdungsfestigkeit auf. Man nimmt an, dass dieses Problem gelöst wird, indem zum Beispiel während des Aufkohlens die Kohlenstoffkonzentration verringert wird. Diese Verringerung führt dazu, dass die scharfkantigen Abschnitte, etwa die Kante, eine Martensitstruktur haben, die eine geringere Kohlenstoffkonzentration als die hat, wenn die Kohlenstoffkonzentration nicht verringert wird, sodass die Ermüdungsfestigkeit verbessert werden kann. Allerdings verringert dies nachteiliger Weise die Kohlenstoffkonzentration auf der Zahnflanke, was zu einer unzureichenden Zahnflankenfestigkeit führt. Es ist daher nicht möglich, sowohl eine ausreichend hohe Härte von Abschnitten wie der Zahnflanke, die hart sein müssen, als auch eine ausreichend hohe Ermüdungsfestigkeit der scharfkantigen Abschnitte wie der Kante zu erfüllen. However, the prior art described above has a problem as described below. Apart from the hardness of the material steel as the main mass, the surface layer of the finished gear has insufficient fatigue strength in some cases. This problem actually results in a localized fatigue break in some cases. In particular, during carburization, excess carbon penetrates so as to concentrate at sharp-edged portions such as an edge between a tooth portion and a gear end surface, so that quenching causes the sharp-edged portions to have a martensite structure having a higher carbon concentration than that in the FIG Tooth flank has. As a result, the problem of insufficient fatigue strength arises. It is believed that this problem is solved by, for example, reducing the carbon concentration during carburizing. This reduction results in the sharp-edged portions, such as the edge, having a martensite structure that has a lower carbon concentration than that when the carbon concentration is not lowered, so that the fatigue strength can be improved. However, this disadvantageously reduces the carbon concentration on the tooth flank, resulting in insufficient tooth flank strength. It is therefore not possible to satisfy both a sufficiently high hardness of portions such as the tooth flank, which must be hard, and a sufficiently high fatigue strength of the sharp-edged portions such as the edge.

Die Erfindung erfolgte, um das beim oben beschriebenen Stand der Technik vorhandene Problem zu lösen. Mit anderen Worten ist es eine Aufgabe der Erfindung, ein Zahnrad zum Einsatz unter hoher Beanspruchung, etwa zum Einsatz in einem Kraftübertragungssystem eines Fahrzeugs mit einem Differentialzahnrad, zur Verfügung zu stellen, das sowohl eine ausreichende Härte von Zahnflanken als auch eine ausreichende Ermüdungsfestigkeit von scharfkantigen Abschnitten wie einer Kante hat, und ein Verfahren zur Herstellung des Zahnrads zur Verfügung zu stellen. The invention has been made to solve the problem of the above-described prior art. In other words, it is an object of the invention to provide a gear for use under high stress, such as for use in a power transmission system of a vehicle with a differential gear, which has both a sufficient hardness of tooth flanks and a sufficient fatigue strength of sharp-edged sections as an edge, and to provide a method of manufacturing the gear.

– Mittel zur Lösung des Problems –- Means of solving the problem -

Ein Antriebssystembauteil gemäß einer Ausgestaltung der Erfindung ist ein Zahnrad, das aus einem geformten Werkstoffstahl ausgebildet ist, das einen Scheibenabschnitt und eine Vielzahl von Zahnabschnitten aufweist, die in Umfangsrichtung diskret auf dem Scheibenabschnitt ausgebildet sind, das eine Form hat, bei der zwischen den Zahnabschnitten Zahnfußabschnitte ausgebildet sind, und das nach dem Formen einer Vakuumaufkohlungsbehandlung und anschließenden Abschreckbehandlung mit Aufheizen durch Energie hoher Dichte unterzogen worden ist, wobei der Werkstoffstahl eine chemische Zusammensetzung hat aus:
C: 0,10 Masse% bis 0,30 Masse%;
Si: 0,50 Masse% bis 3,00 Masse%;
Mn: 0,30 Masse% bis 3,00 Masse%;
P: 0,030 Masse% oder weniger;
S: 0,30 Masse% oder weniger;
Cu: 0,01 Masse% bis 1,00 Masse%;
Ni: 0,01 Masse% bis 3,00 Masse%;
Cr: 0,20 Masse% bis 1,0 Masse%;
Mo: 0,10 Masse% oder weniger;
N: 0,05 Masse% oder weniger; und
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil, wobei
Si(Masse%) + Ni(Masse%) + Cu(Masse%) – Cr(Masse%) > 0,5 erfüllt ist. A drive system component according to an aspect of the invention is a gear formed of a molded material steel having a disc portion and a plurality of tooth portions discretely formed circumferentially on the disc portion having a shape in which tooth root portions between the tooth portions and after being subjected to forming a vacuum carburizing treatment and then quenching treatment with high density energy heating, the material steel having a chemical composition of:
C: 0.10 mass% to 0.30 mass%;
Si: 0.50 mass% to 3.00 mass%;
Mn: 0.30 mass% to 3.00 mass%;
P: 0.030 mass% or less;
S: 0.30 mass% or less;
Cu: 0.01 mass% to 1.00 mass%;
Ni: 0.01 mass% to 3.00 mass%;
Cr: 0.20 mass% to 1.0 mass%;
Mo: 0.10 mass% or less;
N: 0.05 mass% or less; and
Fe and unavoidable impurities: a residual portion, where
Si (mass%) + Ni (mass%) + Cu (mass%) - Cr (mass%)> 0.5 is satisfied.

In den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten ist in einer Oberflächenschicht zumindest eines Teils eines Abschnitts, der einen Kantenteil an einem Ende in Achsenrichtung einschließt, ein partiell angelassener Bereich vorgesehen. Der partiell angelassene Bereich hat eine Härte, die geringer als die Härte einer Martensitstruktur ist, die durch die Abschreckbehandlung in der Oberflächenschicht des Teils des Abschnitts erzeugt wurde. Von der Martensitstruktur, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde, wird in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten eine Oberflächenschicht eines anderen Abschnitts als der partiell angelassene Bereich gebildet. In the tooth sections and the Zahnfußabschnitten is in a surface layer at least a part of a portion including an edge part at one end in the axis direction, a partially annealed area is provided. The partially annealed portion has a hardness lower than the hardness of a martensite structure produced by the quenching treatment in the surface layer of the portion of the portion. Of the martensite structure formed by the quenching treatment, a surface layer of a portion other than the partially annealed portion is formed in the teeth portions and the tooth root portions.

Das oben beschriebene Zahnrad wird hergestellt unter Durchführung eines Vakuumaufkohlungsschritts, in dem das Zahnrad, das aus dem geformten Werkstoffstahl ausgebildet ist, der die chemische Zusammensetzung hat, bei einem Druck, der geringer als der Atmosphärendruck ist, in einer aufkohlenden Atmosphäre auf eine Temperatur bei oder mehr als einer Austenitisierungstemperatur des Werkstoffstahls aufgeheizt wird, um auf einer Oberfläche des Zahnrads eine aufgekohlte Schicht auszubilden; eines Abkühlschritts, in dem das Zahnrad nach dem Vakuumaufkohlungsschritt mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die geringer als eine Abkühlgeschwindigkeit ist, bei der der Werkstoffstahl in Martensit umgewandelt wird, auf eine Temperatur abgekühlt wird, die geringer als eine Temperatur ist, bei der eine Strukturumwandlung aufgrund des Abkühlens abgeschlossen ist; eines Abschreckschritts, bei dem das Zahnrad nach dem Abkühlschritt mit Aufheizen durch Energie hoher Dichte aufgeheizt wird, um die Temperatur des Zahnrads auf eine Temperatur bei oder mehr als der Austenitisierungstemperatur des Werkstoffstahls zu erhöhen und das Zahnrad aus diesem Zustand heraus mit einer Abkühlgeschwindigkeit bei oder mehr als der Abkühlgeschwindigkeit, bei der der Werkstoffstahl in Martensit umgewandelt wird, abgekühlt wird, um zumindest in einem Abschnitt der aufgekohlten Schicht eine Martensitstruktur auszubilden; und eines partiellen Anlassschritts, in dem nach dem Abschreckschritt mit dem Aufheizen durch Energie hoher Dichte in zumindest den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten des Zahnrads zumindest ein Teil eines Abschnitts aufgeheizt wird, der einen Kantenteil an einem Ende in Achsenrichtung einschließt, um die Temperatur zumindest des Teils des Abschnitts, der den Kantenabschnitt einschließt, auf eine Temperatur von 180°C oder mehr zu erhöhen, bei der die Austenitisierung des Werkstoffstahls nicht auftritt, und das Zahnrad aus diesem Zustand heraus abgekühlt wird, um in dem Abschnitt der aufgekohlten Schicht in zumindest dem Teil des Abschnitts, der den Kantenteil einschließt, eine Konzentration an Kohlenstoff zu verringern, die in der Martensitstruktur in einem festen Zustand gelöst ist. The above-described gear is manufactured by performing a vacuum carburizing step in which the gear made of the molded material steel having the chemical composition is at a pressure lower than the atmospheric pressure in a carburizing atmosphere at a temperature of is heated to more than an austenitizing temperature of the material steel to form a carburized layer on a surface of the gear; a cooling step in which the gear is cooled to a temperature lower than a temperature at which a structural transformation due to cooling is cooled after the vacuum carburizing step at a cooling rate lower than a cooling rate at which the material steel is converted into martensite is completed; a quenching step in which the gear is heated after the cooling step with high density energy heating to raise the temperature of the gear to a temperature at or more than the austenitizing temperature of the material steel and the gear out of this state at a cooling rate of at or more is cooled as the cooling rate at which the material steel is converted into martensite, to form a martensite structure at least in a portion of the carburized layer; and a partial tempering step of heating, after the high density energy quenching step, at least the teeth portions and the gear root portions of the gear, at least a portion of a portion including an edge portion at an axis direction end to the temperature of at least the portion of the portion including the edge portion, to raise to a temperature of 180 ° C or more, at which the austenitization of the material steel does not occur, and the gear is cooled out of this state, in the portion of the carburized layer in at least the part of the portion including the edge portion, to reduce a concentration of carbon dissolved in the martensite structure in a solid state.

Bei dem Herstellungsverfahren dieses Zahnrads gelangt während des Vakuumaufkohlens überschüssiger Kohlenstoff in den Kantenteil. Allerdings werden in diesem Teil im partiellen Anlassschritt Eisencarbide ausgebildet, und die Konzentration des Kohlenstoffs, der in der Martensitstruktur im festen Zustand gelöst ist, nimmt ab. Dies verleiht den Zahnflanken an den Korngrenzen und in den Körnern eine ausgeglichene Festigkeit und verbessert die Ermüdungsfestigkeit des Kantenteils. Auf diese Weise werden sowohl die Härte der Zahnflanken als auch die Ermüdungsfestigkeit des Kantenteils erreicht. Die Zugabe von zum Beispiel Si stellt die Härtbarkeit und Anlasserweichungsbeständigkeit sicher. Der partiell angelassene Bereich wird in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten des zu behandelnden Zahnrads im Kantenteil an zumindest einem Ende in der Achsenrichtung vorgesehen. Das Aufheizen sollte in diesem Fall im Herstellungsverfahren beim partiellen Anlassschritt mit Hochfrequenz-Induktionsaufheizen durch eine Erregerspule als Aufheizmittel in dem Zustand durchgeführt werden, in dem das zumindest eine Ende in der Achsenrichtung des Zahnrads, das den Kantenteil einschließt, in einem Raum innerhalb der Erregerspule liegt und das andere Ende in der Achsenrichtung des Zahnrads außerhalb der Erregerspule liegt. In the manufacturing process of this gear, excess carbon gets into the edge part during vacuum carburizing. However, in this part, in the partial annealing step, iron carbides are formed, and the concentration of carbon dissolved in the solid state martensite structure decreases. This gives the tooth flanks on the grain boundaries and in the grains a balanced strength and improves the fatigue strength of the edge part. In this way, both the hardness of the tooth flanks and the fatigue strength of the edge part are achieved. The addition of, for example, Si ensures the hardenability and tempering resistance. The partially annealed portion is provided in the tooth portions and the tooth root portions of the gear to be treated in the edge portion at at least one end in the axis direction. The heating in this case should be performed in the manufacturing process in the partial annealing step with high frequency induction heating by an exciting coil as a heating means in the state where the at least one end in the axis direction of the gear including the edge part lies in a space inside the exciting coil and the other end lies in the axis direction of the gear outside the exciting coil.

Die chemische Zusammensetzung des Werkstoffstahls umfasst außerdem vorzugsweise Folgendes:
B: 0,005 Masse% oder weniger; und
Ti: 0,10 Masse% oder weniger. The chemical composition of the material steel also preferably includes the following:
B: 0.005 mass% or less; and
Ti: 0.10 mass% or less.

Das liegt daran, dass die Zugabe von B die Härtbarkeit verbessert und die Korngrenzenfestigkeit der aufgekohlten Schicht erhöht. Der Einschluss von Ti kann verhindern, dass die Härtbarkeitsverbesserungswirkung durch B verloren geht. This is because the addition of B improves the hardenability and increases the grain boundary strength of the carburized layer. The inclusion of Ti can prevent B from losing the hardenability improving effect.

Genauer schließen Beispiele eines solchen Zahnrads, ohne darauf beschränkt zu sein, ein Zahnrad ein, das eine abgeschrägte Form hat, bei der ein Ende von ihm in der Achsenrichtung einen Durchmesser hat, der größer als der des anderen Endes ist. Im Fall des abgeschrägt geformten Zahnrads wird der partiell angelassene Bereich in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten im Kantenteil an dem Ende auf der Seite des größeren Durchmessers vorgesehen. Das Aufheizen sollte in diesem Fall im Herstellungsverfahren beim partiellen Anlassschritt in dem Zustand erfolgen, in dem das Ende auf der Seite des größeren Durchmessers des abgeschrägt geformten Zahnrads in dem Raum innerhalb der Erregerspule liegt und das Ende auf der Seite des kleineren Durchmessers des abgeschrägt geformten Zahnrads außerhalb der Erregerspule liegt. Als das abgeschrägt geformte Zahnrad kann ein Kegelzahnrad oder ein Hypoidzahnrad verwendet werden. Specifically, examples of such a gear include, but are not limited to, a gear having a chamfered shape with one end thereof in the axis direction having a diameter larger than that of the other end. In the case of the chamfered gear, the partially annealed area in the tooth portions and the tooth root portions in the edge portion is provided at the end on the larger diameter side. In this case, the heating should be performed in the partial annealing step manufacturing process in the state where the larger diameter side end of the chamfered gear is in the space inside the exciting coil and the smaller diameter side end of the chamfered shaped gear outside the exciter coil lies. As the beveled gear, a bevel gear or a hypoid gear may be used.

In dem Zahnrad dieser Ausgestaltung ist ein Zahneingriffsbereich auf jeder der Zahnflanken, der in ein anderes Zahnrad greift, vorzugsweise nicht in dem partiell angelassenen Bereich enthalten und wird vorzugsweise von der Martensitstruktur gebildet, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde. Darüber hinaus ist bei einem Seitenzahnrad und einem Ritzelzahnrad in einem Differential, das derart gestaltet ist, dass eine Vielzahl von Zahnrädern dieser Ausgestaltung ineinandergreifen, ein Zahneingriffsbereich auf jeder der Zahnflanken der Zahnräder, die in das andere der ineinandergreifenden Zahnräder greifen, vorzugsweise nicht in dem partiell angelassenen Bereich enthalten und wird vorzugsweise von der Martensitstruktur gebildet, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde. Das liegt daran, weil der Zahneingriffsbereich eine hohe Härte haben muss. In the gear of this embodiment, a meshing portion on each of the tooth flanks engaging with another gear is preferably not included in the partially annealed portion and is preferably formed of the martensite structure created by the quenching treatment. Moreover, in a side gear and a pinion gear in a differential configured such that a plurality of gears of this embodiment intermesh, preferably, a meshing portion on each of the tooth flanks of the gears engaging with the other one of the meshing gears is not in the partial one annealed region and is preferably formed by the martensite structure created by the quenching treatment. This is because the meshing area must have a high hardness.

– Wirkungen der Erfindung –Effects of the Invention

Die Erfindung stellt ein Zahnrad zum Einsatz unter hoher Beanspruchung, etwa zum Einsatz in einem ein Differentialzahnrad aufweisenden Kraftübertragungssystem eines Fahrzeugs, das sowohl eine ausreichende Härte als auch eine ausreichende Ermüdungsfestigkeit hat, und außerdem ein Verfahren zur Herstellung des Zahnrads zur Verfügung. The invention provides a high stress gear such as for use in a differential geared transmission of a vehicle having both sufficient hardness and sufficient fatigue strength, and also a method of manufacturing the gear.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS

1 ist eine Perspektivansicht, die ein Differentialzahnrad gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung zeigt. 1 Fig. 10 is a perspective view showing a differential gear according to an embodiment of the invention.

2 ist eine Draufsicht, die das Differentialzahnrad gemäß dem Ausführungsbeispiel zeigt. 2 FIG. 10 is a plan view showing the differential gear according to the embodiment. FIG.

3 ist eine teilweise vergrößerte Draufsicht auf einen Teil von 2. 3 is a partially enlarged plan view of a part of 2 ,

4 ist eine teilweise Perspektivansicht des Differentialzahnrads gemäß dem Ausführungsbeispiel von einer anderen Richtung aus gesehen. 4 is a partial perspective view of the differential gear according to the embodiment seen from another direction.

5 ist eine teilweise Schnittansicht eines Kantenteils des Differentialzahnrads. 5 is a partial sectional view of an edge portion of the differential gear.

6 ist ein schematisches Schaubild, das einen Anstieg an Ermüdungsfestigkeit durch Anlassen darstellt. 6 FIG. 12 is a schematic diagram illustrating an increase in fatigue strength by tempering. FIG.

7 ist eine grafische Darstellung, die Beziehungen von Abschreckhärte und Anlasshärte zu einer C-Konzentration zeigt. 7 Fig. 10 is a graph showing relationships of quenching hardness and tempering hardness to a C concentration.

8 ist eine grafische Darstellung, die unter Verwendung einer Beziehung zwischen Oberflächenhärte und Vierpunkt-Biegefestigkeit eine Wirkung des Anlassens darstellt. 8th Fig. 12 is a graph showing an effect of tempering using a relationship between surface hardness and four-point bending strength.

9 ist eine Vorderansicht, die die Form eines Prüfmusters und eines Prüfverfahrens zeigt, die in dem in 8 gezeigten Versuch verwendet wurden. 9 is a front view showing the form of a test pattern and a test method, which in the in 8th experiment shown were used.

10 ist ein schematisches Schnittschaubild, das ein Aufheizverfahren zeigt, wenn partielles Anlassen erfolgt. 10 Fig. 12 is a schematic sectional diagram showing a heating process when partial tempering is performed.

11 ist eine teilweise Schnittansicht, die ein Anwendungsbeispiel bei einem Seitenzahnrad und einem Ritzelzahnrad in einem Differential darstellt. 11 is a partial sectional view illustrating an application example in a side gear and a pinion gear in a differential.

12 ist eine grafische Darstellung, die die Anlasserweichungsbeständigkeit von Stahl dieses Ausführungsbeispiels darstellt. 12 Fig. 12 is a graph showing the tempering resistance of steel of this embodiment.

13 ist eine grafische Darstellung, die einen Einfluss der C-Konzentration beim Anlassen darstellt. 13 is a graph showing an influence of C concentration at startup.

14 ist eine grafische Darstellung, die einen Einfluss des Anlassens auf die Härte darstellt. 14 is a graph showing an influence of tempering on hardness.

15 ist eine grafische Darstellung, die einen Einfluss der Anlasstemperatur darstellt. 15 is a graph showing an influence of the tempering temperature.

16 ist ein erläuterndes Schaubild, das eine Gestaltung einer Wärmebehandlungsanlage zeigt, die zur Wärmebehandlung des Ausführungsbeispiels geeignet ist. 16 Fig. 10 is an explanatory diagram showing a configuration of a heat treatment equipment suitable for heat treatment of the embodiment.

17 zeigt ein Beispiel eines Aufheizmusters einer Vakuumaufkohlungsbehandlung und einer langsamen Abkühlbehandlung unter reduziertem Druck. 17 FIG. 16 shows an example of a heating pattern of a vacuum carburizing treatment and a slow cooling treatment under reduced pressure.

18 zeigt ein Beispiel eines Aufheizmusters eines Abschreckschritts. 18 shows an example of a heating pattern of a quenching step.

19 zeigt ein Beispiel eines Aufheizmusters eines partiellen Anlassschritts. 19 shows an example of a heating pattern of a partial starting step.

AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG EMBODIMENTS OF THE INVENTION

Im Folgenden wird ausführlich unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen ein Ausführungsbeispiel beschrieben, mit dem die Erfindung ausgeführt wird. Dieses Ausführungsbeispiel führt die Erfindung als ein Differentialzahnrad aus, das in einem Differential eines Kraftübertragungssystems eines Automobils verwendet wird. Die Perspektivansicht von 1 und die Draufsicht von 2 zeigen die Form eines Differentialzahnrads 1 gemäß diesem Ausführungsbeispiel. Das Differentialzahnrad 1 ist auf der Umfangskante eines Scheibenabschnitts 12, der eine Kreisform hat, in gleichmäßigen Intervallen diskret mit Zahnabschnitten 11 versehen. Zwischen den Zahnabschnitten 11 liegen Zahnfußabschnitte 13. Das Differentialzahnrad 1 ist ein Kegelzahnrad, das in der Achsenrichtung (der vertikalen Richtung in 1) auf der Seite einer oberen Endfläche 14 und der Seite einer unteren Endfläche 15 verschiedene Durchmesser hat. Das in 1 gezeigte Differentialzahnrad 1 hat auf der Seite der oberen Endfläche 14 einen kleineren Durchmesser und auf der Seite der unteren Endfläche 15 einen größeren Durchmesser. 2 ist eine Draufsicht auf das Differentialzahnrad 1 von der Seite der oberen Endfläche 14 aus gesehen, die den kleineren Durchmesser aufweist. 1 zeigt ein Zahnrad mit neun Zähnen, und 2 zeigt ein Zahnrad mit zehn Zähnen. Während angenommen wird, dass das Differentialzahnrad 1 in einem Differential als ein Ritzelzahnrad verwendet wird, ist ein Zahnrad, das als ein Seitenzahnrad verwendet wird, mit Ausnahme der Größe und der Anzahl an Zähnen das gleiche Kegelzahnrad. Hereinafter, an embodiment will be described in detail with reference to the accompanying drawings, with which the invention is carried out. This embodiment embodies the invention as a differential gear used in a differential of a power transmission system of an automobile. The perspective view of 1 and the top view of 2 show the shape of a differential gear 1 according to this embodiment. The differential gear 1 is on the peripheral edge of a disk section 12 which has a circular shape discretely with teeth sections at regular intervals 11 Mistake. Between the tooth sections 11 lie Zahnfußabschnitte 13 , The differential gear 1 is a bevel gear provided in the axis direction (the vertical direction in FIG 1 ) on the side of an upper end surface 14 and the side of a lower end surface 15 has different diameters. This in 1 shown differential gear 1 has on the side of the upper end surface 14 a smaller diameter and on the side of the lower end surface 15 a larger diameter. 2 is a plan view of the differential gear 1 from the side of the upper end surface 14 seen from, which has the smaller diameter. 1 shows a gear with nine teeth, and 2 shows a gear with ten teeth. While it is believed that the differential gear 1 In a differential used as a pinion gear, a gear used as a side gear is the same bevel gear except for the size and the number of teeth.

Unter Bezugnahme auf die 3 und 4 wird ein Kantenteil 16 des Differentialzahnrads 1 erläutert. 3 ist eine Ansicht, die eine vergrößerte Ansicht eines Bereichs A zeigt, der ein Teil von 2 ist. 4 ist eine teilweise Perspektivansicht des Differentialzahnrads 1 von einer anderen Richtung als in 1 aus gesehen. In 4 wird das Differentialzahnrad 1 von der Seite der unteren Endfläche 15 aus betrachtet, die den größeren Durchmesser aufweist. In den 3 und 4 geben die Schraffurlinien in dem Differentialzahnrad 1 jeweils an Enden auf der Seite der unteren Endfläche 15 der Zahnabschnitte 11 und Enden auf der Seite der unteren Endfläche 15 der Zahnfußabschnitte 13 einen Teil an, der eine vorspringende Form oder eine spitzenartige Form hat. Dieser Teil ist ein Teil, der während der Bearbeitung des Zahnrads stark durch eine Oberfläche beeinflusst wird. Bei dieser Erfindung wird dieser Teil der Kantenteil 16 genannt. In den 3 und 4 ist der schraffierte Bereich des Kantenteils 16 gezeigt, um diesen Teil auf dem Differentialzahnrad 1 besonders hervorzuheben. Der schraffierte Teil bedeutet nicht, dass auf dem tatsächlichen Differentialzahnrad 1 an dem Teil irgendetwas angebracht ist. With reference to the 3 and 4 becomes an edge part 16 of the differential gear 1 explained. 3 FIG. 14 is a view showing an enlarged view of a region A that is a part of FIG 2 is. 4 is a partial perspective view of the differential gear 1 from a different direction than in 1 seen from. In 4 becomes the differential gear 1 from the side of the lower end surface 15 from considered, which has the larger diameter. In the 3 and 4 give the hatching lines in the differential gear 1 each at ends on the side of the lower end surface 15 the tooth sections 11 and ends on the side of the lower end surface 15 the Zahnfußabschnitte 13 a part having a protruding shape or a tip-like shape. This part is a part that is heavily influenced by a surface during the machining of the gear. In this invention, this part becomes the edge part 16 called. In the 3 and 4 is the hatched area of the edge part 16 shown to this part on the differential gear 1 Of particular note. The hatched part does not mean that on the actual differential gear 1 something is attached to the part.

5 zeigt eine teilweise Schnittansicht der Umgebung des Kantenteils 16 des Differentialzahnrads 1. Wie aus 5 gut hervorgeht, hat die Umgebung des Kantenteils 16 eine Form, die von einem anderen Abschnitt vorspringt, sodass sie einen spitzen Winkel bildet. Diese Form führt dazu, dass die Umgebung des Kantenteils 16 während der Verarbeitung stark durch die Oberfläche beeinflusst wird. 5 zeigt in dem Zahnfußabschnitt 13 einen Bereich in der Umgebung des Kantenteils 16. Der Kantenteil 16 in dem Zahnabschnitt 11 hat eine scharfkantigere Form als der andere Abschnitt als der Kantenteil 16, auch wenn sie nicht so scharfkantig wie die des Zahnfußabschnitts 13 ist. Der Pfeil G in 5 dient einer Erläuterung, die später unter Bezugnahme auf 14 erfolgt. 5 shows a partial sectional view of the surroundings of the edge portion 16 of the differential gear 1 , How out 5 well, has the environment of the edge part 16 a shape that protrudes from another section so that it forms an acute angle. This shape causes the environment of the edge part 16 is heavily influenced by the surface during processing. 5 shows in the Zahnfußabschnitt 13 an area in the vicinity of the edge part 16 , The edge part 16 in the tooth section 11 has a more sharp-edged shape than the other portion than the edge portion 16 even if they are not as sharp as the Zahnfußabschnitts 13 is. The arrow G in 5 serves as an explanation, later referring to 14 he follows.

Im Folgenden wird ein Stahl beschrieben, der als ein Werkstoff des Differentialzahnrads 1 verwendet werden kann (nachstehend "Stahl dieses Ausführungsbeispiels" genannt). Im Folgenden wird die Einheit "Masse%" in den Zusammensetzungen einfach mit "%" notiert. Die Bestandteilsbereiche des Stahls dieses Ausführungsbeispiels sind wie folgt:
C: 0,10% bis 0,30%,
Si: 0,50% bis 3,00%,
Mn: 0,30% bis 3,00%,
P: 0,030% oder weniger,
S: 0,030% oder weniger,
Cu: 0,01% bis 1,00%,
Ni: 0,01% bis 3,00%,
Cr: 0,20% bis 1,00%,
Mo: 0,10% oder weniger,
N: 0,05% oder weniger, und
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil. Hereinafter, a steel will be described as a material of the differential gear 1 can be used (hereinafter "steel of this embodiment" called). In the following, the unit "mass%" in the compositions is simply noted as "%". The constituent portions 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, and
Fe and unavoidable impurities: a residual fraction.

Darüber hinaus ist in dem Stahl dieses Ausführungsbeispiels unter den oben aufgezählten Bestandteilen im Hinblick auf Si, Ni, Cu und Cr der folgende Ausdruck erfüllt: Si(%) + Ni(%) + Cu(%) – Cr(%) > 0,5. Moreover, in the steel of this embodiment, among the above-enumerated components with respect to Si, Ni, Cu and Cr, the following expression is satisfied. Si (%) + Ni (%) + Cu (%) - Cr (%)> 0.5.

Im Folgenden wird jedes Element beschrieben. The following describes each element.

C: 0,10% bis 0,30% C: 0.10% to 0.30%

C ist ein Element, das notwendig ist, um die Festigkeit des Stahls sicherzustellen. Daher wird die Untergrenze der Zugabemenge an C in dem Stahl dieses Ausführungsbeispiels auf 0,1% eingestellt, um seine innere Festigkeit sicherzustellen. Wenn die Zugabemenge an C jedoch 0,30% überschreitet, treten die folgenden zwei Nachteile auf. Der eine ist, dass die Zähigkeit abnimmt, während die Härte zunimmt. Der andere ist, dass sich die maschinelle Bearbeitbarkeit des Werkstoffstahls verschlechtert. Daher wird die Obergrenze der Zugabemenge an C auf 0,30% eingestellt. Dabei ist zu beachten, dass diese C-Konzentrationswerte auf diejenigen vor dem später beschriebenen Aufkohlungsschritt zutreffen. Nach dem Aufkohlungsschritt hat ein dadurch beeinflusster Oberflächenschichtabschnitt einen höheren C-Konzentrationswert als vor dem Aufkohlungsschritt. C is an element necessary to ensure the strength of the steel. Therefore, the lower limit of the addition amount of C in the steel of this embodiment is set to 0.1% to ensure its internal strength. However, when the addition amount of C exceeds 0.30%, the following two drawbacks occur. One is that toughness decreases as hardness increases. The other is that the machinability of the material steel deteriorates. Therefore, the upper limit of the addition amount of C is set to 0.30%. It should be noted that these C concentration values apply to those before the carburization step described later. After the carburizing step, a surface layer portion influenced thereby has a higher C concentration value than before the carburizing step.

Si: 0,50% bis 3,00%  Si: 0.50% to 3.00%

Si ist ein Element, das in einem Stahlerzeugungsprozess bei der Desoxidation beteiligt ist, und auch ein Element, das die Wirkung hat, dem Stahl die notwendige Festigkeit und Härtbarkeit zu verleihen und die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls zu verbessern. Um die Anlasserweichungsbeständigkeit zu erreichen, wird der Stahl dieses Ausführungsbeispiels so eingestellt, dass er einen Si-Gehalt von 0,50% oder mehr hat. Wenn der Si-Gehalt 3,00% überschreitet, nimmt die Festigkeit des Stahls zu, sodass sich die Schmiedbarkeit, insbesondere die Kaltschmiedbarkeit, oder die maschinelle Bearbeitbarkeit verschlechtert. Daher muss der Si-Gehalt im Bereich von 0,50% bis 3,00% liegen. Si is an element involved in deoxidation in a steelmaking process, and also an element which has the effect of imparting the steel with the necessary strength and hardenability and improving the steel start-up resistance of the steel. In order to achieve the starter softening resistance, the steel of this embodiment is set to have a Si content of 0.50% or more. When the Si content exceeds 3.00%, the strength of the steel increases, so that the forgeability, especially the cold forgeability, or the machinability deteriorates. Therefore, the Si content must be in the range of 0.50% to 3.00%.

Mn: 0,30% bis 3,00% Mn: 0.30% to 3.00%

Mn ist ein Element, das die Wirkung hat, die Härtbarkeit zu verbessern. Die Wirkung ist allerdings unzureichend, wenn der Gehalt an Mn weniger als 0,30% beträgt. Der Mn-Gehalt von mehr als 3,00% verursacht jedoch eine Erhöhung der Härte, sodass sich die Schmiedbarkeit, insbesondere die Kaltschmiedbarkeit, oder die maschinelle Bearbeitbarkeit verschlechtert. Daher muss der Mn-Gehalt im Bereich von 0,30% bis 3,00% liegen. Mn is an element that has the effect of improving hardenability. However, the effect is insufficient when the content of Mn is less than 0.30%. However, the Mn content of more than 3.00% causes an increase in the hardness, so that the forgeability, especially the cold forgeability, or the machinability degrades. Therefore, the Mn content must be in the range of 0.30% to 3.00%.

P: 0,030% oder weniger P: 0.030% or less

P hat die Wirkung, durch Korngrenzenausscheidung die Zähigkeit zu verringern. Daher muss der Gehalt an P auf ein Minimum verringert werden. Der P-Gehalt kann kaum auf Null verringert werden, muss aber auf 0,030% oder weniger verringert werden. P has the effect of reducing toughness by grain boundary precipitation. Therefore, the content of P must be reduced to a minimum. The P content can hardly be reduced to zero, but must be reduced to 0.030% or less.

S: 0,030% oder weniger S: 0.030% or less

S hat die Wirkung, die Duktilität zu verringern, indem es im Stahl mit Mn reagiert, sodass MnS erzeugt wird. Daher muss der Gehalt an S 0,030% oder weniger betragen. S has the effect of reducing ductility by reacting with Mn in the steel to produce MnS. Therefore, the content of S must be 0.030% or less.

Cu: 0,01% bis 1,00% und Ni: 0,01% bis 3,00% Cu: 0.01% to 1.00% and Ni: 0.01% to 3.00%

Neben dem oben beschriebenen Si sind Cu und Ni Bestandteile, die die Erzeugung von Eisencarbiden behindern. Daher wird der Stahl dieses Ausführungsbeispiels so eingestellt, dass er jeweils Cu- und Ni-Gehalte von 0,01% oder mehr hat. Allerdings verschlechtern übermäßige Gehalte an Cu und Ni die Heißbearbeitbarkeit, sodass der Cu-Gehalt 1,00% oder weniger betragen muss und der Ni-Gehalt 3,00% oder weniger betragen muss. In addition to the Si described above, Cu and Ni are components which hinder the production of iron carbides. Therefore, the steel of this embodiment is set to have Cu and Ni contents of 0.01% or more, respectively. However, excessive contents of Cu and Ni deteriorate the hot workability, so that the Cu content must be 1.00% or less and the Ni content must be 3.00% or less.

Cr: 0,20% bis 1,00% Cr: 0.20% to 1.00%

Im Gegensatz zu Si, Cu und Ni ist Cr ein Bestandteil, der die Erzeugung der Eisencarbide erleichtert, und er sollte in dem Stahl nicht in einer großen Menge enthalten sein. Daher muss der Gehalt an Cr bei 1,00% oder weniger gehalten werden. Das gleiche trifft für den Fall zu, in dem der Stahl eine verhältnismäßig große Menge an Bestandteilen enthält, die die Erzeugung der Eisencarbide behindern. Andererseits ist Cr ein Element, das die Härtbarkeit und die Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls verbessert, sodass der Cr-Gehalt 0,20% oder mehr betragen muss. Unlike Si, Cu and Ni, Cr is a component facilitating the production of iron carbides and should not be contained in the steel in a large amount. Therefore, the content of Cr must be kept at 1.00% or less. The same applies to the case where the steel contains a relatively large amount of constituents which hinder the production of iron carbides. On the other hand, Cr is an element that improves the hardenability and the tempering resistance of the steel so that the Cr content must be 0.20% or more.

Wie oben beschrieben wurde, haben Si, Cu und Ni hinsichtlich der Erzeugung von Eisencarbiden eine gegensätzliche Wirkung wie Cr. In dem Stahl dieses Ausführungsbeispiels muss die Erzeugungsbehinderungswirkung von Si, Cu und Ni die Erzeugungserleichterungswirkung von Cr überschreiten. Daher muss die Summe der Gehalte an Si, Ni und Cu den Gehalt an Cr um eine Differenz von 0,50 oder mehr überschreiten. As described above, Si, Cu and Ni have an opposite effect to Cr in producing iron carbides. In the steel of this embodiment, the generation inhibition effect of Si, Cu and Ni must exceed the generation facilitating effect of Cr. Therefore, the sum of the contents of Si, Ni and Cu must exceed the content of Cr by a difference of 0.50 or more.

Mo: 0,10% oder weniger Mo: 0.10% or less

Mo ist in dem Stahl dieses Ausführungsbeispiels kein wesentliches Element und darf nicht den Obergrenzengehalt von 0,10% überschreiten, wenn es enthalten ist. Vorausgesetzt, dass die oben angegebene Obergrenze nicht überschritten wird, kann davon ausgegangen werden, dass die Härtbarkeit und die Anlasserweichungsbeständigkeit verbessert werden, wenn Mo enthalten ist. Die gleiche Wirkung wird jedoch durch Zugabe einer passenden Menge an Si oder Mn (insbesondere Si) erreicht, sodass der Einschluss von Mo nicht wesentlich ist. Mo is not an essential element in the steel of this embodiment and should not exceed the upper limit content of 0.10% if it is contained. Provided that the above upper limit is not exceeded, it can be considered that the hardenability and the starter-softening resistance are improved when Mo is contained. However, the same effect is achieved by adding an appropriate amount of Si or Mn (especially Si), so inclusion of Mo is not essential.

N: 0,05% oder weniger N: 0.05% or less

Eine übermäßige Menge an N in dem Stahl verschlechtert die Schmiedbarkeit deutlich. Dabei fixiert Ti zum Beispiel N, wodurch der Einfluss von N auf die Schmiedbarkeit verringert wird. In diesem Fall reagiert N in dem Stahl mit Ti, sodass ein Nitrid erzeugt wird. Allerdings verursacht die Erzeugung von großen TiN-Partikeln eine Verringerung der Festigkeit. Daher muss der Gehalt an N 0,05% oder weniger betragen. Excessive amount of N in the steel significantly deteriorates the forgeability. For example, Ti fixates N, which reduces the influence of N on forgeability. In this case, N in the steel reacts with Ti to produce a nitride. However, the generation of large TiN particles causes a reduction in strength. Therefore, the content of N must be 0.05% or less.

Der Stahl dieses Ausführungsbeispiels kann zudem die folgenden Bestandteile enthalten:
B: 0,005% oder weniger (ohne 0%) und
Ti: 0,10% oder weniger (ohne 0%). The steel of this embodiment may further contain the following components:
B: 0.005% or less (without 0%) and
Ti: 0.10% or less (without 0%).

B: 0,005% oder weniger (ohne 0%) B: 0.005% or less (without 0%)

Die Zugabe von B verleiht dem Stahl Härtbarkeit. Somit ist B ein Element, das die Wirkung hat, die Korngrenzenfestigkeit zu erhöhen. B erhöht die Korngrenzenfestigkeit, da B in dem Stahl an Korngrenzen gegenüber P vorrangig ausgeschieden wird. Es ist zwar eine bekannte Tatsache, dass die Korngrenzenausscheidung von P die Korngrenzenfestigkeit des Stahls deutlich verringert, doch verhindert B eine solche Verringerung der Korngrenzenfestigkeit. Die Korngrenzenausscheidung von B hat tatsächlich die Wirkung, die Korngrenzenfestigkeit des Stahls zu verbessern. Allerdings sättigt ein übermäßiger Gehalt an B die vorteilhafte Wirkung auf die Härtbarkeit und beeinträchtigt auch die Bearbeitbarkeit. Daher muss der Gehalt an B 0,005% oder weniger betragen. The addition of B gives the steel hardenability. Thus, B is an element that has the effect of increasing grain boundary strength. B increases the grain boundary strength because B is preferentially precipitated in the steel at grain boundaries opposite to P. While it is a known fact that the grain boundary precipitation of P markedly reduces the grain boundary strength of the steel, B prevents such a reduction in grain boundary strength. The grain boundary segregation of B actually has the effect of improving the grain boundary strength of the steel. However, an excessive content of B saturates the beneficial effect on the hardenability and also affects the machinability. Therefore, the content of B must be 0.005% or less.

Insbesondere hat die Zugabe von B eine große Bedeutung, wenn ein zu bearbeitendes Stahlprodukt in einem Formprozess einer Phosphatierungsbehandlung unterzogen wird. Das liegt daran, weil P, das in der dünnen Phosphatschicht enthalten ist, während der Aufkohlungsbehandlung in einem gewissen Umfang in den Stahl eindringt. Antriebssystemsbestandteile wie das Differentialzahnrad 1 unterliegen in dem Formprozess häufig der Phosphatierungsbehandlung und verbessern durch die Zugabe von B die Korngrenzenfestigkeit. In particular, the addition of B is of great importance when a steel product to be processed is subjected to a phosphating treatment in a molding process. This is because P contained in the thin phosphate layer penetrates into the steel to some extent during the carburizing treatment. Drive system components such as the differential gear 1 are often subject to the phosphating treatment in the molding process and improve the grain boundary strength by the addition of B.

Ti: 0,10% oder weniger (ohne 0%) Ti: 0.10% or less (without 0%)

Ti ist ein Element, das in dem Stahl mit N reagiert, um Nitride (TiN) zu erzeugen. Daher hat Ti die Wirkung, B daran zu hindern, mit N zu reagieren, sodass es sich zu BN ändert, und es hat dadurch die Wirkung, einen Verlust der Wirkung von B zur Verbesserung der Härtbarkeit zu verhindern. Ti hat auch die Wirkung, die Verformungsbeständigkeit des Stahls zu verringern, indem es mit N reagiert, um im Kristallgitter von Eisen die Mischkristallmenge an N zu verringern. Die Erzeugung von großen TiN-Partikeln führt jedoch zu einer Verringerung der Festigkeit des Stahls. Daher muss der Gehalt an Ti 0,10% oder weniger betragen. Ti is an element that reacts with N in the steel to produce nitrides (TiN). Therefore, Ti has the effect of preventing B from reacting with N to change to BN, and thereby has the effect of preventing loss of the effect of B to improve hardenability. Ti also has the effect of reducing the deformation resistance of the steel by reacting with N to reduce the amount of mixed crystal of N in the crystal lattice of iron. However, the generation of large TiN particles leads to a reduction in the strength of the steel. Therefore, the content of Ti must be 0.10% or less.

In der folgenden Beschreibung hat der Werkstoffstahl, der für das Differentialzahnrad 1 oder seine Prüfmuster verwendet wird, die folgende Bestandteilzusammensetzung, wenn nichts anderes angegeben ist:
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 und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil. In the following description, the material steel used for the differential gear 1 or its test specimen is used, the following constituent composition, unless otherwise indicated:
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 and unavoidable impurities: a residual fraction.

Im Folgenden wird die Wärmebehandlung beschrieben, die bei dem Differentialzahnrad 1 angewandt wird. Der Stahl, der als Ausgangswerkstoff die oben aufgezählten Bestandteile hat, wird durch Kaltbeschmieden grob geformt und dann spanend bearbeitet, um zu dem Differentialzahnrad 1 dieses Ausführungsbeispiels ausgebildet zu werden. Auf diese Weise wird die Außenform des Differentialzahnrads 1 fertiggestellt. Das Differentialzahnrad 1 dieses Ausführungsbeispiels wird jedoch erzielt, indem es außerdem der Behandlung der folgenden Schritte unterzogen wird. The heat treatment described in the differential gear will now be described 1 is applied. The steel, which has as the starting material the ingredients enumerated above, is coarsely formed by cold forging and then machined to the differential gear 1 This embodiment to be formed. In this way, the outer shape of the differential gear 1 completed. The differential gear 1 However, this embodiment is achieved by further undergoing the treatment of the following steps.

1. Aufkohlungsschritt 1. carburizing step

Dies ist ein Schritt, in dem eine Behandlung Anwendung findet, bei der in dem Oberflächenschichtabschnitt des Differentialzahnrads 1 eine aufgekohlte Schicht ausgebildet wird, indem das Differentialzahnrad 1 in einer aufkohlenden Atmosphäre aufgeheizt wird, um so die Härte des Oberflächenschichtabschnitts zu erhöhen. This is a step in which a treatment is applied in which in the surface layer portion of the differential gear 1 a carburized layer is formed by the differential gear 1 is heated in a carburizing atmosphere so as to increase the hardness of the surface layer portion.

2. Abkühlschritt 2nd cooling step

Dies ist ein Schritt, in dem das Differentialzahnrad 1 nach dem Aufkohlungsschritt abgekühlt wird. Diese Abkühlung muss nach dem Aufkohlungsschritt erfolgen, bis zumindest eine Strukturumwandlung aufgrund des Temperaturabfalls abgeschlossen ist. This is a step in which the differential gear 1 is cooled after the carburizing step. This cooling must occur after the carburizing step until at least one structural transformation due to the temperature drop is completed.

3. Abschreckschritt 3. quenching step

Dies ist ein Schritt, in dem das Differentialzahnrad 1 nach dem Abkühlschritt durch Energie hoher Dichte auf einen Austenitbereich aufgeheizt wird und das Differentialzahnrad 1 nach dem Aufheizen rasch abgekühlt wird, um das Differentialzahnrad 1 zu härten. This is a step in which the differential gear 1 after the cooling step is heated by high-density energy to an austenite region and the differential gear 1 after heating is cooled rapidly to the differential gear 1 to harden.

4. Anlassschritt 4. Starting step

Dies ist ein Schritt, in dem in einem Bereich, in dem in dem Aufkohlungsschritt als Schritt 1 eine große Menge Kohlenstoff eingedrungen ist, lokal ein Anlassen Anwendung findet. This is a step in which local tempering is applied in an area where a large amount of carbon has entered in the carburizing step as step 1.

Der Aufkohlungsschritt als Schritt 1 wird näher beschrieben. Im Allgemeinen wird in dem Aufkohlungsschritt in einen Ofen ein auf Kohlenwasserstoff basierendes Gas eingelassen, und in die Atmosphäre des Gases wird ein zu bearbeitender Stahlwerkstoff (hier Werkstoff des Differentialzahnrads 1) gesetzt und auf eine Austenitisierungstemperatur oder mehr aufgeheizt. Somit dringt in die Oberflächenschicht des zu bearbeitenden Stahlwerkstoffs C ein, sodass die aufgekohlte Schicht ausgebildet wird. Bei dieser Aufkohlungsbehandlung gelangen im Aufkohlungszeitraum zunächst Moleküle des aufkohlenden Gases mit der Oberfläche des Stahls in Kontakt und werden zerlegt, sodass aktivierter Kohlenstoff (C) erzeugt wird. Das aktivierte C wird der Oberfläche des Stahls zugeführt, sodass sich die Carbide bilden. Dieser Prozess speichert auf der Oberfläche des Stahls C. Während des anschließenden Diffusionszeitraums zerfallen die Carbide, sodass sich das gespeicherte C in der Matrix aus Fe löst. Dieser Prozess diffundiert den Kohlenstoff nach innen, sodass sich die aufgekohlte Schicht bildet. Der Eindringweg des Kohlenstoffs ist nicht auf den Weg über die Carbide beschränkt, sondern es kann auch einen Weg geben, entlang dem sich das aktivierte C direkt in der Matrix löst. The carburizing step as step 1 will be described in detail. In general, in the carburizing step, a hydrocarbon-based gas is introduced into an oven, and a steel material to be processed (here material of the differential gear) is introduced into the atmosphere of the gas 1 ) and heated to an austenitizing temperature or more. Thus, C penetrates into the surface layer of the steel material to be processed, so that the carburized layer is formed. During this carburization treatment, carburizing gas molecules first contact the surface of the steel with carburizing gas and are disassembled to produce activated carbon (C). The activated C is supplied to the surface of the steel so that the carbides form. This process stores on the surface of the steel C. During the subsequent diffusion period, the carbides decay, causing the stored C to dissolve in the matrix of Fe. This process diffuses the carbon inwards, forming the carburized layer. The penetration path of the Carbon is not limited to carbides, but there may also be a way along which the activated C dissolves directly in the matrix.

Der Aufkohlungsschritt in diesem Ausführungsbeispiel erfolgt unter Verwendung einer Vakuumaufkohlungsbehandlung, bei der die Temperatur im Bereich von 900°C bis 1100°C eingestellt wird und der Umgebungsdruck geringer als der Atmosphärendruck eingestellt wird. Dieser Prozess stellt die C-Konzentration in der Oberfläche des Stahlmaterials nach dem Diffusionszeitraum auf 0,8% oder weniger ein, was für eine C-Konzentration nach dem Aufkohlen verhältnismäßig wenig ist. Auf diese Weise wird die C-Konzentration in der aufgekohlten Schicht auf kleiner oder gleich der Menge von Kohlenstoff eutektoiden Stahls eingestellt. Infolgedessen kann, nachdem der Stahlwerkstoff während des anschließenden Abschreckschritts aufgeheizt wurde, um erneut zu Austenit umgewandelt zu werden, und dann rasch abgekühlt wurde, eine Martensitstruktur ohne Ausscheidung der Eisencarbide (etwa Zementit) ausgebildet werden. Der hier verwendete Ausdruck "Martensitstruktur" kann 20% oder weniger Restaustenit einschließen. Wenn der Aufkohlungsschritt die C-Konzentration in der Oberfläche auf ein Niveau von mehr als 0,8% erhöht, sind die Eisencarbide (etwa Zementit) nach dem Abschrecken an Korngrenzen ausgeschieden. Die Korngrenzen, an denen die Eisencarbide ausgeschieden werden, können als ein Bruchgausgangspunkt dienen und die Betriebsfestigkeit verringern. Im Fall des Differentialzahnrads 1 dieses Ausführungsbeispiels wird ein solches Phänomen verhindert, indem die C-Konzentration nach dem Aufkohlungsschritt bei einem verhältnismäßig geringen Wert gehalten wird. In dem oben beschriebenen Aufkohlungsschritt beträgt die Aufkohlungstemperatur vorzugsweise etwa 1000°C. The carburizing step in this embodiment is performed by using a vacuum carburizing treatment in which the temperature is set in the range of 900 ° C to 1100 ° C and the ambient pressure is set lower than the atmospheric pressure. This process sets the C concentration in the surface of the steel material after the diffusion period to 0.8% or less, which is relatively low for a carbon concentration after carburizing. In this way, the C concentration in the carburized layer is set to less than or equal to the amount of carbon eutectoid steel. As a result, after the steel material is heated during the subsequent quenching step to be recombined to austenite and then rapidly cooled, a martensite structure without precipitation of the iron carbides (such as cementite) can be formed. The term "martensite structure" as used herein may include 20% or less retained austenite. When the carburizing step raises the C concentration in the surface to a level of more than 0.8%, the iron carbides (such as cementite) are precipitated at grain boundaries after quenching. The grain boundaries at which the iron carbides are precipitated can serve as a break point and reduce fatigue strength. In the case of the differential gear 1 This embodiment prevents such a phenomenon by keeping the C concentration at a relatively low level after the carburizing step. In the carburizing step described above, the carburizing temperature is preferably about 1000 ° C.

In dem oben beschriebenen Vakuumaufkohlungsschritt liegt der Umgebungsdruck vorzugsweise im Bereich von 1 hPa bis 20 hPa. Die Verringerung des Umgebungsdrucks im Vakuumaufkohlungsschritt auf weniger als 1 hPa macht eine kostspielige Anlage erforderlich, um den Vakuumgrad zu erreichen und zu halten. Andererseits erzeugt die Erhöhung des Umgebungsdrucks auf einen hohen Druck von mehr als 20 hPa während des Aufkohlens Ruß. Dies kann zu einem Problem ungleichmäßigen Aufkohlens führen. Als das oben beschriebene aufkohlende Gas kann das auf Kohlenwasserstoff basierende Gas verwendet werden, etwa Acetylen, Propan, Butan, Methan, Ethylen oder Ethan. In the vacuum carburizing step described above, the ambient pressure is preferably in the range of 1 hPa to 20 hPa. Reducing the ambient pressure in the vacuum carburizing step to less than 1 hPa requires expensive equipment to achieve and maintain the degree of vacuum. On the other hand, increasing the ambient pressure to a high pressure of more than 20 hPa during carburizing generates soot. This can lead to a problem of uneven carburizing. As the carburizing gas described above, the hydrocarbon-based gas may be used, such as acetylene, propane, butane, methane, ethylene or ethane.

Bei dem Differentialzahnrad 1 dieses Ausführungsbeispiels ändert sich die Menge an Kohlenstoff, die während der Aufkohlungsbehandlung eingedrungen ist, aufgrund der Form des Differentialzahnrads 1 abhängig von der Lage. Das heißt, dass die Menge an Kohlenstoff an dem Kantenteil 16, der unter Bezugnahme auf die 3 bis 5 beschrieben wurde, größer als die in dem anderen Abschnitt ist. Das liegt daran, weil die Umgebung des Kantenteils 16 eine scharfkantigere Form hat, sodass der Kohlenstoff, der von der Oberfläche eingedrungen ist, einwärts in einen Abschnitt diffundieren kann, der nur ein geringes Volumen hat, und infolgedessen nach dem Aufkohlen eine große Menge C vorhanden ist. Dies liegt auch daran, weil in dem Aufkohlungsschritt die Vakuumaufkohlung erfolgt. Beim Gasaufkohlen, bei dem der Umgebungsdruck auf den Atmosphärendruck eingestellt wird, wird die Oberfläche des Stahlmaterials in einen Gleichgewichtzustand gebracht, in dem zusätzlich zur Aufkohlungsreaktion eine Entkohlungsreaktion auftritt. Infolgedessen ist die C-Konzentration in dem Kantenteil 16 nicht unbedingt höher als in dem anderen Abschnitt. Bei der Vakuumaufkohlung entwickelt sich die Reaktion jedoch zu einem Nichtgleichgewichtzustand hin, in dem nur die Aufkohlungsreaktion und nicht die Entkohlungsreaktion auftritt. Infolgedessen tritt im Kantenabschnitt 16 die Konzentration an C auf. At the differential gear 1 In this embodiment, the amount of carbon that has entered during the carburizing treatment changes due to the shape of the differential gear 1 depending on the location. That is, the amount of carbon at the edge portion 16 , referring to the 3 to 5 greater than that described in the other section. That's because the environment of the edge part 16 has a more sharp-edged shape so that the carbon which has penetrated from the surface can diffuse inwardly into a portion having a small volume, and consequently a large amount of C is present after carburizing. This is also because in the carburizing step, vacuum carburizing occurs. In gas carburizing in which the ambient pressure is set at the atmospheric pressure, the surface of the steel material is brought into an equilibrium state in which a decarburization reaction occurs in addition to the carburizing reaction. As a result, the C concentration is in the edge part 16 not necessarily higher than in the other section. However, in vacuum carburization, the reaction evolves to a non-equilibrium state in which only the carburization reaction and not the decarburization reaction occurs. As a result, occurs in the edge portion 16 the concentration of C on.

Im Folgenden wird der Abkühlschritt als Schritt 2 beschrieben. Der Abkühlschritt erfolgt unter einer langsam abkühlenden Bedingung. Genauer wird der Stahlwerkstoff des Differentialzahnrads 1 mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die geringer als eine Abkühlgeschwindigkeit ist, bei der der Stahlwerkstoff des Differentialzahnrads 1 während des Abkühlens in Martensit umgewandelt wird, unter eine Temperatur abgekühlt, bei der die Strukturumwandlung aufgrund des Abkühlens abgeschlossen ist. Dieses Abkühlverfahren kann das Auftreten eines Verzugs unterdrücken, der mit der Martensitumwandlung im Zusammenhang steht. Infolgedessen kann die Aufkohlungsbehandlung mit hervorragender Formgenauigkeit abgeschlossen werden. In the following, the cooling step will be described as step 2. The cooling step takes place under a slowly cooling condition. Specifically, the steel material of the differential gear 1 with a cooling rate lower than a cooling rate at which the steel material of the differential gear 1 is cooled to martensite during cooling, cooled below a temperature at which structural transformation due to cooling is completed. This cooling process can suppress the occurrence of warpage associated with martensite transformation. As a result, the carburizing treatment can be completed with excellent molding accuracy.

Diese Wirkung des Abkühlschritts kann nach dem Aufkohlen während des Abkühlens den Verzug unterdrücken, wodurch der Prozess mit dem nächsten Schritt, das heißt dem Abschreckschritt, fortfährt, während eine hohe Abmessungsgenauigkeit beibehalten wird. Diese Wirkung wird zu einem höheren Grad erzielt, wenn der Abkühlschritt unter der langsam abkühlenden Bedingung erfolgt. Wenn diese Wirkung mit dem Vorteil kombiniert wird, der erzielt wird, wenn der anschließende Abschreckschritt mit Aufheizen durch Energie hoher Dichte durchgeführt wird, kann die Form des Differentialzahnrads 1 nach dem Abschrecken bei wenig Verzug hochgradig präzise sein. This effect of the cooling step, after carburizing during cooling, can suppress the distortion, thereby continuing the process with the next step, that is, the quenching step, while maintaining a high dimensional accuracy. This effect is achieved to a greater degree when the cooling step is carried out under the slowly cooling condition. When this effect is combined with the advantage obtained when the subsequent quenching step is performed with high density energy heating, the shape of the differential gear can 1 to be highly accurate after quenching with little distortion.

Außerdem erfolgt der Abkühlschritt vorzugsweise wie im Aufkohlungsschritt unter geringerem Druck. In diesem Fall ist die Druckdifferenz zwischen den zwei Schritten gering. Dies erlaubt es, die zwei Schritte in der tatsächlichen Anlage kontinuierlich durchzuführen, indem eine direkte Verbindung zwischen einer Aufkohlungskammer und einer Langsamabkühlkammer geschaffen wird. Das heißt zum Beispiel, dass zwischen den zwei Kammern keine Vorkammer zur Druckeinstellung vorgesehen werden muss. Mit anderen Worten kann das Produkt, nachdem es der Vakuumaufkohlungsbehandlung unterzogen wurde, der Langsamabkühlungsbehandlung unter verringertem Druck unterzogen werden, ohne dem Atmosphärendruck ausgesetzt zu werden. Dies trägt ebenfalls zu einer Verringerung des Verzugs bei. In diesem Fall liegt der Umgebungsdruck im Abkühlschritt vorzugsweise im Bereich von 100 hPa bis 650 hPa. Der Abkühlschritt kann auch unter nicht verringertem Druck erfolgen. In addition, the cooling step is preferably carried out at a lower pressure as in the carburization step. In this case, the pressure difference between the two steps is small. This allows the two steps in the actual plant continuously by providing a direct connection between a carburizing chamber and a slow cooling chamber. This means, for example, that no pre-chamber for pressure adjustment must be provided between the two chambers. In other words, after subjected to the vacuum carburizing treatment, the product can be subjected to the slow cooling treatment under reduced pressure without being exposed to the atmospheric pressure. This also contributes to a reduction of the delay. In this case, the ambient pressure in the cooling step is preferably in the range of 100 hPa to 650 hPa. The cooling step may also be carried out under non-reduced pressure.

Als Nächstes wird der Abschreckschritt als Schritt 3 beschrieben. In dem Abschreckschritt ist es wichtig, das Differentialzahnrad 1 auf die Austenitisierungstemperatur oder mehr aufzuheizen und das Differentialzahnrad 1 aus diesem Zustand heraus rasch abzukühlen, um zumindest den Abschnitt der aufgekohlten Schicht in Martensit umzuwandeln. Zu diesem Zweck wird die Temperatur des Differentialzahnrads 1, das in dem Abkühlschritt als dem Schritt 2 einmal abgekühlt wurde, erneut auf eine hohe Temperatur erhöht. Für dieses Aufheizen ist Hochenergieaufheizen, etwa Hochfrequenz-Induktionsaufheizen, geeignet. Next, the quenching step will be described as step 3. In the quenching step, it is important to use the differential gear 1 to heat up to the austenitizing temperature or more and the differential gear 1 to rapidly cool from this condition to at least convert the portion of the carburized layer to martensite. For this purpose, the temperature of the differential gear 1 which has been once cooled in the cooling step as the step 2, again raised to a high temperature. High energy heating, such as high frequency induction heating, is suitable for this heating.

Das rasche Abkühlen in dem Abschreckschritt erfolgt vorzugsweise durch Wasserabkühlung. Und zwar kann die rasche Abkühlung durch die Wasserabkühlung die Martensitumwandlung hervorrufen, sodass eine hohe Abschreckwirkung erzielt wird. Mit anderen Worten wird eine höhere Festigkeit eines abgeschreckten Abschnitts erreicht. Wenn das Differentialzahnrad 1 durch das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen aufgeheizt wird, wird das Differentialzahnrad 1 vorzugsweise eines nach dem anderen bearbeitet. Wenn das Differentialzahnrad 1 nach dem Aufheizen mit Wasser abgekühlt wird, wird das Differentialzahnrad vorzugsweise abgekühlt, indem es gedreht wird und drumherum mit Kühlwasser besprüht wird. Auf diese Weise können verschiedene Abschnitte des Differentialzahnrads 1 gleichmäßig gekühlt werden. Infolgedessen wird das Auftreten des Verzugs aufgrund der raschen Abkühlung unterdrückt. Außerdem wird, wie oben beschrieben wurde, in dem abgeschreckten Abschnitt des Differentialzahnrads 1 die Martensitstruktur ohne Ausscheidung der Eisencarbide erzielt. The rapid cooling in the quenching step is preferably carried out by water cooling. Namely, the rapid cooling by the water cooling, the Martensitumwandlung cause, so that a high quenching effect is achieved. In other words, a higher strength of a quenched section is achieved. When the differential gear 1 is heated by the high-frequency induction heating, the differential gear becomes 1 preferably processed one after the other. When the differential gear 1 After heating with water, the differential gear is preferably cooled by being rotated and sprayed around with cooling water. In this way, different sections of the differential gear can be used 1 be cooled evenly. As a result, the occurrence of the distortion due to the rapid cooling is suppressed. In addition, as described above, in the quenched portion of the differential gear 1 achieved the martensite structure without excretion of iron carbides.

In diesem Ausführungsbeispiel ist das Differentialzahnrad 1 ein zu bearbeitendes Objekt. Wenn das zu bearbeitende Objekt wie in dem Fall des Differentialzahnrads 1 die vorspringenden Zahnabschnitte 11 aufweist, erfolgt das Aufheizen in dem Abschreckschritt vorzugsweise unter einer Bedingung, bei der die Oberfläche und das Innere der Zahnabschnitte 11 allesamt austenitisiert werden. Das liegt daran, weil das Differentialzahnrad 1 sowohl eine hohe Oberflächenhärte der Zahnabschnitte 11 als auch eine hohe Duktilität seines Inneren haben muss. Daher ist im Abschreckschritt als Aufheizverfahren das Aufheizen durch Energie hoher Dichte geeignet. In this embodiment, the differential gear is 1 an object to be edited. When the object to be machined as in the case of the differential gear 1 the projecting tooth sections 11 The heating in the quenching step is preferably performed under a condition where the surface and the inside of the teeth portions 11 all austenitized. That's because the differential gear 1 both a high surface hardness of the tooth sections 11 as well as having a high ductility of its interior. Therefore, in the quenching step, heating by high density energy is suitable as the heating method.

Im Folgenden wird der Anlassschritt als Schritt 4 beschrieben. Dieser Anlassschritt zielt nicht darauf ab, das gesamte Differentialzahnrad 1 anzulassen, sondern lokal einen bestimmten Bereich anzulassen. Der bestimmte anzulassende Bereich ist der Kantenabschnitt 16, der unter Bezugnahme auf die 3 bis 5 beschrieben wurde. Der Grund dafür ist der Folgende: Das Differentialzahnrad 1 hat zwar die hohe Oberflächenhärte, doch hat es nach dem Abschreckschritt am Kantenteil 16 eine geringe Ermüdungsfestigkeit, und das lokale Anlassen zielt darauf ab, dieses Problem zu lösen. In the following, the starting step will be described as step 4. This starting step does not aim at the entire differential gear 1 but to start a specific area locally. The particular area to be marked is the edge portion 16 , referring to the 3 to 5 has been described. The reason is the following: The differential gear 1 Although has the high surface hardness, but it has after the quenching step on the edge part 16 a low fatigue strength, and the local tempering aims to solve this problem.

Wie oben beschrieben wurde, ist der Kantenteil 16 ein Ort, an dem während des Aufkohlungsschritts verglichen mit dem anderen Abschnitt eine große Menge C eindringt. Infolgedessen ist die Konzentration an C, die nach dem Abschrecken im festen Zustand in der Martensitstruktur gelöst ist, verglichen mit dem anderen Abschnitt ebenfalls hoch. Dies führt dazu, dass die Martensitstruktur in alten Austenitkörnern eine höhere Härte als normal hat. Allerdings verringert dieses Ergebnis nachteilig die Ermüdungsfestigkeit. Das liegt daran, weil die Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern eine zu hohe Härte hat, sodass sich eine Beanspruchung, die erzeugt wird, wenn eine Spannung aufgebracht wird, nur an Korngrenzen konzentriert. Infolgedessen wird, wie in 6 gezeigt ist, an Korngrenzen 4 ein Riss 3 erzeugt, sodass zwischen Kristallkörnern 2 ein Spalt erzeugt wird. Dies führt während eines Dauerbetriebs am Kantenteil 16 zu einem Bruch. As described above, the edge part is 16 a place where a large amount of C enters during the carburizing step as compared with the other section. As a result, the concentration of C dissolved in the martensite structure after solid state quenching is also high as compared with the other portion. This causes the martensite structure in old austenite grains to have a higher hardness than normal. However, this result adversely reduces the fatigue strength. This is because the martensite structure in the old austenite grains has too high a hardness, so that a stress, the is generated when a voltage is applied, concentrated only at grain boundaries. As a result, as in 6 is shown at grain boundaries 4 a crack 3 generated so that between crystal grains 2 a gap is created. This leads during continuous operation at the edge part 16 to a break.

Um dieses Problem zu lösen, wird in dem Differentialzahnrad 1 dieses Ausführungsbeispiels lokal ein Abschnitt der Umgebung des Kantenteils 16 (zumindest ein Teil des Differentialzahnrads 1, der den Kantenteil 16 einschließt) angelassen. Genauer wird die Temperatur der Umgebung des Kantenteils 16 des Differentialzahnrads 1 auf einen Wert im Bereich von 180 bis 500°C erhöht, bei dem die Austenitisierung nicht auftritt, gefolgt von einem Abkühlen. Das Abkühlverfahren kann Wasserabkühlung oder Luftabkühlung sein, doch ist die Wasserabkühlung besser, da die Abkühlgeschwindigkeit höher sein sollte. Mit diesem Verfahren wird die Konzentration an C, die im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern gelöst ist, geringer als vor dem Anlassen, während die Kohlenstoffkonzentration in dem Stahl in dem Bereich nahe dem Kantenteil 16 nicht abnimmt. Infolgedessen wird auch die Härte der Martensitstruktur in dem alten Austenit geringer als vor dem Anlassen. Dies führt dazu, dass die Last, die erzeugt wird, wenn eine Spannung aufgebracht wird, gleichmäßig auf die Korngrenzen und innerhalb der Korngrenzen wirkt. Auf diese Weise wird verhindert, dass der in 6 gezeigte Riss 3 auftritt. Mit anderen Worten nimmt die Festigkeit während des Dauerbetriebs zu. To solve this problem, in the differential gear 1 This embodiment locally a portion of the environment of the edge portion 16 (At least a part of the differential gear 1 , the edge part 16 includes). More specifically, the temperature of the environment of the edge part becomes 16 of the differential gear 1 increased to a value in the range of 180 to 500 ° C, at which the austenitization does not occur, followed by cooling. The cooling process may be water cooling or air cooling, but water cooling is better as the cooling rate should be higher. With this method, the concentration of C dissolved in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains becomes lower than before tempering, while the carbon concentration in the steel is in the area near the edge part 16 does not decrease. As a result, the hardness of the martensite structure in the old austenite also becomes lower than before tempering. As a result, the load generated when a voltage is applied acts uniformly on the grain boundaries and within the grain boundaries. This will prevent the in 6 crack shown 3 occurs. In other words, the strength increases during continuous operation.

Im Folgenden wird unter Bezugnahme auf die grafische Darstellung in 7 die Abnahme der Härte durch das Anlassen beschrieben. Die grafische Darstellung gibt gegenüber der jeweiligen C-Konzentrationen der Oberflächenschicht die Oberflächenhärte (HV) des Stahlwerkstoffs des Differentialzahnrads 1 vor und nach dem Anlassen an. In der grafischen Darstellung stellt der mit "ABSCHRECKEN" bezeichnete Kurvenverlauf die Härte vor dem Anlassen dar, und der mit "180°C ANLASSEN" bezeichnete Kurvenverlauf stellt die Härte nach dem Anlassen dar. Wenn in dieser grafischen Darstellung die Härte für die gleiche C-Konzentration zwischen vor und nach dem Anlassen verglichen wird, stellt sich heraus, dass die Härte nach dem Anlassen geringer als die vor dem Anlassen ist. Wenn zum Beispiel die C-Konzentration in der grafischen Darstellung 0,6% beträgt, beträgt die Härte vor dem Anlassen ungefähr HV 770 und fällt nach dem Anlassen auf ungefähr HV 700. Dies zeigt die Härteverringerungswirkung, die durch das Anlassen hervorgerufen wird. Auf diese Weise verringert das Anlassen etwas die Härte des lokal angelassenen Abschnitts nahe dem Kantenteil 16. The following is with reference to the graph in 7 the decrease in hardness by tempering described. The graph shows the surface hardness (HV) of the steel material of the differential gear versus the respective C concentrations of the surface layer 1 before and after starting. In the graph, the curve labeled "SCRUBBING" represents the pre-tempering hardness, and the curve labeled "180 ° C STARTING" represents the post-tempering hardness. In this graph, when the hardness is the same for the same Concentration between before and after tempering, it turns out that the hardness after tempering is lower than that before tempering. For example, when the C concentration in the graph is 0.6%, the pre-tempering hardness is approximately HV 770 and drops to approximately HV 700 after tempering. This shows the hardness-reducing effect caused by the tempering. In this way, tempering somewhat reduces the hardness of the locally annealed portion near the edge portion 16 ,

Es wird davon ausgegangen, dass das Anlassen die Härte auf die folgende Weise verringert. Und zwar verursacht das Anlassen, dass ein Teil von C, das im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern gelöst ist, zusammen mit Fe Carbide bildet. Die Konzentration an C, die im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern gelöst ist, nimmt um die Menge ab, die der Carbidbildung entspricht, sodass die Härte abnimmt. Das heißt, dass die Härte bei der gleichen C-Konzentration auf weniger als die Härte der Martensitstruktur vor dem Anlassen verringert wird. Die Härte vor dem Anlassen wird an anderen Stellen als der lokal angelassenen Stelle sogar auf der Oberflächenschicht des Differentialzahnrads 1 beibehalten. Das liegt daran, dass keine Änderung der Konzentration an C stattfindet, die im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern gelöst ist. It is believed that tempering reduces hardness in the following manner. Namely, tempering causes a part of C dissolved in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains to form carbides together with Fe. The concentration of C dissolved in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains decreases by the amount corresponding to the carbide formation, so that the hardness decreases. That is, the hardness at the same C concentration is reduced to less than the hardness of the martensite structure before tempering. The pre-tempering hardness becomes in places other than the locally annealed place even on the surface layer of the differential gear 1 maintained. This is because there is no change in the concentration of C dissolved in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains.

Folglich werden in dem lokal angelassenen Abschnitt nahe des Kantenteils 16 die Carbide von Fe in einer Menge erzeugt, die der Abnahme der Konzentration C entspricht, die im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern gelöst ist. Infolgedessen ist das Vorkommen der Carbide an Fe in diesem Abschnitt größer als das in dem anderen Abschnitt. Dies kann bestätigt werden, indem zwischen diesem Abschnitt und dem anderen Abschnitt das Verhältnis der Fläche auf der Oberfläche, das von den Carbiden an Fe belegt wird, verglichen wird. Die Carbide an Fe bestehen hauptsächlich aus ε-Carbid (Fe2-3C) und Zementit (Fe3C), und das Erzeugungsverhältnis zwischen ihnen ändert sich abhängig von der erhöhten Temperatur während des Anlassens. Es wird mehr ε-Carbid als Zementit erzeugt, wenn die erhöhte Temperatur während des Anlassens im Bereich von 180°C bis 250°C liegt. Es wird mehr Zementit als ε-Carbid erzeugt, wenn die erhöhte Temperatur während des Anlassens im Bereich von 250°C bis 500°C liegt. Consequently, in the locally annealed portion near the edge part 16 generates the carbides of Fe in an amount corresponding to the decrease in the concentration C dissolved in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains. As a result, the occurrence of carbides in Fe in this section is larger than that in the other section. This can be confirmed by comparing between this section and the other section the ratio of the area on the surface occupied by the carbides to Fe. The carbides of Fe mainly consist of ε-carbide (Fe 2-3 C) and cementite (Fe 3 C), and the production ratio between them changes depending on the elevated temperature during annealing. More ε-carbide than cementite is produced when the elevated temperature during annealing is in the range of 180 ° C to 250 ° C. More cementite than ε-carbide is produced when the elevated temperature during annealing is in the range of 250 ° C to 500 ° C.

Im Folgenden wird unter Bezugnahme auf die grafische Darstellung in 8 die Wirkung des Anlassens beschrieben. Diese grafische Darstellung ist eine grafische Darstellung, die hinsichtlich des Stahls dieses Ausführungsbeispiels eine Beziehung zwischen der Oberflächenhärte (HV) und der Festigkeit nach 10000 Zyklen (MPa) zeigt. Die Oberflächenhärte bezieht sich auf die Vickershärte. Die Festigkeit nach 10000 Zyklen bezieht sich auf die maximale Spannung, der widerstanden werden kann, nachdem sie wiederholt 10000 Mal aufgebracht wurde. Dieser Wiederholungsversuch erfolgte unter Verwendung eines runden stabartigen Prüfmusters 20 mit einer Kerbe 21, wie es in 9 gezeigt ist. Die Vickershärte wurde vor dem Wiederholungsversuch am Boden der Kerbe 21 des Prüfmusters 20 gemessen. Die Oberflächenhärte wurde geändert, indem das Prüfmuster 20 aufgekohlt und angelassen wurde. The following is with reference to the graph in 8th described the effect of starting. This graph is a graph showing a relationship between the surface hardness (HV) and the strength after 10,000 cycles (MPa) with respect to the steel of this embodiment. The surface hardness refers to the Vickers hardness. The strength after 10,000 cycles refers to the maximum stress that can be resisted after being repeatedly applied 10,000 times. This retry was done using a round rod-like test specimen 20 with a notch 21 as it is in 9 is shown. The Vickers hardness was at the bottom of the score before the retry attempt 21 the test pattern 20 measured. The surface hardness was changed by the test specimen 20 carburized and tempered.

8 zeigt, dass die Oberflächenhärte in Bezug auf die Festigkeit nach 10000 Zyklen eine nach unten fallende Beziehung, das heißt eine umgekehrte Beziehung, hat. Die Kurvenpunkte der Gruppe D in 8 stellen Ergebnisse für das Prüfmuster 20 dar, das eine verhältnismäßig geringere Konzentration an C hat, die im festen Zustand in der Martensitstruktur gelöst ist, und geben an, dass das Prüfmuster bei der Festigkeit nach 10000 Zyklen besonders hervorragend ist, während es eine etwas geringere Oberflächenhärte hat. Diese Gruppe entspricht in dem Differentialzahnrad 1 dem anderen Abschnitt als dem Kantenteil 16 und dem Kantenteil 16 nach dem Anlassen. Die Kurvenpunkte der Gruppe E stellen Ergebnisse für das Prüfmuster 20 dar, das eine verhältnismäßig höhere Konzentration an C hat, die im festen Zustand in der Martensitstruktur gelöst ist, und geben an, dass das Prüfmuster eine besonders hervorragende Oberflächenhärte hat, während seine Festigkeit nach 10000 Zyklen etwas schlechter ist. Diese Gruppe entspricht in dem Differentialzahnrad 1 dem Kantenteil 16 vor dem Anlassen. Das zeigt, dass das Anlassen die Oberflächenhärte gegenüber der Härte vor dem Anlassen etwas verringert, aber die Wirkung hat, die Festigkeit nach 10000 Zyklen (das heißt die Ermüdungsfestigkeit) zu verbessern. 8th shows that the surface hardness in terms of strength after 10,000 cycles has a downward falling relationship, that is, an inverse relationship. The curve points of group D in 8th provide results for the test sample 20 which has a relatively lower concentration of C dissolved in the solid state in the martensite structure and indicates that the test pattern is particularly excellent in strength after 10,000 cycles while having a somewhat lower surface hardness. This group corresponds to the differential gear 1 the other portion than the edge portion 16 and the edge part 16 after starting. The curve points of group E provide results for the test sample 20 which has a relatively higher concentration of C dissolved in the solid state in the martensite structure, and indicates that the test sample has a particularly excellent surface hardness, while its strength is slightly worse after 10,000 cycles. This group corresponds to the differential gear 1 the edge part 16 before starting. This shows that the tempering slightly reduces the surface hardness hardness before tempering, but has the effect of improving the strength after 10,000 cycles (that is, the fatigue strength).

Das lokale Aufheizen für das Anlassen erfolgt auf die folgende Weise. 10 zeigt schematisch eine Anordnungsbeziehung zwischen einer Heizung und dem Differentialzahnrad 1 in dem Fall, dass das Aufheizen mit dem Hochfrequenz-Induktionsaufheizen erfolgt. 10 zeigt eine kreisringartige Erregerspule 22 und einen stabartigen Probenhalter 23 als Bestandteile einer Hochfrequenz-Induktionsheizung. Die Hochfrequenz-Induktionsheizung verwendet den Probenhalter 23, um das in den 1 bis 5 gezeigte Differentialzahnrad 1 von oben und unten zu halten, sodass das Differentialzahnrad 1 getragen wird, und sie bewegt das Differentialzahnrad 1 in der Achsenrichtung, das heißt in der in 10 vertikalen Richtung, um das Differentialzahnrad 1 so in einem Raum innerhalb der Erregerspule 22 anzuordnen. In diesem Zustand bringt die Hochfrequenz-Induktionsheizung auf die Erregerspule 22 einen Hochfrequenzstrom auf, um das Differentialzahnrad 1 unter Nutzung eines elektromagnetischen Induktionseffekts, der durch den Hochfrequenzstrom hervorgerufen wird, aufzuheizen. The local heating for starting is done in the following way. 10 shows schematically an arrangement relationship between a heater and the differential gear 1 in the case that the heating is performed with the high-frequency induction heating. 10 shows an annular exciting coil 22 and a rod-like sample holder 23 as components of a high-frequency induction heater. The high-frequency induction heater uses the sample holder 23 to that in the 1 to 5 shown differential gear 1 from above and below, so that the differential gear 1 is supported, and it moves the differential gear 1 in the axis direction, that is in the in 10 vertical direction to the differential gear 1 so in a room inside the exciter coil 22 to arrange. In this state, the high-frequency induction heater brings to the exciter coil 22 a high frequency current to the differential gear 1 by using an electromagnetic induction effect, which is caused by the high-frequency current to heat.

Während des lokalen Aufheizens dieses Ausführungsbeispiels ist die untere Endfläche 15 des Differentialzahnrads 1, die den größeren Durchmesser hat, wie in 10 gezeigt ist, der Erregerspule 22 zugewandt. Die Anordnungsbeziehung ist derart, dass anstelle des gesamten Differentialzahnrads 1 nur die Umgebung der unteren Endfläche 15 in dem Raum innerhalb der Erregerspule 11 liegt und der Abstand kleineren Durchmessers auf der oberen Endfläche 14 außerhalb der Erregerspule 22 liegt. Die Spule wird in diesem Zustand erregt, sodass der Kantenteil 16 und seine Umgebung auf der Seite der unteren Endfläche 15 lokal aufgeheizt werden, der Abschnitt auf der Seite der oberen Endfläche 14 aber weniger aufgeheizt wird. Das Differentialzahnrad 1 wird dann abgekühlt, um partiell angelassen zu werden. During local heating of this embodiment, the lower end surface is 15 of the differential gear 1 which has the larger diameter, as in 10 is shown, the exciter coil 22 facing. The arrangement relationship is such that instead of the entire differential gear 1 only the environment of the lower end surface 15 in the space inside the exciter coil 11 is located and the smaller diameter distance on the upper end surface 14 outside the exciter coil 22 lies. The coil is energized in this state, so that the edge part 16 and its surroundings on the side of the lower end surface 15 locally heated, the section on the side of the upper end surface 14 but less heated up. The differential gear 1 is then cooled to be partially tempered.

Das partielle Anlassen des Differentialzahnrads 1 bedeutet nicht, dass der andere Abschnitt als der Kantenteil 16 durch das Anlassen vollständig unbeeinflusst bleibt. Allerdings stellt der Stahl dieses Ausführungsbeispiels, wie oben beschrieben wurde, den Si-Gehalt von 0,50% oder mehr sicher. Dies verleiht dem Differentialzahnrad 1 eine höhere Anlasserweichungsbeständigkeit. Dementsprechend hat nach dem Anlassen auch der Bereich geringer C-Konzentration außer dem Kantenteil 16 eine ausreichende Härte. Partial starting of the differential gear 1 does not mean that the other section than the edge part 16 completely unaffected by tempering. However, as described above, the steel of this embodiment ensures the Si content of 0.50% or more. This gives the differential gear 1 a higher starting softening resistance. Accordingly, after annealing, the region of low C concentration has also the edge part 16 a sufficient hardness.

Im Folgenden wird unter Bezugnahme auf 11 ein Fall beschrieben, in dem in dem Differential Zahnräder, die jeweils dem oben beschriebenen "Differentialzahnrad 1" entsprechen, als ein Seitenzahnrad und ein Ritzelzahnrad verwendet werden. 11 ist eine teilweise Schnittansicht, die in dem Differential einen Zahneingriffsabschnitt zwischen einem Seitenzahnrad 100 und einem Ritzelzahnrad 200 zeigt. Das Seitenzahnrad 100 und das Ritzelzahnrad 200 in 11 sind jeweils ein Zahnrad, das dem "Differentialzahnrad 1" entspricht. The following is with reference to 11 a case is described in which in the differential gears, each of the above-described "differential gear 1 can be used as a side gear and a pinion gear. 11 FIG. 12 is a partial sectional view showing, in the differential, a meshing portion between a side gear. FIG 100 and a pinion gear 200 shows. The side gear 100 and the pinion gear 200 in 11 are each a gear that the "Differentialzahnrad 1 "corresponds.

Das Seitenzahnrad 100 in 11 ist so angeordnet, dass seine Achsenrichtung in 11 der horizontalen Richtung entspricht. Die linke Seite in 11 entspricht einer Oberfläche großen Durchmessers 115. Das Ritzelzahnrad 200 ist so angeordnet, dass seine Achsenrichtung in 11 der vertikalen Richtung entspricht. Die obere Seite in 11 entspricht einer Oberfläche großen Durchmessers 215. Bereiche, in denen in 11 ein Zahnabschnitt 111 des Seitenzahnrads 100 einen Zahnabschnitt 211 des Ritzelzahnrads 200 überdeckt, entsprechen Zahneingriffsbereichen 117 und 217 zwischen Zahnflanken der zwei Zahnräder. The side gear 100 in 11 is arranged so that its axis direction in 11 corresponds to the horizontal direction. The left side in 11 corresponds to a surface of large diameter 115 , The pinion gear 200 is arranged so that its axis direction in 11 corresponds to the vertical direction. The upper side in 11 corresponds to a surface of large diameter 215 , Areas where in 11 a tooth section 111 of the side gear 100 a tooth section 211 of the pinion gear 200 Covered, correspond to meshing areas 117 and 217 between tooth flanks of the two gears.

11 gibt jeweils mit umgebenden Strichellinien Kantenteile 116 und 216 des Seitenzahnrads 100 und des Ritzelzahnrads 200 an. Diese Teile haben beide die hervorragende Festigkeit nach 10000 Zyklen, die wie oben beschrieben durch das Anlassen erzielt wird. Andererseits gehören die beiden Zahneingriffsbereiche 117 und 217 zu dem anderen Abschnitt als dem partiell angelassenen Bereich. Daher haben die beiden Zahneingriffsbereiche 117 und 217 wie oben beschreiben eine ausreichend hohe Härte. 11 gives edge parts with surrounding dashed lines 116 and 216 of the side gear 100 and the pinion gear 200 at. These parts both have the excellent strength after 10,000 cycles achieved by annealing as described above. On the other hand, the two meshing areas belong 117 and 217 to the section other than the partially annealed area. Therefore, the two meshing areas 117 and 217 as described above, a sufficiently high hardness.

Dies wird unter Bezugnahme auf die grafische Darstellung in 12 beschrieben. Die grafische Darstellung in 12 ist eine grafische Darstellung, die eine Beziehung zwischen der C-Konzentration in der Oberflächenschicht und der Vickershärte nach dem Anlassen für jeweils einen Werkstoff mit wenig Si (mit einer Si-Konzentration von 0,18%) und den Stahl dieses Ausführungsbeispiels (mit einer Si-Konzentration von 0,75%) zeigt. Der in 12 gezeigte Werkstoff mit wenig Si hat eine C-Konzentration in der Oberflächenschicht im Bereich von 0,5% bis 1,1%. Dieser Bereich wurde durch die Gasaufkohlung erreicht. Dieser Werkstoff mit wenig Si zeigt die höchste Härte nach dem Anlassen, wenn die C-Konzentration in der Oberflächenschicht 0,8% beträgt. This is done by referring to the graph in 12 described. The graphic representation in 12 Fig. 12 is a graph showing a relationship between the C concentration in the surface layer and the Vickers hardness after tempering for each of a low-Si material (having an Si concentration of 0.18%) and the steel of this embodiment (having a Si Concentration of 0.75%). The in 12 The low Si material shown has a C concentration in the surface layer in the range of 0.5% to 1.1%. This area was reached by gas carburizing. This low Si material shows the highest hardness after tempering when the C concentration in the surface layer is 0.8%.

Der in der grafischen Darstellung dargestellte Stahl dieses Ausführungsbeispiels wurde erzielt, indem unter der Annahme, dass die C-Konzentration derjenigen des anderen Abschnitts als dem Kantenteil 16 des Differentialzahnrads 1 entspricht, die C-Konzentration nach der Aufkohlung, wie oben beschrieben wurde, auf einen verhältnismäßig geringen Wert eingestellt wurde. Obwohl der in dieser grafischen Darstellung dargestellte Stahl dieses Ausführungsbeispiels eine geringe C-Konzentration in der Oberflächenschicht von 0,6% hat, hat er eine Härte, die gleich der höchsten Härte des Materials mit wenig Si ist, die erzielt wird, wenn die C-Konzentration in der Oberflächenschicht 0,8% beträgt. Dies ist die Wirkung der Anlasserweichungsbeständigkeit, die durch Zugabe von Si erreicht wird. The steel shown in the graph of this embodiment was obtained by assuming that the C concentration of that of the portion other than the edge portion 16 of the differential gear 1 corresponds to the C concentration after carburization, as described above, has been set to a relatively low value. Although the steel shown in this graph of this embodiment has a low C concentration in the surface layer of 0.6%, it has a hardness equal to the highest hardness of the low Si material obtained when the C- Concentration in the surface layer is 0.8%. this is the Effect of tempering resistance achieved by adding Si.

Die grafische Darstellung von 13 ist eine grafische Darstellung zur Erläuterung eines Einflusses der C-Konzentration auf die Ermüdungsfestigkeit. Die grafische Darstellung zeigt die Anzahl an Zyklen mit wiederholter Aufbringung einer konstanten Spannung, die erforderlich war, um einen Bruch hervorzurufen. In der grafischen Darstellung wurde die mit "C% ÜBERSCHÜSSIG" bezeichnete Kurve unter Verwendung eines Prüfmusters erzielt, dessen C-Konzentration in der Oberflächenschicht durch die Gasaufkohlung auf 0,8% oder mehr erhöht wurde, und sie stellt ein Vergleichsbeispiel dar. Die mit "C% HOCH" bezeichnete Kurve wurde unter Verwendung eines Prüfmusters erzielt, dessen C-Konzentration in der Oberflächenschicht nach der Aufkohlung im Bereich von 0,6% bis 0,8% eingestellt war, und sie entspricht dem Kantenteil 16 des Differentialzahnrads 1. Die mit "C% NIEDRIG" bezeichnete Kurve wurde unter Verwendung eines Prüfmusters erzielt, dessen C-Konzentration in der Oberflächenschicht nach der Aufkohlung im Bereich von 0,3% bis 0,6% eingestellt war, und sie entspricht dem anderen Abschnitt als dem Kantenteil 16 des Differentialzahnrads 1. The graphic representation of 13 is a graph for explaining an influence of the C concentration on the fatigue strength. The graph shows the number of cycles with repeated application of a constant voltage required to cause breakage. In the graph, the curve labeled "C% OVERTRAVITY" was obtained using a test pattern whose C concentration in the surface layer was increased to 0.8% or more by gas carburizing, and it is a comparative example. C% HIGH "was obtained using a test pattern whose C concentration in the surface layer after carburizing was set in the range of 0.6% to 0.8%, and corresponds to the edge portion 16 of the differential gear 1 , The curve labeled "C% LOW" was obtained using a test pattern whose C concentration in the surface layer after carburization was set in the range of 0.3% to 0.6%, and corresponds to the portion other than the edge portion 16 of the differential gear 1 ,

Gemäß jeder der Kurven "C% ÜBERSCHÜSSIG", "C% HOCH" und "C% NIEDRIG" in 13 nimmt die Anzahl an Zyklen (horizontale Achse) ab, wenn die aufgebrachte Spannung (vertikale Achse) zunimmt. Gemäß einem Vergleich am Pfeil F (an dem die Anzahl der Zyklen 3000 beträgt), stellt die Kurve "C% HOCH" einen Spannungswert dar, der ungefähr um 15% höher als der der Kurve "C% ÜBERSCHÜSSIG" ist. Die Kurve "C% NIEDRIG" stellt einen Spannungswert dar, der um ungefähr 40% höher als der der Kurve "C% ÜBERSCHÜSSIG" ist. Das ist die Wirkung der Ermüdungsfestigkeitsverbesserung, die durch die Verringerung der C-Konzentration erreicht wird. Diese Versuche wurden durchgeführt, indem eine Vierpunktbiegung des in 9 gezeigten, runden stabartigen Prüfmusters 20 erfolgte. According to each of the curves "C% OVERTIME", "C% HIGH" and "C% LOW" in 13 decreases the number of cycles (horizontal axis) as the applied voltage (vertical axis) increases. According to a comparison at arrow F (where the number of cycles is 3000), the curve "C% HIGH" represents a voltage value that is approximately 15% higher than that of the curve "C% OVERTRAVATIVE". The curve "C% LOW" represents a voltage value that is approximately 40% higher than that of the curve "C% LOW". This is the effect of fatigue strength improvement achieved by reducing the C concentration. These experiments were performed by using a four-point bend of the in 9 shown, round rod-like test pattern 20 took place.

Als Nächstes wird unter Bezugnahme auf 14 ein Einfluss des Anlassens auf die Härte beschrieben. 14 zeigt Beziehungen zwischen der Vickershärte und der Tiefe von einer Oberfläche H des Differentialzahnrads 1 aus auf dem Pfeil G in der in 5 gezeigten Schnittansicht. Vor dem Anlassen zeigt ein Bereich in der Oberflächenschicht in einer Tiefe von 1 mm oder weniger eine deutlich höhere Vickershärte als in einem Kernabschnitt in einer Tiefe von 1 mm oder mehr. Es wird davon ausgegangen, dass das wegen der Konzentration an C in dem Kantenteil 16 während des oben beschriebenen Aufkohlens liegt. Die Härte nach dem Anlassen ist etwas geringer als vor dem Anlassen, sie ist aber nicht geringer als die Härte des Kernabschnitts vor dem Anlassen. Diese Ergebnisse zeigen, dass nach dem Anlassen eine ausreichende Härte beibehalten wird. Die Ergebnisse des Anlassens in dem Versuch von 14 sind diejenigen, die in dem Fall erhalten wurden, in dem die Hochfrequenz-Induktionsheizung verwendet wurde, um die Prüfmuster unter Bedingungen von 4,5 kHz, 110 V und 4 Sekunden zu aufheizen. Unter diesen Bedingungen erreichte die Temperatur der Oberfläche des Kantenteils 16 ungefähr 190°C. Next, referring to 14 an influence of tempering on the hardness described. 14 Fig. 14 shows relationships between the Vickers hardness and the depth from a surface H of the differential gear 1 out on the arrow G in the in 5 shown sectional view. Before tempering, an area in the surface layer at a depth of 1 mm or less shows a significantly higher Vickers hardness than in a core portion at a depth of 1 mm or more. This is considered to be because of the concentration of C in the edge portion 16 during the above-described carburizing. The hardness after tempering is slightly lower than before tempering, but it is not less than the hardness of the core portion before tempering. These results show that sufficient hardness is maintained after tempering. The results of tempering in the trial of 14 are those obtained in the case where the high-frequency induction heating was used to heat the test samples under conditions of 4.5 kHz, 110 V and 4 seconds. Under these conditions, the temperature reached the surface of the edge part 16 about 190 ° C.

Im Folgenden wird unter Bezugnahme auf 15 ein Einfluss der Anlasstemperatur beschrieben. 15 ist eine grafische Darstellung, die für jede Anlasstemperatur eine Beziehung zwischen der C-Konzentration in der Oberflächenschicht (%) und der Festigkeit nach 6400 Zyklen (MPa) in dem Vierpunkt-Biegeversuch des in 9 gezeigten runden, stabartigen Prüfmusters 20 zeigt. In dieser grafischen Darstellung stellt die C-Konzentration in der Oberflächenschicht (%) die C-Konzentration am Boden der Kerbe 21 des Prüfmusters 20 nach dem Aufkohlen dar. Die Festigkeit nach 6400 Zyklen bezieht sich auf die Maximalspannung, der widerstanden werden konnte, nachdem sie wiederholt 6400 Mal aufgebracht wurde. The following is with reference to 15 an influence of the tempering temperature described. 15 Fig. 12 is a graph showing, for each tempering temperature, a relationship between the C concentration in the surface layer (%) and the strength after 6400 cycles (MPa) in the four-point bending test of the in 9 shown round, rod-like test pattern 20 shows. In this graph, the C concentration in the surface layer (%) represents the C concentration at the bottom of the notch 21 the test pattern 20 after carburizing. The strength after 6400 cycles refers to the maximum stress that could be resisted after being repeatedly applied 6400 times.

15 zeigt die Ergebnisse bei verschiedenen C-Konzentrationen für die drei Stufen "KEIN ANLASSEN", "180°C ANLASSEN" und "400°C ANLASSEN". Bei jeder C-Konzentration zeigen die Ergebnisse von sowohl dem Anlassen bei 180°C als auch dem Anlassen bei 400°C nach 6400 Zyklen eine höhere Festigkeit als kein Anlassen. Entsprechend einem Vergleich der Werte dieser Ergebnisse bei einer C-Konzentration von 0,56% mit dem Wert, der in 15 mit "HERKÖMMLICHES PRODUKT" bezeichnet ist, erhöht das Anlassen bei 180°C die Festigkeit nach 6400 Zyklen um ungefähr 20% und erhöht das Anlassen bei 400°C die Festigkeit nach 6400 Zyklen um ungefähr 23%. In 15 ist außerdem ein Beispiel eines Anlassens bei 500°C bei einer C-Konzentration von 0,56% eingetragen. Dieses Beispiel erreicht gegenüber dem "HERKÖMMLICHEN PRODUKT" eine Erhöhung von ungefähr 28%. Dies zeigt, dass die Anlasstemperatur im Bereich von 180°C bis 500°C vorzugsweise höher ist, um die Ermüdungsfestigkeit zu verbessern. 15 shows the results at various C concentrations for the three stages "NO START", "START 180 ° C" and "START 400 ° C". At each C concentration, the results of both tempering at 180 ° C and tempering at 400 ° C after 6400 cycles show a higher strength than no tempering. According to a comparison of the values of these results at a C concentration of 0.56% with the value given in 15 with "TRADITIONAL PRODUCT", tempering at 180 ° C increases strength by about 20% after 6400 cycles, and tempering at 400 ° C increases strength by about 23% after 6400 cycles. In 15 In addition, an example of annealing at 500 ° C at a C concentration of 0.56% is registered. This example achieves an increase of approximately 28% over the "TRADITIONAL PRODUCT". This indicates that the tempering temperature is preferably higher in the range of 180 ° C to 500 ° C in order to improve the fatigue strength.

In dem Fall, in dem das Differentialzahnrad 1 angelassen wird, um die Ermüdungsfestigkeit des Kantenteils zu verbessern, ist es jedoch nicht vorzuziehen, das Differentialzahnrad 1 bei einer höheren Temperatur (zum Beispiel im Bereich von 300°C bis 500°C) anzulassen, da die Wärme für das Anlassen die Zahnflanken des Differentialzahnrads 1 erreicht, sodass die Härte der Zahnflanken verringert wird. Es ist auch nicht vorzuziehen, die Anlasstemperatur in dem Bereich von 200°C bis 300°C einzustellen, der Anlassversprödungsbereich genannt wird, da der Stahl spröder als vor dem Anlassen wird. Aus den oben beschriebenen Gründen ist es vorzuziehen, dass die Anlasstemperatur des Differentialzahnrads 1 vorzugsweise im Bereich von 180°C bis unter 200°C liegt. In the case where the differential gear 1 is tempered to improve the fatigue strength of the edge portion, but it is not preferable, the differential gear 1 at a higher temperature (for example in the range of 300 ° C to 500 ° C), since the heat for starting the tooth flanks of the differential gear 1 achieved, so that the hardness of the tooth flanks is reduced. It is also not preferable to set the tempering temperature in the range of 200 ° C to 300 ° C, which is called tempering embrittlement range, because the steel becomes more brittle than before tempering. It is for the reasons described above preferable that the tempering temperature of the differential gear 1 preferably in the range of 180 ° C to less than 200 ° C.

Im Folgenden wird kurz die Wärmebehandlungsanlage beschrieben, die zur Durchführung der oben beschriebenen Schritte vom Aufkohlungsschritt bis zum Anlassschritt geeignet ist. Wie in 16 gezeigt ist, weist die für dieses Ausführungsbeispiel geeignete Wärmebehandlungsanlage 5 ein Vorreinigungsbad 51, eine unter Vakuum aufkohlende, langsam abkühlende Vorrichtung 52, eine Induktionshärtemaschine 53, eine Induktionsanlassmaschine 54 und eine magnetische Rissprüfungsvorrichtung 55 auf. Das Vorreinigungsbad 51 ist eine Teilstück zum Reinigen des Differentialzahnrads 1 vor Beginn der Wärmebehandlung. Die unter Vakuum aufkohlende, langsam abkühlende Vorrichtung 52 weist eine Heizkammer 521, eine Vakuumaufkohlungskammer 522 und eine unter reduziertem Druck langsam abkühlende Kammer 523 auf. In der Heizkammer 521 wird die Temperatur des Differentialzahnrads 1 erhöht, und es wird anschließend der Vakuumaufkohlung (dem Schritt 1), die in der Vakuumaufkohlungskammer 522 erfolgt, und dem langsamen Abkühlen unter verringertem Druck (dem Schritt 2) unterzogen, das in der unter verringertem Druck langsam abkühlenden Kammer 523 erfolgt. Zwischen der Vakuumaufkohlungskammer 522 und der unter verringertem Druck langsam abkühlenden Kammer 523 ist keine Vorkammer vorgesehen. Die Induktionshärtemaschine 53 ist ein Teilstück, um auf das Differentialzahnrad 1 nach dem langsamen Abkühlen unter verringertem Druck das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen und die anschließende Wasserabkühlung (den Schritt 3) aufzubringen. Die Induktionsanlassmaschine 54 ist ein Teilstück, um auf das Differentialzahnrad 1 nach dem Abschrecken das partielle Anlassen (den Schritt 4) aufzubringen, indem das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen und die anschließende Wasserabkühlung Anwendung finden. Die magnetische Rissprüfungsvorrichtung 54 ist ein Teilstück, um nach dem Anlassen Fehler des Differentialzahnrads 1 zu untersuchen. Hereinafter, the heat treatment equipment suitable for performing the above-described steps from the carburizing step to the annealing step will be briefly described. As in 16 is shown, has the suitable for this embodiment heat treatment plant 5 a pre-cleaning bath 51 , a vacuum carburizing, slow cooling device 52 , an induction hardening machine 53 , an induction induction machine 54 and a magnetic crack detection device 55 on. The pre-cleaning bath 51 is a section for cleaning the differential gear 1 before the start of the heat treatment. The vacuum carburizing, slow cooling device 52 has a heating chamber 521 , a vacuum carburizing chamber 522 and a slowly cooling chamber under reduced pressure 523 on. In the heating chamber 521 becomes the temperature of the differential gear 1 and then the vacuum carburization (step 1), which takes place in the vacuum carburizing chamber 522 is carried out, and subjected to the slow cooling under reduced pressure (the step 2), that in the slowly cooled under reduced pressure chamber 523 he follows. Between the vacuum carburizing chamber 522 and the slowly cooled under reduced pressure chamber 523 No antechamber is provided. The induction hardening machine 53 is a section to turn on the differential gear 1 after the slow cooling under reduced pressure, apply the high frequency induction heating and the subsequent water cooling (step 3). The induction starting machine 54 is a section to turn on the differential gear 1 after quenching, apply partial tempering (step 4) using high frequency induction heating and subsequent water cooling. The magnetic crack detection device 54 is a section to after the failure of the differential gear 1 to investigate.

Im Anschluss wird jeder Schritt beschrieben, der durch die Wärmebehandlungsanlage 5 in 16 erfolgt. Zunächst wird der Vakuumaufkohlungsschritt (der Schritt 1) beschrieben, der in der Vakuumaufkohlungskammer 522 der unter Vakuum aufkohlenden, langsam abkühlenden Vorrichtung 52 erfolgt. Die Aufkohlungsbehandlung in diesem Ausführungsbeispiel ist die Vakuumaufkohlungsbehandlung, die in dem aufkohlenden Gas erfolgt, dessen Druck auf einen Druck verringert wird, der geringer als der Atmosphärendruck ist. 17 zeigt ein Aufheizmuster bei der Vakuumaufkohlungsbehandlung und der anschließenden langsam abkühlenden Behandlung unter verringertem Druck. In 17 stellt die horizontale Achse die Zeit dar, und die vertikale Achse stellt die Temperatur dar. Afterwards each step is described, which goes through the heat treatment plant 5 in 16 he follows. First, the vacuum carburizing step (step 1) described in the vacuum carburizing chamber will be described 522 vacuum carburizing, slow cooling device 52 he follows. The carburizing treatment in this embodiment is the vacuum carburizing treatment carried out in the carburizing gas, the pressure of which is reduced to a pressure lower than the atmospheric pressure. 17 shows a heating pattern in the vacuum carburization treatment and the subsequent slow cooling treatment under reduced pressure. In 17 the horizontal axis represents the time, and the vertical axis represents the temperature.

In 17 stellt das Symbol "a" einen Aufheizzeitraum in der Heizkammer 521 dar. Die Symbole "b1" und "b2" stellen einen Haltezeitraum in der Vakuumaufkohlungskammer 522 dar. Der frühere Zeitraum "b1" des Haltezeitraums entspricht bei der Aufkohlungsbehandlung dem Aufkohlungszeitraum, und der anschließende spätere Zeitraum "b2" entspricht bei der Aufkohlungsbehandlung dem Diffusionszeitraum. Für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wurde die Aufkohlungstemperatur, das heißt eine Haltetemperatur in den Haltezeiträumen "b1" und "b2" auf 950°C eingestellt, das heißt auf eine Temperatur bei oder oberhalb der Austenitisierungstemperatur des Werkstoffstahls. Das heißt, dass die Temperatur des Differentialzahnrads 1 im Aufheizzeitraum "a" auf die Haltetemperatur erhöht wurde. Die Temperatur des Differentialzahnrads 1 wurde während der Haltezeiträume "b1" und "b2" bei einer konstanten Temperatur, das heißt bei der oben beschriebenen Haltetemperatur, gehalten. In 17 the symbol "a" represents a heating period in the heating chamber 521 The symbols "b1" and "b2" represent a holding period in the vacuum carburizing chamber 522 The earlier period "b1" of the holding period corresponds to the carburizing period in the carburizing treatment, and the subsequent later period "b2" corresponds to the diffusion period in the carburizing treatment. For the differential gear 1 and the test pattern 20 used in the experiments described above, the carburizing temperature, that is, a holding temperature in holding periods "b1" and "b2" was set at 950 ° C, that is, at a temperature at or above the austenitizing temperature of the material steel. That is, the temperature of the differential gear 1 was raised to the holding temperature in the heating-up period "a". The temperature of the differential gear 1 was held at a constant temperature, that is, at the holding temperature described above, during the holding periods "b1" and "b2".

Für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wurde der Druck des aufkohlenden Gases bei der Vakuumaufkohlungsbehandlung im Bereich von 1 hPa bis 3,5 hPa eingestellt. Im Aufkohlungszeitraum "b1" wurde als das aufkohlende Gas Acetylen verwendet. Mittels Experimenten zur Bedingungseinstellung, die im Voraus durchgeführt wurden, wurden die Aufkohlungsbedingungen wie folgt eingestellt: Und zwar wurden Bedingungen eingesetzt, unter denen die C-Konzentration in der Oberflächenschicht des Kantenteils 16 im Bereich von 0,6% ± 0,05% lag und die C-Konzentration in der Oberflächenschicht eines Abschnitts (etwa der Zahnflanke) abseits des Kantenteils 16 im Bereich von 0,5% ± 0,05% lag. For the differential gear 1 and the test pattern 20 As used in the experiments described above, the pressure of the carburizing gas in the vacuum carburizing treatment was set in the range of 1 hPa to 3.5 hPa. In the carburization period "b1", acetylene was used as the carburizing gas. Using condition-setting experiments conducted in advance, the carburizing conditions were set as follows: Conditions were used under which the C concentration in the surface layer of the edge portion 16 in the range of 0.6% ± 0.05% and the C concentration in the surface layer of a portion (about the tooth flank) away from the edge portion 16 in the range of 0.5% ± 0.05%.

Im Folgenden wird anschließend der langsame Abkühlschritt unter verringertem Druck (der Schritt 2) beschrieben, der im Anschluss an die Vakuumaufkohlungsbehandlung in der unter verringertem Druck langsam abkühlenden Kammer 523 erfolgte. Wie oben beschrieben wurde, ist die langsame Abkühlbehandlung in diesem Ausführungsbeispiel die unter verringertem Druck langsam abkühlende Behandlung, die in einer Atmosphäre bei einem Druck erfolgt, der auf weniger als den Atmosphärendruck verringert wird. In 17 ist der durch das Symbol "c" dargestellte Zeitraum ein langsam abkühlender Zeitraum. Für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wurde der Umgebungsdruck bei der unter verringertem Druck langsam abkühlenden Behandlung auf 600 hPa eingestellt. Die Art des Atmosphärengases war N2-Gas. Die Abkühlgeschwindigkeit bei der unter verringertem Druck langsam abkühlenden Behandlung wurde im Bereich von 0,1°C/s bis 3,0°C/s eingestellt. Das Abkühlen erfolgte mit dieser Abkühlgeschwindigkeit, bis die Temperatur von einer Temperatur bei oder oberhalb der Austenitisierungstemperatur unmittelbar nach der Aufkohlungsbehandlung auf 150°C, was geringer als der A1-Umwandlungspunkt ist, abnahm. Das in 17 gezeigte Aufheizmuster ist ein Beispiel und kann, indem geeignete Vorversuche durchgeführt werden, zu einem Aufheizmuster geändert werden, das optimale Bedingungen für die Art des verwendeten Werkstoffstahls bietet. Hereinafter, the slow cooling step under reduced pressure (the step 2) following the vacuum carburizing treatment in the reduced-pressure slowly cooling chamber will be described below 523 took place. As described above, the slow cooling treatment in this embodiment is the slow-cooling-reduced-temperature treatment which takes place in an atmosphere at a pressure reduced to less than the atmospheric pressure. In 17 the period represented by the symbol "c" is a slowly cooling period. For the differential gear 1 and the test pattern 20 In the experiments described above, the ambient pressure was slowly set to 600 hPa under the reduced-pressure-cooling treatment. The type of atmosphere gas was N 2 gas. The Cooling rate under the reduced-pressure slow-cooling treatment was set in the range of 0.1 ° C / sec to 3.0 ° C / sec. The cooling was carried out at this cooling rate until the temperature decreased from a temperature at or above the austenitizing temperature immediately after the carburizing treatment to 150 ° C, which is lower than the A1 transformation point. This in 17 The heating pattern shown is an example and, by performing appropriate preliminary tests, can be changed to a heating pattern that provides optimum conditions for the type of material steel used.

Anschließend wird der Abschreckschritt (der Schritt 3) in der Induktionshärtemaschine 53 beschrieben. In dem Abschreckschritt für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wurde Hochfrequenz-Induktionsaufheizen als Mittel zum Aufheizen durch Energie hoher Dichte verwendet. Als Mittel für das rasche Abkühlen wurde die Wasserabkühlung verwendet. Als das Aufheizmuster des Abschreckschritts wurde das in 18 gezeigte Aufheizmuster eingesetzt. In 18 stellt die horizontale Achse wie in 17 die Zeit dar, und die vertikale Achse stellt die Temperatur dar. In 18 stellt das Symbol "b1" einen Temperaturerhöhungszeitraum dar, und das Symbol "b2" stellt einen rasch abkühlenden Zeitraum dar. Während des Temperaturerhöhungszeitraums "d1" wird das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen verwendet, um die Zahnabschnitte 11 auf der Seite des Außenumfangs des Differentialzahnrads 1 auf eine Temperatur bei oder oberhalb der Austenitisierungstemperatur aufzuheizen. Während des anschließenden rasch abkühlenden Zeitraums "d2" kühlt Sprühwasser das Differentialzahnrad 1 rasch ab, sodass die Abkühlgeschwindigkeit seiner aufgekohlten Schicht die kritische Abkühlgeschwindigkeit oder mehr erreicht. Die kritische Abkühlgeschwindigkeit bezeichnet eine Abkühlgeschwindigkeit, die erforderlich ist, um den austenitisierten Werkstoffstahl, insbesondere seinen aufgekohlten Schichtabschnitt, wie oben beschrieben in Martensit umzuwandeln. Subsequently, the quenching step (step 3) in the induction hardening machine 53 described. In the quenching step for the differential gear 1 and the test pattern 20 used in the experiments described above, high frequency induction heating was used as the high density energy heating means. As means for the rapid cooling, the water cooling was used. As the heating pattern of the quenching step, the in 18 used Aufheizmuster shown. In 18 represents the horizontal axis as in 17 is the time, and the vertical axis represents the temperature. In 18 For example, the symbol "b1" represents a temperature increase period, and the symbol "b2" represents a rapidly cooling period. During the temperature increase period "d1", the high frequency induction heating is used to cut the teeth 11 on the side of the outer periphery of the differential gear 1 to heat to a temperature at or above the Austenitisierungstemperatur. During the subsequent rapidly cooling period "d2", water spray cools the differential gear 1 rapidly, so that the cooling rate of its carburized layer reaches the critical cooling rate or more. The critical cooling rate refers to a cooling rate required to convert the austenitized material steel, in particular its carburized layer portion, to martensite as described above.

Für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wurde das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen während des Temperaturerhöhungszeitraums "d1" wie folgt durchgeführt. Die Menge an Energieeintrag wurde kleiner als eine Menge eingestellt, die unter den Bedingungen für gewöhnliches Hochfrequenz-Induktionsaufheizen vorgegeben wird, und die Aufheizdauer wurde im Bereich von 15 Sekunden bis 25 Sekunden eingestellt, was im Verhältnis gesehen um einen Betrag länger ist, der der Differenz des Betrags des Energieeintrags entspricht. Auf diese Weise wurden die gesamten Zahnabschnitte 11 einschließlich der Umgebung der Oberflächen und ihres Inneren auf eine Temperatur im Bereich von 900°C bis 1000°C aufgeheizt. Die Temperatur auf der Oberfläche der Zahnfußabschnitte 13 erreichte einen Wert im Bereich von 920°C bis 940°C. For the differential gear 1 and the test pattern 20 In the experiments described above, the high-frequency induction heating was performed during the temperature-raising period "d1" as follows. The amount of energy input was set smaller than an amount set under the conditions for ordinary high-frequency induction heating, and the heating time was set in the range of 15 seconds to 25 seconds, which is relatively longer by an amount that is the difference the amount of energy input. In this way, the entire tooth sections were 11 including the environment of the surfaces and their interior to a temperature in the range of 900 ° C to 1000 ° C heated. The temperature on the surface of the Zahnfußabschnitte 13 reached a value in the range of 920 ° C to 940 ° C.

Das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen wurde auf das Differentialzahnrad 1 einzeln eines nach dem anderen aufgebracht, während es eines nach dem anderen befördert (transportiert) wurde. Die Wasserabkühlung in dem rasch abkühlenden Zeitraum "d2" wurde für ungefähr 13 Sekunden aufgebracht, und die Abkühlgeschwindigkeit während dieses Zeitraums betrug 50°C/s bis 65°C/s. Während der Wasserabkühlung wurde das Differentialzahnrad 1 gedreht, und das Kühlwasser wurde von um das Differentialzahnrad 1 herum aufgesprüht, um es eines nach dem anderen abzukühlen. Auf diese Weise erfolgte der Abkühlschritt mit dem Verfahren, das das Auftreten des Verzugs am wirksamsten unterdrücken kann. Das Aufheizmuster in 18 ist ebenfalls ein Beispiel und kann, indem geeignete Vorversuche durchgeführt werden, zu einem Aufheizmuster geändert werden, das optimale Bedingungen für die Art des verwendeten Werkstoffstahls ergibt. Zum Beispiel kann das Abkühlen nach der Temperaturerhöhung in zwei Phasen erfolgen. The high frequency induction heating was applied to the differential gear 1 one after the other while being conveyed one by one. The water cooling in the rapidly cooling period "d2" was applied for about 13 seconds, and the cooling rate during this period was 50 ° C / s to 65 ° C / s. During water cooling, the differential gear became 1 turned, and the cooling water was from around the differential gear 1 sprayed around to cool it one by one. In this way, the cooling step was carried out by the method which can most effectively suppress the occurrence of the warpage. The heating pattern in 18 is also an example, and can be changed to a heating pattern by performing appropriate preliminary tests, which gives optimum conditions for the type of steel used. For example, the cooling may take place after the temperature increase in two phases.

Im Folgenden wird der partielle Anlassschritt (der Schritt 4) beschrieben, der in der Induktionsanlassmaschine 54 erfolgt. In dem partiellen Anlassschritt für das Differentialzahnrad 1 und das Prüfmuster 20, die in den oben beschriebenen Versuchen verwendet wurden, wird das Hochfrequenz-Induktionsaufheizen als ein Mittel zum Aufheizen durch Energie hoher Dichte verwendet, und es erfolgte das in 10 gezeigte partielle Aufheizen. Das in 19 gezeigte Aufheizmuster wurde als das Aufheizmuster am Kantenteil 16 eingesetzt. In 19 stellt die horizontale Achse wie in den 17 und 18 die Zeit dar und die vertikale Achse stellt die Temperatur dar. In 19 stellt das Symbol "e1" den Temperaturerhöhungszeitraum dar, und das Symbol "e2" stellt einen Abkühlzeitraum dar. In the following, the partial annealing step (step 4) described in the induction induction machine will be described 54 he follows. In the partial starting step for the differential gear 1 and the test pattern 20 For example, in the experiments described above, high-frequency induction heating is used as a high-density energy heating means, and the in 10 shown partial heating. This in 19 shown heating pattern was used as the heating pattern on the edge part 16 used. In 19 represents the horizontal axis as in the 17 and 18 the time is and the vertical axis represents the temperature. In 19 the symbol "e1" represents the temperature increase period, and the symbol "e2" represents a cooling period.

Im Temperaturerhöhungszeitraum "e1" wurde der Betrag an Energieeintrag auf ungefähr 11 kW eingestellt, und die Aufheizdauer wurde auf ungefähr 5 Sekunden eingestellt. Auf diese Weise wurde die Aufheiztemperatur am Kantenteil 16 auf den Bereich von 180°C bis 500°C erhöht. Die Oberflächenschicht auf der oberen Endfläche 14 (auf der Seite des kleineren Durchmessers) entgegengesetzt zum Kantenteil 16 wurde nicht aufgeheizt und blieb somit bei einer Zimmertemperatur von 20°C bis 25°C. Das Abkühlen im Abkühlzeitraum "e2" erfolgte durch Wasserabkühlung. Die Abkühlgeschwindigkeit in diesem Abkühlzeitraum wurde im Bereich von 80°C/s bis 90°C/s eingestellt. Das Abkühlen erfolgte bei dieser Abkühlgeschwindigkeit, bis die Temperatur von der Temperatur am Ende des Temperaturerhöhungszeitraums "e1" auf ungefähr 25°C abnahm. In the temperature raising period "e1", the amount of energy input was set to about 11 kW, and the heating time was set to about 5 seconds. In this way, the heating temperature at the edge part 16 increased to the range of 180 ° C to 500 ° C. The surface layer on the upper end surface 14 (on the side of the smaller diameter) opposite to the edge part 16 was not heated and thus remained at a room temperature of 20 ° C to 25 ° C. The cooling in the cooling period "e2" was carried out by water cooling. The cooling rate in this cooling period was set in the range of 80 ° C / sec to 90 ° C / sec. Cooling was carried out at this cooling rate until the temperature decreased from the temperature at the end of the temperature raising period "e1" to about 25 ° C.

Wie oben ausführlich beschrieben wurde, wird bei dem Differentialzahnrad 1 dieses Ausführungsbeispiels die C-Konzentration nach dem Aufkohlen durch die Vakuumaufkohlung bei einem verhältnismäßig geringen Wert gehalten, um nach dem Abschrecken die Martensitstruktur zu erzielen. In diesem Fall dringt überschüssiger Kohlenstoff in den Kantenteil 16 ein, sodass der partielle Anlassschritt erfolgt, nachdem der Abschreckschritt beendet wurde. Während der Gehalt an C, der im festen Zustand in der Martensitstruktur in den alten Austenitkörnern des Kantenteils 16 gelöst ist, verringert wird, wird auf diese Weise der andere Abschnitt als der Kantenabschnitt 16 daran gehindert, durch die Verringerung stark beeinflusst zu werden. Die Zugabe von zum Beispiel Si stellt die Härtbarkeit und die Anlasserweichungsbeständigkeit sicher. Auf diese Weise werden als ein Antriebssystembauteil zum Einsatz unter hoher Beanspruchung das Differentialzahnrad 1, das eine ausgeglichene Festigkeit an Korngrenzen und in Körnern hat und das sowohl eine ausreichende Härte als auch eine ausreichende Ermüdungsfestigkeit hat, und das Verfahren zur Herstellung des Differentialzahnrads 1 erreicht. As described above in detail, in the differential gear 1 of this embodiment, the C concentration after carburizing by the vacuum carburization is kept at a relatively low level to obtain the martensite structure after quenching. In this case, excess carbon penetrates into the edge part 16 so that the partial annealing step occurs after the quenching step has been completed. While the content of C, that in the solid state in the martensite structure in the old austenite grains of the edge part 16 is reduced, becomes in this way the other portion than the edge portion 16 prevented from being heavily influenced by the reduction. The addition of, for example, Si ensures hardenability and tempering resistance. In this way, as a drive system component for use under a high load, the differential gear becomes 1 having a balanced strength at grain boundaries and in grains and having both a sufficient hardness and a sufficient fatigue strength, and the method for producing the differential gear 1 reached.

Dieses Ausführungsbeispiel ist bloß ein Beispiel und soll die Erfindung nicht beschränken. Daher kann die Erfindung naturgemäß innerhalb des Schutzumfangs der Ansprüche verbessert und/oder abgewandelt werden.  This embodiment is merely an example and is not intended to limit the invention. Therefore, the invention may of course be improved and / or modified within the scope of the claims.

BezugszeichenlisteLIST OF REFERENCE NUMBERS

1 1
Differentialzahnrad differential gear
11 11
Zahnabschnitt tooth portion
12 12
Scheibenabschnitt disk portion
13 13
Zahnfußabschnitt tooth root
14 14
Obere Endfläche (Ende auf der Seite des kleineren Durchmessers) Upper end surface (end on the smaller diameter side)
15 15
Untere Endfläche (Ende auf der Seite des größeren Durchmessers) Lower end surface (end on the larger diameter side)
16 16
Kantenteil edge part

Claims (8)

Zahnrad, das aus Werkstoffstahl ausgebildet ist, der so geformt ist, dass er einen Scheibenabschnitt und eine Vielzahl von Zahnabschnitten aufweist, die in Umfangsrichtung diskret auf dem Scheibenabschnitt ausgebildet sind, und der eine Form hat, bei der zwischen den Zahnabschnitten Zahnfußabschnitte ausgebildet sind, und das nach dem Formen einer Vakuumaufkohlungsbehandlung und anschließenden Abschreckbehandlung mit Aufheizen durch Energie hoher Dichte unterzogen worden ist, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoffstahl eine chemische Zusammensetzung hat aus: C: 0,10 Masse% bis 0,30 Masse%; Si: 0,50 Masse% bis 3,00 Masse%; Mn: 0,30 Masse% bis 3,00 Masse%; P: 0,030 Masse% oder weniger; S: 0,030 Masse% oder weniger; Cu: 0,01 Masse% bis 1,00 Masse%; Ni: 0,01 Masse% bis 3,00 Masse%; Cr: 0,20 Masse% bis 1,00 Masse%; Mo: 0,10 Masse% oder weniger; N: 0,05 Masse% oder weniger; und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil, wobei Si(Masse%) + Ni(Masse%) + Cu(Masse%) – Cr(Masse%) > 0,5 erfüllt ist, in den Zahnabschnitten und Zahnfußabschnitten in einer Oberflächenschicht zumindest eines Teils eines Abschnitts, der einen Kantenteil an einem Ende in Achsenrichtung einschließt, ein partiell angelassener Bereich vorgesehen ist, der partiell angelassene Bereich eine Härte hat, die geringer als die Härte einer Martensitstruktur ist, die durch die Abschreckbehandlung in der Oberflächenschicht des Teils des Abschnitts erzeugt wurde, und von der Martensitstruktur, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde, in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten eine Oberflächenschicht eines anderen Abschnitts als der partiell angelassene Bereich gebildet wird. A gear formed of material steel shaped to have a disc portion and a plurality of tooth portions discretely formed on the disc portion in the circumferential direction and having a shape in which tooth root portions are formed between the tooth portions, and which, after forming a vacuum carburization treatment and subsequent quenching treatment, is subjected to high density energy heating, characterized in that the material steel has a chemical composition of: C: 0.10 mass% to 0.30 mass%; Si: 0.50 mass% to 3.00 mass%; Mn: 0.30 mass% to 3.00 mass%; P: 0.030 mass% or less; S: 0.030 mass% or less; Cu: 0.01 mass% to 1.00 mass%; Ni: 0.01 mass% to 3.00 mass%; Cr: 0.20 mass% to 1.00 mass%; Mo: 0.10 mass% or less; N: 0.05 mass% or less; and Fe and unavoidable impurities: a residual content satisfying Si (mass%) + Ni (mass%) + Cu (mass%) -Cr (mass%)> 0.5 is satisfied in the tooth portions and tooth root portions in a surface layer at least one Part of a portion including an edge part at an axis direction end, a partially annealed portion is provided, the partially annealed portion has a hardness lower than the hardness of a martensite structure formed by the quenching treatment in the surface layer of the portion of the portion and from the martensite structure produced by the quenching treatment, a surface layer of a portion other than the partially annealed portion is formed in the tooth portions and the tooth root portions. Zahnrad nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die chemische Zusammensetzung des Werkstoffstahls außerdem Folgendes umfasst: B: 0,005 Masse% oder weniger; und Ti: 0,10 Masse% oder weniger. A gear according to claim 1, characterized in that the chemical composition of the material steel further comprises: B: 0.005 mass% or less; and Ti: 0.10 mass% or less. Zahnrad nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass ein Zahneingriffsbereich auf jeder der Zahnflanken, der in ein anderes Zahnrad greift, nicht in dem partiell angelassenen Bereich enthalten ist und von der Martensitstruktur gebildet wird, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde. A gear according to claim 1 or 2, characterized in that a meshing portion on each of the tooth flanks engaging with another gear is not contained in the partially annealed portion and is formed by the martensite structure produced by the quenching treatment. Zahnrad nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Zahnrad eine abgeschrägte Form hat, bei der ein Ende von ihm in der Achsenrichtung einen Durchmesser hat, der größer als der des anderen Endes ist, und der partiell angelassene Bereich in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten an zumindest einem Teil der Oberflächenschicht vorgesehen ist, der den Kantenteil an dem Ende auf der Seite des größeren Durchmessers einschließt. A gear according to claim 1 or 2, characterized in that the gear has a chamfered shape in which one end thereof in the axis direction has a diameter larger than that of the other end, and the partially annealed portion in the tooth portions and Zahnfußabschnitten is provided on at least a part of the surface layer, which includes the edge portion at the end on the side of the larger diameter. Seitenzahnrad und Ritzelzahnrad in einem Differential, das derart gestaltet ist, dass eine Vielzahl von Zahnrädern gemäß Anspruch 4 ineinandergreift, dadurch gekennzeichnet, dass ein Zahneingriffsbereich auf jeder der Zahnflanken der Zahnräder, die in das andere der ineinandergreifenden Zahnräder greifen, nicht in dem partiell angelassenen Bereich enthalten ist und von der Martensitstruktur gebildet wird, die durch die Abschreckbehandlung erzeugt wurde. Side gear and pinion gear in a differential that is designed such that a plurality of gears mesh according to claim 4, characterized in that a tooth engagement portion on each of the tooth flanks of the gears engaging with the other one of the meshing gears is not included in the partially annealed portion and is formed by the martensite structure produced by the quenching treatment. Verfahren zur Herstellung eines Zahnrads, das aus Werkstoffstahl ausgebildet ist, der so geformt ist, dass er einen Scheibenabschnitt und eine Vielzahl von Zahnabschnitten aufweist, die in Umfangsrichtung diskret auf dem Scheibenabschnitt ausgebildet sind, und eine Form hat, bei der zwischen den Zahnabschnitten Zahnfußabschnitte ausgebildet sind, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoffstahl eine chemische Zusammensetzung hat, aus: C: 0,10 Masse% bis 0,30 Masse%, Si: 0,50 Masse% bis 3,00 Masse%, Mn: 0,30 Masse% bis 3,00 Masse%, P: 0,030 Masse% oder weniger, S: 0,030 Masse% oder weniger, Cu: 0,01 Masse% bis 1,00 Masse%, Ni: 0,01 Masse% bis 3,00 Masse%, Cr: 0,20 Masse% bis 1,00 Masse%, Mo: 0,10 Masse% oder weniger, N: 0,05 Masse% oder weniger und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen: ein Restanteil, wobei Si(Masse%) + Ni(Masse%) + Cu(Masse%) – Cr(Masse%) > 0,5 erfüllt ist, wobei das Verfahren zur Herstellung eines Zahnrads gekennzeichnet ist durch: einen Vakuumaufkohlungsschritt, in dem das aus dem geformten Werkstoffstahl ausgebildete Zahnrad bei einem Druck, der geringer als der Atmosphärendruck ist, in einer aufkohlenden Atmosphäre auf eine Temperatur bei oder mehr als einer Austenitisierungstemperatur des Werkstoffstahls aufgeheizt wird, um auf einer Oberfläche des Zahnrads eine aufgekohlte Schicht auszubilden; einen Abkühlschritt, in dem das Zahnrad nach dem Vakuumaufkohlungsschritt mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die geringer als eine Abkühlgeschwindigkeit ist, bei der der Werkstoffstahl in Martensit umgewandelt wird, auf eine Temperatur abgekühlt wird, die geringer als eine Temperatur ist, bei der eine Strukturumwandlung aufgrund des Abkühlens abgeschlossen ist; einen Abschreckschritt, in dem das Zahnrad nach dem Abkühlschritt mit Aufheizen durch Energie hoher Dichte aufgeheizt wird, um die Temperatur des Zahnrads auf eine Temperatur bei oder mehr als der Austenitisierungstemperatur des Werkstoffstahls zu erhöhen, und das Zahnrad aus diesem Zustand heraus mit einer Abkühlgeschwindigkeit bei oder mehr als der Abkühlgeschwindigkeit, bei der der Werkstoffstahl in Martensit umgewandelt wird, abgekühlt wird, um zumindest in einem Abschnitt der aufgekohlten Schicht eine Martensitstruktur auszubilden; und einen partiellen Anlassschritt, in dem nach dem Abschreckschritt mit dem Aufheizen durch Energie hoher Dichte in den Zahnabschnitten und den Zahnfußabschnitten des Zahnrads zumindest ein Teil eines Abschnitts aufgeheizt wird, der einen Kantenteil an einem Ende in Achsenrichtung einschließt, um die Temperatur zumindest des Teils des Abschnitts, der den Kantenteil einschließt, auf eine Temperatur von 180°C oder mehr zu erhöhen, bei der keine Austenitisierung des Werkstoffstahls stattfindet, und das Zahnrad aus diesem Zustand heraus abgekühlt wird, um in dem Abschnitt der aufgekohlten Schicht in zumindest dem Teil des Abschnitts, der den Kantenteil einschließt, eine Konzentration an Kohlenstoff zu verringern, die in der Martensitstruktur in einem festen Zustand gelöst ist. A method of manufacturing a gear formed of material steel shaped to have a disc portion and a plurality of tooth portions discretely formed on the disc portion in the circumferential direction and having a shape in which tooth root portions are formed between the tooth portions characterized in that the material steel has a chemical composition of: C: 0.10 mass% to 0.30 mass%, Si: 0.50 mass% to 3.00 mass%, Mn: 0.30 mass% to 3.00 mass%, P: 0.030 mass% or less, S: 0.030 mass% or less, Cu: 0.01 mass% to 1.00 mass%, Ni: 0.01 mass% to 3.00 mass% , Cr: 0.20% by mass to 1.00% by mass, Mo: 0.10% by mass or less, N: 0.05% by mass or less, and Fe and unavoidable impurities: a residual portion, where Si (mass%) + Ni (mass%) + Cu (mass%) - Cr (mass%)> 0.5, wherein the method of manufacturing a gear is characterized by: a vacuum carburizing step, in which the gear formed of the molded material steel is heated at a pressure lower than the atmospheric pressure in a carburizing atmosphere to a temperature at or more than an austenitizing temperature of the material steel to form a carburized layer on a surface of the gear; a cooling step in which the gear after the vacuum carburizing step is cooled at a cooling rate lower than a cooling rate at which the material steel is converted to martensite to a temperature lower than a temperature at which structural transformation due to cooling is completed; a quenching step in which the gear is heated after the cooling step with heating by high-density energy to raise the temperature of the gear to a temperature at or more than the austenitizing temperature of the material steel, and the gear out of this state at a cooling rate at or is cooled more than the cooling rate at which the material steel is converted into martensite, to form a martensite structure at least in a portion of the carburized layer; and a partial annealing step of heating at least part of a portion including an edge part in an axis direction direction after the quenching step with high-density energy heating in the tooth portions and the tooth root portions of the gear, to maintain the temperature of at least the part of Portion including the edge portion, to increase to a temperature of 180 ° C or more, at which no austenitization of the material steel takes place, and the gear is cooled out of this state, in the portion of the carburized layer in at least the portion of the section that includes the edge portion to reduce a concentration of carbon dissolved in the martensite structure in a solid state. Verfahren zur Herstellung eines Zahnrads nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die chemische Zusammensetzung des verwendeten Werkstoffstahls Folgendes umfasst: B: 0,005 Masse% oder weniger; und Ti: 0,10 Masse% oder weniger. A method of manufacturing a gear according to claim 6, characterized in that the chemical composition of the material steel used comprises: B: 0.005 mass% or less; and Ti: 0.10 mass% or less. Verfahren zur Herstellung eines Zahnrads nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass das herzustellende Zahnrad ein Zahnrad mit einer abgeschrägten Form ist, bei der ein Ende von ihm in der Achsenrichtung einen Durchmesser hat, der größer als der des anderen Endes ist, und die den Kantenteil an einem Ende auf der Seite des größeren Durchmessers aufweist, und das Aufheizen im partiellen Anlassschritt in dem Zustand erfolgt, in dem das Ende auf der Seite des größeren Durchmessers des abgeschrägten Zahnrads in einem Raum innerhalb einer Erregerspule liegt und das Ende auf der Seite des kleineren Durchmessers des abgeschrägten Zahnrads außerhalb der Erregerspule liegt. A method of manufacturing a gear according to claim 6 or 7, characterized in that the gear to be produced is a gear having a tapered shape in which one end thereof in the axis direction has a diameter larger than that of the other end, and has the edge portion at one end on the larger diameter side, and the heating takes place in the partial annealing step in the state where the end on the larger diameter side of the tapered gear lies in a space inside an exciting coil and the end on the side of the smaller diameter of the beveled gear lies outside of the exciting coil.
DE112014002237.3T 2013-06-20 2014-04-21 Gear and method for its production Withdrawn DE112014002237T5 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013129260 2013-06-20
JP2013-129260 2013-06-20
PCT/JP2014/061146 WO2014203610A1 (en) 2013-06-20 2014-04-21 Gear and process for producing same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112014002237T5 true DE112014002237T5 (en) 2016-01-21

Family

ID=52104353

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112014002237.3T Withdrawn DE112014002237T5 (en) 2013-06-20 2014-04-21 Gear and method for its production

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20160108490A1 (en)
JP (1) JP6174140B2 (en)
CN (1) CN105358874B (en)
DE (1) DE112014002237T5 (en)
WO (1) WO2014203610A1 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102022000650A1 (en) 2021-03-17 2022-09-22 Sew-Eurodrive Gmbh & Co Kg Method of inspecting a gear using a trial part and trial part and system

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106086377B (en) * 2016-08-26 2017-10-13 大连日牵电机有限公司 One kind is used for gearbox ring gear medium frequency induction hardening process
CN106834960B (en) * 2017-01-24 2018-06-01 中天钢铁集团有限公司 A kind of automobile using boracic top grade gear steel and its production technology
USD845371S1 (en) * 2017-01-24 2019-04-09 Daniel Turner Snorkel gear
JP7152832B2 (en) * 2018-06-18 2022-10-13 株式会社小松製作所 machine parts
JP7077198B2 (en) * 2018-09-28 2022-05-30 株式会社アイシン How to manufacture gear parts
US11149832B2 (en) 2019-12-13 2021-10-19 Aichi Steel Corporation Differential hypoid gear, pinion gear, and paired hypoid gears formed by combination thereof

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0679725B1 (en) * 1994-03-29 2001-09-12 Mazda Motor Corporation Carburized hardening process and carburized hardened power transmission members
JP4079139B2 (en) * 1994-03-29 2008-04-23 マツダ株式会社 Carburizing and quenching method
JP3697725B2 (en) * 1994-03-29 2005-09-21 マツダ株式会社 Carburized and hardened power transmission member
JPH0849014A (en) * 1994-08-05 1996-02-20 Aisin Seiki Co Ltd Production of high hardness steel member with high toughness part
JP4169635B2 (en) * 2002-11-20 2008-10-22 トピー工業株式会社 Method of partial heat treatment of heat treatment member
JP2005163173A (en) * 2003-11-14 2005-06-23 Komatsu Ltd Gear part and method of producing thereof
JP2008510070A (en) * 2004-08-18 2008-04-03 ビショップ イノヴェーション リミテッド Method for producing hardened forged steel member
JP4254816B2 (en) * 2005-08-24 2009-04-15 大同特殊鋼株式会社 Carburized parts
CN100516593C (en) * 2006-10-17 2009-07-22 武汉理工大学 Automobile rear-bridge spiral conic gear of manganese-copper alloy autenite-bainite nodular iron and its preparing method
JP5018586B2 (en) * 2007-04-09 2012-09-05 大同特殊鋼株式会社 High strength carburizing induction hardening parts
JP5286966B2 (en) * 2008-06-20 2013-09-11 大同特殊鋼株式会社 Gear parts

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102022000650A1 (en) 2021-03-17 2022-09-22 Sew-Eurodrive Gmbh & Co Kg Method of inspecting a gear using a trial part and trial part and system
WO2022194501A1 (en) 2021-03-17 2022-09-22 Sew-Eurodrive Gmbh & Co. Kg Method for testing a gear by means of a test part, and test part and system

Also Published As

Publication number Publication date
CN105358874B (en) 2018-09-04
JP6174140B2 (en) 2017-08-02
WO2014203610A1 (en) 2014-12-24
US20160108490A1 (en) 2016-04-21
JPWO2014203610A1 (en) 2017-02-23
CN105358874A (en) 2016-02-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE112014002237T5 (en) Gear and method for its production
EP2227570B1 (en) Method for producing a shaped component comprising at least two joining areas having different ductility
EP2045339B1 (en) Workpiece for rolling wear stress made of through hardened steel and method of heat treatment
DE2417179B2 (en) PROCESS FOR CARBURING HIGH-ALLOY STEELS
DE2704287A1 (en) PROCESS FOR MANUFACTURING BEARING PARTS WITH IMPROVED ROLLING CONTACT RESISTANCE
DE112015004312T5 (en) METHOD FOR PRODUCING A STRUCTURAL COMPONENT THROUGH A THERMOMAGNETIC TEMPERING PROCESS THAT CAUSES LOCALIZED ZONES
DE112014004502T5 (en) Nitriding process for a steel element
DE3800838C1 (en)
DE112016004793T5 (en) METHOD FOR PRODUCING A CARBURIZING FORGING STEEL MATERIAL
DE112012000489B4 (en) Composite steel part and manufacturing method therefor
EP3205443A1 (en) Method for producing a toothed gear, toothed gear, gear driven compressor
DE112012000408B4 (en) Steel gear and manufacturing method therefor
EP1786935B1 (en) Method for the heat treatment of bearing parts made of steel
DE112012000484B4 (en) Steel gear and manufacturing method therefor
WO1993017146A1 (en) Process for the thermochemical-heat treatment of case-hardened steels
DE2716791A1 (en) METHOD OF STRENGTHENING STEEL
WO2006013055A1 (en) Method for the heat treatment of workpieces made from steel
DE102016120608A1 (en) High core hardness alloy suitable for fast nitriding
EP3591081A1 (en) Use of a steel for producing a steel component, namely for a gearwheel, a shaft, an axle or a tool holder to a thermochemically cured edge layer and such steel component having a thermochemically cured edge layer
DE1927461B2 (en)
DE4327440A1 (en) Process for the thermochemical-thermal treatment of hardened steels, heat-treatable steels and bearing steels
DE2537544A1 (en) BELLEVILLE SPRING (SPRING WASHER)
DE1752655A1 (en) Process for the production of razor blades and other tools with a thin cutting edge and razor blades and tools with a cutting edge produced in this way
DE2165105C3 (en) Process for the production of ball head bolts
DE2324750A1 (en) MANUFACTURE OF HARDENED STEEL

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R079 Amendment of ipc main class

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: F16H0055060000

Ipc: C22C0038000000

R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee