Шестерня и способ ее изготовления

Шестерня и способ ее изготовления

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники

Настоящее изобретение относится к шестерне, такой как дифференциальная кольцевая шестерня в двигательной приводной поездной системе, которая используется для передачи такого высокого крутящего момента, как при получении напряжения не только в части поверхностного слоя, но также и в сердцевинной части, и к способу изготовления шестерни. Более подробно настоящее изобретение относится к шестерне, которая выполнена из стали в качестве сырьевого материала и упрочняется таким способом, как науглероживание и закаливание, и к способу изготовления такой шестерни.

Уровень техники

Стальной элемент, такой как шестерня, часто обрабатывается обработкой науглероживания и закаливания, служащей обработкой для увеличения твердости поверхности при сохранении ударной вязкости стального элемента. Далее стальной элемент, подвергнутый науглероживанию, будет соответственно называться науглероженным стальным элементом. Обработка науглероживания и закаливания представляет собой обработку для увеличения твердости поверхности стального элемента при обеспечении ударной вязкости сердцевинной части стального элемента закаливанием стального элемента после применения к стальному элементу обработки науглероживания с увеличением поверхностной концентрации углерода стального элемента в состоянии, в котором стальной элемент нагревается при температуре аустенизации или выше. Различные способы были предложены прежде в качестве способов получения стального элемента при применении обработки науглероживания и закалки. Например, в Патентном Документе 1 стальной сырьевой материал, содержащий Cr и Мо, подвергается обработке такими способами, как науглероживание, медленное охлаждение и закаливание при высокочастотном нагревании.

Патентные документы

Патентный Документ 1: WO 2006/118242

Проблемы, решаемые изобретением

В случае стального сырьевого материала с высоким содержанием (например, 0,2 мас.% или более) Cr, как рассмотрено в прототипе, карбид Cr образуется в перлитной структуре и ферритной структуре в науглероженном слое, когда стальной сырьевой материал медленно охлаждается после науглероживания. Затем карбид Cr растворяется в матрице при осуществлении высокочастотного нагревания при относительно высокой температуре (например, при 950°C или выше) после медленного охлаждения. Следовательно, аустенитное превращение имеет место равномерно в процессе высокочастотного нагревания, и, таким образом, получается однородная закаленная структура. Как результат также получается однородная твердость. С другой стороны, если высокочастотное нагревание осуществляется при относительно низкой температуре (например, ниже 950°C) после медленного охлаждения, карбид Cr почти не растворяется в матрице. Соответственно, аустенитное превращение имеет место неравномерно, заставляя закаленную структуру также быть неоднородной. Указанное явление служит в качестве показателя наличия неоднородности твердости.

По той же причине высокое содержание (например, 0,1 мас.% или более) Мо также служит в качестве показателя наличия неоднородности твердости, хотя не в той же степени, как в случае Cr. Это благодаря тому, что Мо также образует карбид в процессе медленного охлаждения после науглероживания. Другими словами, для того, чтобы получить однородную закаленную структуру в случае стального сырьевого материала с высоким содержанием Cr или Мо, высокочастотное нагревание после медленного охлаждения необходимо осуществлять при относительно высокой температуре.

Здесь, когда стальной сырьевой материал используется для шестерни, требуется, чтобы ее часть поверхностного слоя имела высокую твердость, тогда как требуется, чтобы ее часть внутреннего слоя имела высокую ударную вязкость в большей степени, чем твердость. Кроме того, требуется высокая точность формы. Для того, чтобы получить как высокую твердость части поверхностного слоя, так и высокую ударную вязкость части внутреннего слоя, необходимо осуществлять закаливание при нагревании только части поверхностного слоя шестерни профильным образом при применении индукционной закалки. Для того, чтобы достигнуть этого, индукционную закалку необходимо осуществлять с высоким выходом в короткое время. При подавлении времени нагревания, которое должно быть коротким, теплопередача к части внутреннего слоя подавляется с тем, чтобы достигнуть нагревания профильным образом. Поскольку выход нагревания делается высоким на соответствующее количество, часть поверхностного слоя нагревается до относительно высокой температуры. В частности, часть головки зуба может почти плавиться.

При использовании способа нагревания, как описано выше, можно получить однородную закаленную структуру в части поверхностного слоя, включая головку зуба, поскольку карбид Cr и карбид Мо растворяются в матрице, как описано выше. Необходимо отметить, что, хотя часть внутреннего слоя части головки зуба является слегка ниже по температуре (например, приблизительно при 950°C), чем часть головки зуба, температура не является достаточно низкой, чтобы получать неоднородность твердости. Это происходит благодаря тому, что само высокочастотное нагревание осуществляется с высоким выходом.

Некоторые шестерни используются в двигательной приводной поездной системе, в частности, для дифференциальных кольцевых шестерен, для передачи очень высокого крутящего момента. В таком случае напряжение прикладывается не только к части поверхностного слоя шестерни, но также к внутренней части шестерни. Поэтому требуется твердость не только части поверхностного слоя шестерни, но также части глубокого слоя, лежащей глубже части поверхностного слоя. Соответственно, необходимо увеличивать температуру не только части поверхностного слоя, но также части глубокого слоя, в частности, внутри зубчатой части до или выше температуры аустенитного превращения в процессе обработки закаливания. Однако, увеличение температуры всей шестерни до или выше температуры аустенитного превращения является неподходящим. Причина этого состоит в том, что, если вся шестерня превращается в аустенит, точность формы ухудшается благодаря объемному расширению, связанному с мартенситным превращением в процессе быстрого охлаждения после аустенитного превращения. Это вызывает такие проблемы, как появление шума при использовании шестерни.

Поэтому часть в до некоторой степени толстом интервале, включающем поверхностный слой и часть глубокого слоя ниже, увеличивается по температуре до или выше температуры аустенитного превращения без увеличения температуры части внутреннего слоя шестерни до или выше температуры аустенитного превращения. В данном случае активно используется теплопередача от поверхностного слоя к части глубокого слоя. Поэтому в противоположность вышесказанному время нагревания должно быть в некоторой степени длительным, и выход нагревания в результате уменьшается на соответствующую величину. Как результат часть головки зуба предотвращается от перегрева, с получением в результате нагревания с относительно хорошим распределением температуры.

Однако, в данном случае имеют место следующие две проблемы. Во-первых, аустенитное превращение происходит при относительно низкой температуре в процессе обработки закаливания. Следовательно, если содержание Cr или Мо является высоким, часть карбида Cr или карбида Мо может оставаться нерастворенной в матрице даже при нагревании в процессе обработки закаливания. Указанный остаточный карбид вызывает потерю твердости или неоднородность твердости.

Во-вторых, имеется проблема в месте, лежащем немного глубже, чем часть поверхностного слоя. В случае высокочастотного нагревания температура в глубоком месте является ниже, чем в части поверхностного слоя. Поэтому даже в интервале науглероженного слоя проблема остаточного карбида более вероятно имеется в месте, более глубоком, чем в части поверхностного слоя. В таком месте неоднородность твердости имеет место более вероятно, чем в части поверхностного слоя.

Ввиду проблем, описанных выше, целью настоящего изобретения является создание шестерни, которая не имеет неоднородности твердости, хотя имеет высокую твердость в части поверхностного слоя и в части глубокого слоя ее, а также высокую точность формы, и создание способа получения шестерни.

Средства решения проблем

Для решения указанных проблем аспектом настоящего изобретения является использование стального сырьевого материала для шестерни, имеющего следующий химический состав:

С	0,1-0,40 мас.%
Si	0,35-3,0 мас.%
Mn	0,1-3,0 мас.%
Cr	менее 0,2 мас.%
Мо	0,1 мас.% или менее
Р	0,03 мас.% или менее
S	0,15 мас.% или менее
Al	0,05 мас.% или менее
N	0,03 мас.% или менее и
Fe и неизбежные примеси остальное

Кроме того, шестерня согласно настоящему изобретению имеет дисковую часть и множество зубчатых частей, которые формованы по окружности дискретным образом на дисковой части. После формования шестерни шестерня подвергается обработке науглероживания и затем обработке закаливания при нагревании энергией высокой плотности. Стальной сырьевой материал шестерни имеет химический состав, указанный выше. Часть поверхностного слоя каждой из зубчатых частей и часть поверхностного слоя зубчатой корневой части, т.е. части, выполненной между зубчатыми частями на дисковой части, при обработке науглероживания имеют более высокую С-концентрацию, чем С-концентрация стального сырьевого материала, и выполняются, чтобы быть первым закаленным слоем, который имеет мартенситную структуру. Зона, охватывающая часть каждой из зубчатых частей, отличную от части, служащей в качестве первого закаленного слоя, часть дисковой части, лежащую ниже первого закаленного слоя зубчатой корневой части, и часть дисковой части, лежащую ниже зубчатых частей, выполняется, чтобы иметь такую же С-концентрацию, как С-концентрация стального сырьевого материала, и выполняется, чтобы быть вторым закаленным слоем, который имеет мартенситную структуру. Зона дисковой части, лежащая глубже, чем второй закаленный слой, выполняется, чтобы иметь такую же С-концентрацию, как С-концентрация стального сырьевого материала, и выполняется, чтобы быть незакаленным слоем, который не имеет мартенситную структуру.

Другим аспектом настоящего изобретения является создание способа изготовления шестерни, которая имеет дисковую часть и множество зубчатых частей, которые формованы по окружности дискретным образом на дисковой части. В способе изготовления шестерни используется стальной сырьевой материал, имеющий химический состав, указанный выше. Способ изготовления шестерни включает: науглероживание с формованием науглероженного слоя на поверхности шестерни, формованной из стального сырьевого материала, причем науглероженный слой образуется при нагревании шестерни до или свыше температуры аустенизации стального сырьевого материала в науглероживающей атмосфере более низкой концентрации кислорода, чем концентрация кислорода атмосферы; охлаждение шестерни после науглероживания при более низкой скорости охлаждения, чем скорость охлаждения, при которой стальной сырьевой материал превращается в мартенсит, до или ниже температуры, при которой структурное превращение завершается; и закаливание с нагреванием шестерни после охлаждения нагреванием энергией высокой плотности с тем, чтобы увеличить температуру зоны, лежащей мельче, чем сердцевинная часть дисковой части и зубчатых частей, до или выше температуры аустенизации стального сырьевого материала без увеличения температуры сердцевинной части дисковой части до или выше температуры аустенизации стального сырьевого материала, и охлаждения шестерни указанного состояния при или выше скорости охлаждения, при которой стальной сырьевой материал превращается в мартенсит, с тем, чтобы образовать мартенситную структуру в зоне, лежащей над сердцевинной частью дисковой части, и в зубчатых частях.

Эффекты изобретения

Как описано выше, настоящее изобретение относится к шестерне науглероженного стального элемента и к способу получения шестерни посредством науглероживания, проводимого при пониженном давлении, охлаждения с осуществлением медленного охлаждения в особых условиях, описанных выше, и закаливания, использующего нагревание энергией высокой плотности. В настоящем изобретении химический состав в указанном выше интервале используется в качестве оптимального химического состава для получения шестерни указанным способом получения. Моменты, которые должны быть отмечены в определенном выше химическом составе, заключаются в том, что содержание Cr и Мо ограничено уровнями содержания в качестве примесей или, если вводятся, ограничивается до менее 0,2 мас.% и 0,1 мас.% или менее, соответственно.

Хром (Cr) при введении при концентрации менее 0,2 мас.% является эффективным элементом для улучшения закаливаемости и увеличения стойкости к размягчению при отпуске. С другой стороны, если Cr вводится при концентрации 0,2 мас.% или более, карбид Cr образуется в перлитной структуре и ферритной структуре в науглероженном слое в процессе медленного охлаждения после обработки науглероживания. Карбид Cr, если он не растворен в матрице в процессе последующего способа закаливания, дает неоднородную закаленную структуру, вызывая поэтому появление неоднородности твердости. Однако, если нагревание осуществляется в очень короткое время при использовании энергии высокой плотности, как в настоящем изобретении, трудно растворить карбид Cr в твердом состоянии в матрице.

Поэтому в настоящем изобретении, как описано выше, Cr активно обрабатывается в качестве необязательного компонента, и содержание Cr, если содержится, ограничивается до концентрации менее 0,2 мас.%. В результате предотвращается образование карбида Cr в процессе медленного охлаждения, описанного выше. Соответственно, даже если средство нагревания в способе закаливания осуществляет нагревание при использовании энергии высокой плотности, карбида Cr, если он вообще присутствует перед нагреванием, может быть растворен в матрице в твердом состоянии надежным образом, таким образом, делая возможным снизить структурную неоднородность. Кроме того, стоимость исходного материала может быть снижена при снижении добавочного количества дорогостоящего Cr.

Мо является эффективным элементом для улучшения закаливаемости и увеличения стойкости к размягчению при отпуске. Однако, в настоящем изобретении поскольку требуемая закаливаемость обеспечивается введением соответствующих количеств Si и Mn (особенно, Si), однородная мартенситная структура может быть получена без опоры на эффект улучшения закаливаемости с помощью Мо. Соответственно, как описано выше, при ограничении средства нагревания в способе закаливания нагреванием при использовании энергии высокой плотности стоимость исходного материала может быть снижена, обеспечивая улучшение производительности обработки науглероживания. Если содержание Мо является большим, образуется карбид Мо. Карбид Мо может дополнительно увеличить структурную неоднородность в сочетании со структурной неоднородностью, вызванной Cr. Поэтому аддитивная концентрация Мо ограничивается до 0,1 мас.% или менее с тем, чтобы получить эффект снижения структурной неоднородности.

В шестерне настоящего изобретения следующие эффекты получаются при стальном исходном материале и способе получения, описанном выше. Прежде всего может быть установлено, что окисление границы раздела зерен подавляется при осуществлении науглероживания в науглероживающей атмосфере более низкой концентрации кислорода, чем в атмосфере. Кроме того, эффект закаливания проявляется не только на поверхностном слое (первый закаленный слой), но также в части ниже (второй закаленный слой). Как результат получают шестерню со всеми зубчатыми частями, имеющими высокую прочность. Кроме того, при осуществлении самого нагревания при закаливании в относительно длительное время при относительно низкой температуре с тем, чтобы получить, чтобы более глубокая зона, чем второй закаленный слой, была незакаленным слоем, искривление подавляется, а сопротивление усталости улучшается.

Поэтому у шестерни, полученной согласно настоящему изобретению, снижается неоднородность твердости при снижении структурной неоднородности и обеспечивается превосходная характеристика стоимости.

Краткое описание чертежей

Фиг.1 - вид в перспективе, показывающий общую форму шестерни согласно варианту;

Фиг.2 - увеличенный вид части шестерни с фиг.1;

Фиг.3 - поперечное сечение, показывающее распределение напряжений, когда шестерня согласно варианту находится в использовании;

Фиг.4 - поперечное сечение, показывающее распределение науглероженного слоя и закаленного слоя в шестерне согласно варианту;

Фиг.5 - пояснительная диаграмма, показывающая структуру термообрабатывающего оборудования, используемого в примере;

Фиг.6 - термограмма обработки науглероживания при пониженном давлении и обработки медленного охлаждения при пониженном давлении;

Фиг.7 - термограмма закаливания;

Фиг.8 - график нарастания температуры в процессе периода нарастания температуры закаливания;

Фиг.9 - другой пример термограммы способа закаливания;

Фиг.10 - график, показывающий зависимость между твердостью и глубиной после закаливания;

Фиг.11 - другой пример шестерни, в которой может быть применено настоящее изобретение;

Наилучшие способы осуществления изобретения

Прежде всего делается описание причин ограничения химического состава стального сырьевого материала, используемого в настоящем изобретении. Далее «мас.%» в составе будет представлен просто как «%».

С: 0,1-0,40%

С представляет собой элемент, который вводят для обеспечения прочности, особенно, прочности в части глубокого слоя стального сырьевого материала. Поэтому в настоящем изобретении собственная прочность обеспечивается установлением нижнего предела концентрации введения С 0,1%. Однако, если аддитивная концентрация С превышает 0,40%, имеют место следующие два недостатка. Один состоит в том, что ударная вязкость снижается, хотя твердость увеличивается. Другой состоит в том, что обрабатываемость на станках стального сырьевого материала ухудшается. Поэтому верхний предел концентрации введения С был определен равным 0,4%. Более предпочтительный интервал концентрации введения составляет 0,15-0,3%.

Si: 0,35-3,0%

Si является эффективным элементом не только для раскисления в сталелитейном способе, но также для обеспечения прочности и закаливаемости, необходимой для стального сырьевого материала, а также для улучшения стойкости к размягчению при отпуске. Настоящее изобретение характеризуется способностью значительного снижения Cr и Мо, которые являются дорогостоящими. Однако, в случае, когда части должны быть стойкими к размягчению при отпуске, такими, как шестерня, требующая стойкости к точечному выкрашиванию, может быть неблагоприятным снижение содержания Cr и Мо до меньшего, чем в Cr-Мо-стали, которая является традиционным типом стали. Поэтому для того, чтобы получить требуемую стойкость к размягчению при отпуске, даже когда содержание Cr и Мо снижается, было установлено, что Si должен содержаться при концентрации 0,35% или более. Однако, поскольку указанный эффект, полученный при содержании Si, насыщается при содержании приблизительно 3,0%, положительное преимущество не получается при большем содержании Si. Кроме того, избыточное содержание Si более 3,0% ухудшает обрабатываемость на станках исходного материала при увеличении его твердости. Поэтому содержание Si должно быть в интервале 0,35-3,0%. Более предпочтительный интервал составляет от более 0,45% до 1,5%.

Кроме того, если стальной сырьевой материал, вводимый с большим количеством Si, используется в случае использования окислительной газообразной атмосферы в обработке газового науглероживания, имеет место окисление границы раздела зерен, и аномальный науглероженный слой получается в поверхностном слое в процессе науглероживания. Это поскольку Si аналогично образует оксид. Соответственно, прочность науглероженного слоя снижается, приводя к снижению сопротивления усталости при изгибе и сопротивления усталости при контактном сжатии. С другой стороны, настоящее изобретение использует способ, в котором обработка науглероживания осуществляется в науглероживающей атмосфере, в которой концентрация кислорода снижается при снижении давления. Как результат проблема окисления границы раздела зерен исключается, как будет описано далее. Поэтому может использоваться стальной сырьевой материал с активно увеличивающимся содержанием Si.

Mn: 0,1-3,0%

Mn является эффективным элементом не только для раскисления в сталелитейном способе, но также для улучшения закаливаемости. Однако, когда содержание Mn является менее 0,1%, его эффект является недостаточным. С другой стороны, поскольку эффект, полученный при содержании Mn, насыщается при содержании приблизительно 3,0%, положительное преимущество не получается при большем содержании Mn. Кроме того, избыточное содержание Mn более 3,0% ухудшает обрабатываемость на станках исходного материала при увеличении его твердости. Поэтому содержание Mn должно быть в интервале от 0,5 до 1,5%.

Р: 0,03% или менее

P имеет эффект снижения ударной вязкости при сегрегировании на границах раздела зерен в стали. Поэтому содержание Р необходимо снизить как можно больше и необходимо ограничить до 0,03% или менее, хотя едва ли возможно до нуля.

S: 0,15% или менее

S образует MnS в стали и поэтому является элементом, вводимым с целью улучшения обрабатываемости на станках исходного материала при MnS. Однако, поскольку эффект, полученный при содержании S, насыщается при содержании приблизительно 0,15%, положительное преимущество не получается при большем содержании S. Кроме того, избыточное содержание S более 0,15% приводит к хрупкости на границе раздела зерен при вызывании сегрегации на границе раздела зерен. Поэтому содержание S должно быть 0,15 или менее. Следует отметить, что эффект улучшения обрабатываемости на станках является незначительным, если количество S составляет менее 0,001%. Поэтому нижний предел, если определяется, должен быть установлен при 0,001% или более. Более предпочтительным интервалом является интервал 0,005-0,06%.

Al: 0,05% или менее

Al осаждается и диспергируется как нитрид в стали. Такое поведение делает Al эффективным элементом для предотвращения укрупнения аустенитной структуры в процессе обработки науглероживания. Однако, избыточное содержание Al более 0,05% укрупняет осадок, охрупчивая поэтому сталь. Поэтому верхний предел устанавливается при 0,05%. Необходимо отметить, что перекристаллизация имеет место в части, к которой применяется обработка закаливания энергией высокой плотности, так что укрупненная аустенитная структура делается мелкой. Поэтому является несущественным для содержания Al, если высокая прочность требуется только в части, к которой применяется обработка закаливания энергией высокой плотности, но не требуется в зонах, не нагреваемых энергией высокой плотности. Однако, если прочность также требуется в зонах, не нагреваемых энергией высокой плотности, Al должен содержаться. В таком случае эффект предотвращения укрупнения аустенитной структуры является недостаточным, когда количество Al составляет менее 0,005%. Поэтому нижний предел, если определяется, устанавливается при 0,005% или более. Более предпочтительным интервалом является интервал 0,02-0,04%.

N: 0,03% или менее

N имеет эффект образования различных нитридов с тем, чтобы предотвратить укрупнение аустенитной структуры в процессе обработки науглероживания и в процессе обработки закаливания энергией высокой плотности. Однако, избыточное содержание N более 0,03% значительно ухудшает ковкость. Поэтому верхний предел устанавливается при 0,03%. Необходимо отметить, что по такой же причине, как причина, описанная в абзаце, рассматривающем Al, необходимо содержать N, только когда высокая прочность также требуется в зонах, не нагреваемых энергией высокой плотности. В таком случае эффект предотвращения укрупнения аустенитной структуры является недостаточным, когда количество N составляет менее 0,003%. Поэтому нижний предел, если он определяется, необходимо устанавливать при 0,003% или более. Более предпочтительный интервал составляет от 0,005% до 0,02%.

Cr: менее 0,2%

Cr при введении в концентрации менее 0,2% является эффективным элементом для улучшения закаливаемости и стойкости к размягчению при отпуске. Однако, если аддитивная концентрация Cr составляет 0,2% или более, карбид Cr образуется в перлитной структуре и в ферритной структуре в науглероженном слое в процессе медленного охлаждения после обработки науглероживания. Указанное явление значительно имеет место, в частности, когда материал имеет гипоэвтектоидный состав с концентрацией С от 0,5% до менее 0,8% в процессе науглероживания. Карбид Cr растворяется в матрице при осуществлении нагревания энергией высокой плотности (например, при 950°C или выше) после медленного охлаждения. Следовательно, аустенитное превращение имеет место однородно в процессе высокочастотного нагревания, и, таким образом, получается однородная закаленная структура. В результате также получается однородная твердость. С другой стороны, если нагревание энергией высокой плотности осуществляется при относительно низкой температуре (например, ниже 950°C) после медленного охлаждения, карбид Cr трудно растворяется в матрице. Следовательно, аустенитное превращение имеет место неоднородно, заставляя закаленную структуру быть также неоднородной. Указанное явление служит фактором наличия неоднородности твердости. Поэтому, когда концентрация С в процессе науглероживания находится в интервале от 0,5% до менее 0,8%, предпочтительно снижать количество Cr до минимально необходимого значения для того, чтобы подавлять образование самого карбида Cr.

Кроме того, при ограничении количества Cr до минимально необходимого значения карбид Cr легко растворяется в матрице, когда желаемая часть нагревается энергией высокой плотности в аустенитной зоне в процессе закаливания. Поэтому потребляемая энергия в процессе нагревания энергией высокой плотности (интегрированное значение температуры нагревания в течение периода, в котором температура находится в точке превращения или выше) может быть снижена. В результате в процессе закаливания может быть получена экономия энергии и снижение стоимости.

Известно, что образование карбида Cr может быть подавлено в значительной степени при достижении химического состава, который удовлетворяет условию

[Si%]+[Ni%]+[Cu%]-[Cr%]>0,5,

даже если содержание Cr составляет 0,2% или более. Однако, выполнение указанного условия является недостаточным для подавления неоднородности твердости. Более предпочтительный интервал содержания Cr составляет 0,1% или менее. Должно быть отмечено, что снижение содержания Cr служит фактором снижения закаливаемости и стойкости к размягчению при отпуске. Однако, в настоящем изобретении, как описано выше, закаливаемость и стойкость к размягчению при отпуске обеспечиваются содержанием соответствующих количеств Si и Mn.

Мо: 0,1% или менее

Целью настоящего изобретения является снижение содержания Мо, который является относительно дорогостоящим металлом среди минимальных металлов. Однако, Мо может вводиться, если вводимое количество является чрезвычайно малым. Мо является эффективным элементом для улучшения закаливаемости и стойкости к размягчению при отпуске. Однако, содержание большого количества Мо не только увеличивает стоимость, но также служит фактором появления неоднородности твердости по той же причине, как в случае Cr, хотя не так значительно, как в случае Cr. Это потому, что Мо также образует карбид в процессе медленного охлаждения после науглероживания. Поэтому верхний предел необходимо устанавливать при 0,1%. Если закаливаемость и стойкость к размягчению при отпуске, которые требуются, могут быть обеспечены другими элементами, предпочтительно, избегать введения Мо. В таком случае целесообразно устанавливать верхний предел менее 0,01%, что представляет собой условие, что Мо вводится неактивно. Должно быть отмечено, что снижение содержания Мо также служит фактором снижения закаливаемости и стойкости к размягчению при отпуске таким же образом, как в случае Cr. Однако, в настоящем изобретении, как описано выше, указанная проблема решается содержанием Si и Mn.

Стальной сырьевой материал, используемый в настоящем изобретении, может дополнительно содержать 0,005-0,2% Ti и 0,0006-0,0005% В.

Ti: 0,005-0,2%

Ti представляет собой элемент, который легко сочетается с N. Поэтому Ti имеет эффект предотвращения В от образования BN, а поэтому от потери эффекта улучшения закаливаемости. Кроме того, Ti является эффективным элементом для предотвращения укрупнения аустенитной структуры в процессе обработки науглероживания и в процессе обработки индукционного закаливания, поскольку Ti осаждается и диспергируется как карбонитрид в стали. Однако, когда содержание Ti составляет менее 0,005%, его эффект является незначительным. С другой стороны, избыточное содержание Ti более 0,2% укрупняет осадок, в результате охрупчивая сталь. Поэтому верхний предел определяется равным 0,2%. Наиболее предпочтительный интервал содержания Ti составляет от 0,01% до 0,03%.

В: 0,0006-0,005%

В, будучи введенным, является эффективным элементом для обеспечения закаливания и упрочнения границ раздела зерен. Однако, когда содержание В составляет менее 0,0006%, его эффект является незначительным. С другой стороны, поскольку указанный эффект насыщается при содержании приблизительно 0,005%, положительное преимущество не получается при большем введении В. Поэтому предпочтительный интервал составляет от 0,0006% до 0,005%. Наиболее предпочтительный интервал составляет от 0,001% до 0,003%.

Стальной сырьевой материал, используемый в настоящем изобретении, может дополнительно содержать либо один, либо оба из 0,01-0,3% Nb и 0,01-0,2% V.

0,01-0,3% Nb и 0,01-0,2% V

Nb и V являются элементами, которые осаждаются и диспергируются как карбонитрид в стали. Поэтому Nb и V являются эффективными элементами для предотвращения укрупнения аустенитной структуры в процессе обработки науглероживания и в процессе обработки индукционного закаливания. Однако, когда содержание каждого из Nb и V составляет менее 0,01%, его эффект является незначительным. С другой стороны, слишком большое содержание укрупняет осадок, охрупчивая в результате сталь. Поэтому верхние пределы определяются равными 0,3% для Nb и 0,2% для V. Наиболее предпочтительно, целесообразно вводить Nb при содержании в интервале 0,01-0,02%, а V - при содержании в интервале 0,01-0,05%.

Стальной сырьевой материал, используемый в настоящем изобретении, может дополнительно содержать 0,1-3,0% Ni.

Ni: 0,1-3,0%

Ni является эффективным элементом для улучшения ударной вязкости. Однако, когда содержание Ni составляет менее 0,1%, его эффект является незначительным. С другой стороны, поскольку указанный эффект насыщается при содержании приблизительно 3,0%, положительное преимущество не получается при большем введении Ni. Кроме того, избыточное содержание Ni более 3,0% ухудшает обрабатываемость на станках исходного материала при увеличении его твердости. Поэтому содержание Ni должно быть в интервале 0,1-3,0%. Наиболее предпочтительный интервал составляет от 0,5% до 1,5%.

Как показано на фиг.1, шестерня 8 согласно настоящему варианту обеспечена зубчатыми частями 81 с равными интервалами на периферическом краю круглой дисковой части 82. Необходимо отметить, что, хотя дисковая часть 82, показанная на фиг.1, является в большей степени кольцеобразной, чем дискообразной, такая часть является также включенной в термин «диск». Как показано на фиг.2, каждая из зубчатых частей 81 имеет зубчатую боковую поверхность 811 и зубчатую верхнюю поверхность 812. Углообразная сторона между зубчатой боковой поверхностью 811 и зубчатой верхней поверхностью 812 называется угловой частью 813 головки зуба. Корневая зубчатая часть 815 лежит между зубчатой частью 81 и зубчатой частью 81.

Шестерня 8 настоящего варианта применяется, например, в различных шестернях двигательной приводной поездной системы. К шестерням двигательной приводной поездной системы предъявляются такие строгие требования, как низкая стоимость, высокая прочность и высокая точность размеров. Настоящее изобретение является очень эффективным в удовлетворении таких требований. Шестерни в автоматической трансмиссии и в дифференциальной шестерне являются примерами шестерен двигательной приводной поездной системы.

Когда шестерня 8 используется для таких применений, как описано выше, очень большое напряжение прикладывается к ее зубчатым частям. Указанное явление описано в соответствии с фиг.3. На фиг.3 показан результат моделирования распределения напряжения в поперечном сечении шестерни 8 при использовании. На фиг.3 показано состояние, в котором движущая сила прикладывается к зубчатой боковой поверхности 811 с правой стороны зубчатой части 81. На фиг.3 зоны 71 представляют собой зоны, к которым приложено наибольшее напряжение. Таким образом, напряжение становится меньше в зонах 72, 73 и 74, в указанном порядке.

Как показано на фиг.3, установлено, что имеются два места, на которых концентрируется напряжение, когда шестерня приводится в движение. Одно место находится на границе раздела между зубчатой боковой поверхностью 811 и зубчатой корневой частью 815. К этому месту прикладывается, главным образом, изгибающее напряжение. Другое место находится вблизи места на зубчатой боковой поверхности 811, причем место расположено, где расстояние от угловой части 813 головки зуба является немного меньше, чем расстояние от зубчатой корневой части 815. К этому месту прикладывается, главным образом, напряжение сдвига. В любом из указанных мест большое напряжение прикладывается не только вблизи поверхностного слоя шестерни 8, но также к значительно более глубокой части. Даже зоны 71 в отдельности являются глубже, чем глубина общего науглероженного слоя. Поэтому требуется, чтобы шестерня 8, используемая для таких применений, как описано выше, имела не только высокую твердость поверхности в зубчатой части 81, но также ударную вязкость внутри зубчатых частей 81.

Исходный материал шестерни 8 настоящего варианта представляет собой горячекатаный стальной продукт, имеющий химический состав в определенном выше интервале. Сырьевой материал используется в качестве исходного материала и грубо формуется горячей ковкой. Затем применяют отжиг, и, кроме того, зубчатые части 81 формуются обработкой резанием. Путем указанных обработок выполняется наружная форма шестерни 8. Однако, помимо указанных обработок к шестерне 8 настоящего варианта применяются следующие способы обработки.

1. Этап науглероживания

Данный этап представляет собой этап обработки для формования науглероженного слоя в части поверхностного слоя шестерни 8 нагреванием шестерни 8 в науглероживающей атмосфере.

2. Этап охлаждения

Данный этап представляет собой этап охлаждения шестерни 8 после способа науглероживания. Необходимо, чтобы указанное охлаждение осуществлялось, по меньшей мере, до окончания структурного превращения при падении температуры после осуществления науглероживания.

3. Этап закаливания

Данный этап представляет собой этап локального нагревания шестерни 8 после охлаждения в аустентиной зоне энергией высокой плотности и после нагревания быстрого охлаждения и закаливания шестерни 8.

Этап науглероживания, описанный в п.1 выше, будет пояснен дополнительно. Прежде всего, науглероживание осуществляется в науглероживающем газе под давлением, которое снижено ниже атмосферного давления; т.е., этап представляет собой этап науглероживания при сниженном давлении. При науглероживании при сниженном давлении можно