差速器准双曲面齿轮、小齿轮以及将它们组合而成的准双曲面齿轮对

技术领域

本发明涉及差速器准双曲面齿轮(differential·hypoid gear)、小齿轮(piniongear)以及将它们组合而成的准双曲面齿轮对。

背景技术

汽车所使用的差速器准双曲面齿轮是一种最终传递装置，主要将用于FR车辆中的发动机输出传递到轮胎，由于突发的过大输入而负荷高表面压力和高弯曲应力。因此，要求差速器准双曲面齿轮具有高强度化并在极低循环域内不产生疲劳破坏。

另外，由于差速器准双曲面齿轮较大、齿宽较宽且加速面和减速面为非对称的形状，因而，在制造时，存在易于产生渗碳变形恶化的问题。为了高强度化，通过添加B来强化晶界是有效的，但当添加B时，由于渗碳变形，齿面性状偏差和背面形状的变形变大，从而，使得适当的变形控制变难。齿面性状偏差和背面形状的变形可导致NV(噪声·振动)恶化，从而成为一个大问题。

由此，通过添加B来强化晶界，会使渗碳变形恶化，因而，对于较大型的差速器准双曲面齿轮，仅单纯地通过添加B来实现高强度化，是无法获得高品质的。另一方面，不添加B，仅在可控制变形的范围内提高内部硬度是无法达到充分的高强度化。

作为有关添加了B的表面硬化钢的现有技术，存在专利文献1～3中记载的技术。然而，这些文献中几乎没有关于高强度化的记载，并且不清楚在渗碳后的变形较大型齿轮的差速器准双曲面齿轮中能不能被抑制到没有问题的程度。

另外，专利文献4记载了以下的制造方法：对于差动侧齿轮/小齿轮这样的较小齿轮，使用B添加钢并通过高频等高密度能量加热来进行淬火处理。然而，通过高密度能量加热来进行淬火处理中，无法充分提高内部硬度，在强烈要求高强度化的差速器准双曲面齿轮中难以应用这种制造方法，需要对整个部件进行淬火处理。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特开昭58-11764

专利文献2：日本专利特开昭61-217553

专利文献3：日本专利特开9-241750

专利文献4：WO2014/203610

发明内容

发明要解决的问题

鉴于以上背景而完成了本发明。本发明提供一种差速器准双曲面齿轮，其通过添加B来实现高强度化，并通过在渗碳处理后整体淬火来充分提高内部硬度，且即使在实现高强度的情况下，也能进行适当的变形控制而使NV不会大幅恶化；同时，本发明还提供一种适合与该差速器准双曲面齿轮进行组合的小齿轮以及将两者组合而成的准双曲面齿轮对。

解决问题的手段

本发明的一个形式是提供以下的差速器准双曲面齿轮：

具有环状主体部和在该主体部的轴方向的一个表面上倾斜设置成越远离中心轴越后退的齿形成面；

具有以下构成的化学成分组成：以质量％计，包含C：0.15～0.30％，Si：0.55～1.00％，Mn：0.50～1.20％，Cr：0.50～1.50％，Al：0.020～0.080％，B：0.0005～0.0050％，Ti：0.01～0.08％，N：0.0020～0.0100，Mo：0.25％以下(包含0％的情况)，Nb：小于0.10％(包含0％的情况)；其余为Fe和不可避免的杂质；

满足以下公式：

式1：405≤－684[C]－75[Mn]－22[Cr]－27[Mo]－11479[B]+680≤445(式1中的[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

式2：55≤536[C]+56.2[Si]－33[Mn]+20.1[Cr]－115[Mo]+6615[B]－93(式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

由以回火马氏体为主体的金属组织构成；

在上述齿形成面上所形成的齿的齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差为15％以下；并且

齿中央部的齿根内部硬度为350HV～500HV。

本发明的另一形式是提供以下的小齿轮：

所述小齿轮是能与上述差速器准双曲面齿轮组合使用的小齿轮；

具有以下构成的化学成分组成：以质量％计，包含C：0.15～0.30％，Si：0.55～1.00％，Mn：0.50～1.20％，Cr：0.50～1.50％，Al：0.020～0.080％，B：0.0005～0.0050％，Ti：0.01～0.08％，N：0.0020～0.0100，Mo：0.25％以下(包含0％的情况)，Nb：小于0.10％(包含0％的情况)；其余为Fe和不可避免的杂质；

满足以下公式：

式1：405≤－684[C]－75[Mn]－22[Cr]－27[Mo]－11479[B]+680≤445(式1中的[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

式2：55≤536[C]+56.2[Si]－33[Mn]+20.1[Cr]－115[Mo]+6615[B]－93，(式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

由以回火马氏体为主体的金属组织构成；

在上述齿形成面上所形成的齿的齿端部和齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差为15％以下；并且

齿中央部的齿根内部硬度为350HV～500HV。

本来通过添加B来改善晶界强度本身是众所周知的。然而，添加B会使渗碳变形恶化，因而，在作为本申请对象的差速器准双曲面齿轮这样的较大型齿轮情况下，渗碳变形影响会变得特别显著，因此，一直是使用不添加B的钢。然而，在这种情况下，存在无法实现预期的强度改善的问题。由此，本发明人等进行专心研究，其结果是，对于渗碳变形，认为以下是变形恶化的原因：在冷却渗碳淬火时，由部件位置的温度偏差而引起的相变时间的时机偏差。此外，特别是表面渗碳层的Ms点非常低，因而，通过成分最优化，使未渗碳层的Ms点尽可能接近渗碳层的Ms点，为了使渗碳层与未渗碳层之间的相变时间的时机偏差更小，进行了成分的最优化。

进一步地，考虑到相变时发生贝氏体相变而不是马氏体相变，根据部件位置产生马氏体率差异时，渗碳变形恶化。因此，对成分进行最优化，以使Bs点处于长时间侧。

基于以上对策，其结果是，通过添加B能充分获得晶界强度提高效果，并能获得高的变形降低效果，从而完成了本发明。

发明效果

对于上述差速器准双曲面齿轮，通过具备上述特定的化学成分组成并满足式1和式2，且将金属组织状态调整为上述特定状态，能将齿中央部的齿根内部硬度提高至上述特定范围内。通过具备所有这些必要构成要件，可获得以下的差速器准双曲面齿轮：通过添加B实现高强度化，且通过渗碳处理后整体淬火而抑制变形产生。关于各构成要件的技术意义如后所述。

另外，通过使上述小齿轮具备上述特定的化学成分组成并满足式1和式2，且通过将金属组织状态调整为上述特定状态，并将小齿轮用作与上述特定的差速器准双曲面齿轮组合而成的准双曲面齿轮对时，通过与差速器准双曲面齿轮的特性提高相结合，可获得能发挥比以往更优良的强度和耐久性的准双曲面齿轮对。

附图说明

图1是实施例中的(a)差速器准双曲面齿轮的平面图、(b)差速器准双曲面齿轮的正面图。

图2是示出的实施例中三点弯曲试验的试验方法说明图。

图3是示出的实施例中三点弯曲试验的试验片上所设置的切口形状说明图。

图4是示出的实施例中齿面的凸起变形量的测定位置说明图。

图5是示出的实施例中背面变形量的测定位置说明图。

图6是示出的实施例中马氏体率差的测定位置说明图。

图7是示出的实施例中具备式1和式2的有效性说明图。

图8是示出的实施例中将差速器准双曲面齿轮和小齿轮组合使用时的状态说明图。

具体实施方式

上述差速器准双曲面齿轮是一种伞齿轮，也被称为内齿圈(ring gear)，其具有环状主体部和在该主体部的轴方向的一个表面上倾斜设置成越远离中心轴越后退的齿形成面。通常，它是与小齿轮进行组合的状态下所使用的较大型齿轮。

首先，上述差速器准双曲面齿轮的化学成分具有以下化学成分组成。

C：0.15～0.30％；

为了确保内部硬度，C(碳)含量为0.15％以上。另一方面，C含量过高时，可能会引起切削性劣化和冷锻性劣化，因而，将C含量设定为0.30％以下。

Si：0.55～1.00％；

为了获得强化晶界效果，Si(硅)含量为0.55％以上。另一方面，Si含量过高时，可能会引起加工性劣化和渗碳性降低，因而，将Si含量设定为1.00％以下。

Mn：0.50～1.20％；

为了确保内部硬度(强度)，Mn(锰)含量为0.50％以上。另一方面，Mn含量过高时，可能会引起切削性劣化等，因而，Mn含量优选为1.20％以下。

Cr：0.50～1.50％；

由于通过提高淬火性来确保内部硬度(强度)是有效的，因而，为了获得该效果，Cr(铬)含量为0.50％以上。另一方面，Cr含量过高时，进行渗碳处理时，Cr碳化物增加，可能会成为疲劳破坏的起点，因而，Cr含量的上限设定为1.50％。

Al：0.020～0.080％；

Al(铝)以AlN的形式存在于钢中，通过钉扎效果，具有抑制晶粒粗大化的效果，同时具有BN生成抑制效果，因而，Al含量为0.020％以上。另一方面，即使Al含量过高，其效果也饱和了，同时，氧化铝系夹杂物增多，可能会导致疲劳强度降低，因而，Al含量设定为0.080％以下。

B：0.0005～0.0050％；

为了获得由晶界强化而引起的低循环强度等强度提高效果和猝火性改善效果，B(硼)含量为0.0005％以上。另一方面，即使B含量过高，上述效果也饱和了，因而，B含量的上限设定为0.0050％。

Ti：0.01～0.08％；

由于对晶粒微细化有效以及具有由BN生成抑制而引起的B淬火性提高效果，Ti(钛)含量为0.01％以上。另一方面，过量添加Ti时，可能会降低韧性(降低强度)，因而，Ti含量的上限设定为0.08％。

N：0.0020～0.0100；

N(氮)以AlN的形式存在，由于具有通过钉扎效果而抑制晶粒粗大化的效果，N含量为0.0020％以上。另一方面，即使N含量过高，其效果也饱和了，同时可能会使加工性恶化，因而，N含量设定为0.0100％以下。

Mo：0.25％以下(包含0％的情况)；

Mo(钼)是任意添加的元素，不需要积极地含有，其含量可为0％，也可存在作为杂质而少量含有的情况。此外，Mo是通过含有而能有效提高强度的元素，因而，可根据需要少量添加。另一方面，Mo含量过高时，可能存在成本增加和切削加工性劣化的情况，因而，Mo含量限制在0.25％以下。

Nb：小于0.10％(包含0％的情况)；

Nb(铌)是任意添加的元素，不需要积极地含有，但通过含有Nb，可获得晶粒微细化的效果。另一方面，Nb含量过高时，可能存在渗碳性恶化的情况，因而，限制Nb含量为小于0.10％。

接着，在具有上述化学成分组成的前提下，调整化学成分是重要的，以具备以下的式1和式2这两个公式。即，如上所述，通过最优化成分以满足公式，可确定获得通过添加B来提高晶界强度的效果，并可获得不使NV大幅度劣化的变形降低效果。以下，进行详细说明。

式1：405≤－684[C]－75[Mn]－22[Cr]－27[Mo]－11479[B]+680≤445(式1中的[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

式1是必要的要件，以抑制渗碳后的淬火处理时的变形产生，其是通过适当降低内部马氏体相变点(以下，适宜称为“Ms点”)以接近渗碳层的Ms点来实现的。若式1超过上限值(445)，则难以抑制变形的产生。另外，式1的值越低，内部未渗碳层的Ms点越低；但另一方面，低于式1的下限值(405)时，存在内部硬度过高的问题，因而，设定了下限值。

式2：55≤536[C]+56.2[Si]－33[Mn]+20.1[Cr]－115[Mo]+6615[B]－93(式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

式2是必要条件，以抑制由于齿端部与齿中央部两者的齿根内部马氏体率差大而引起的变形产生。仅满足式1，不能充分减小齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差，因而，除了满足式1以外，通过成分设计以满足式2，可减少不同齿轮部位中的马氏体率差异，其结果是，能将渗碳变形抑制至较小。

对上述式1和式2的意义进行进一步附加说明。

根据发明人的研究，可知齿面表层马氏体相变的开始时间与内部马氏体相变的开始时间之间的差(Ms点之差)大时，易于产生成为NV原因的齿面变形(齿面凹痕量增加)。作为该对策，使表层(渗碳层)的Ms点和内部的Ms点尽可能接近是有效的，但Ms点受碳含量的影响最大，由于不容易改变表层(作为碳含量高的渗碳层)的Ms点，因而，需要通过使内部的Ms点极其低，从而减小与渗碳层的Ms点之间的差。

添加B时，通过降低C的添加率来调整淬火性的情况较多，但为了高强度化，发现存在如后所述的最佳内部硬度，因而，确定了能获得目标内部硬度的C含量范围，并考虑到差速器准双曲面齿轮是较大型的齿轮，还考虑了为了抑制屈氏体组织、易于加工，而降低正火、退火后的硬度这样的观点，从而确定了上述基本的化学成分组成。

此外，进一步调整各成分的含量以满足式1，从而将内部的Ms点控制至较低。然而，为了将内部的Ms点移动到低温侧，降低式1的值，对Ms点具有最大影响的碳含量趋向变高。如果降低式1的值，则内部硬度会进一步增加，但增加过多时，部件内部的韧性会降低，相反，作为重要强度特性的弯曲低循环强度会降低。因此，设定式1值的下限值。

进一步地，由于差速器准双曲面齿轮的齿宽较大，因而，齿端部与中央部之间的内部组织(马氏体率)存在差异，其结果是，渗碳淬火后的变形易于显著化。作为该对策，调整至满足式2的化学成分。由此，进行使贝氏体相变起点(以下，适宜称为“Bs点”)处于长时间侧的材料设计(式2的值越大，Bs点越在长时间侧)。进行成分设计使Bs点处于长时间侧时，能抑制贝氏体的生成，并可将齿轮不同部位间的贝氏体率偏差抑制至较小。马氏体率低的部位，换言之，意味着贝氏体率高的部位，因而，其结果发现，能减少齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差异，从而获得改善渗碳淬火后变形的结果。

接着，上述差速器准双曲面齿轮中，在齿形成面上所形成的齿的齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差为15％以下。此处，对于马氏体率，以齿端部的齿根内部与齿中央部的齿根内部的测定值进行比较。齿端部的齿根内部的定义是沿着通过齿根附近的面以去除齿的方式进行切断，比在该切断面上的差速器准双曲面齿轮内周端面附近的渗碳层更内部的位置。齿中央部的齿根内部的定义是上述切断面上的差速器准双曲面齿轮的内周端面与外周端面之间的中间点的位置。具体的马氏体率的测定可按照后述实施例所示的方法进行。

对于马氏体率，需要使在上述齿形成面上所形成的齿的齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差为15％以下。通过具备该要件，可抑制渗碳淬火后的变形产生，并可抑制齿面性状的偏差和背面形状的变形。

另外，渗碳淬火后产生的变形随着模数(齿尺寸)的增大而变得更加显著，特别是当模数为3以上时，在未满足式1和式2的对策中，难以将变形抑制在目标范围内。如上所述，通过最优化如式1和式2记载的成分，即使对于作为较大齿轮部件的差速器准双曲面齿轮，也可获得以下的效果：通过添加B来增加强度的同时，NV也不会大幅度恶化。

另外，上述差速器准双曲面齿轮的内部组织需要由以回火马氏体为主体的金属组织所构成。即，需要通过进行渗碳后淬火处理而得到以马氏体为主体的组织后，在100℃～200℃左右的温度下进行回火，以获得以回火马氏体为主体的金属组织。

此处，以回火马氏体为主体的金属组织中，从面积率来看，至少80％以上的组织为回火马氏体，其中一部分允许混有贝氏体。贝氏体的面积率越低越优选。另外，为了得到渗碳淬火后的以马氏体为主体的组织，优选在进行渗碳后的淬火时以7.5℃/秒以上的速度冷却400～500℃的温度域。本发明中，以如上所述的Bs点位于长时间侧的方式进行成分设计，因而，使用由上述范围的化学成分组成构成的钢进行淬火时，能极力抑制贝氏体的生成，并提高马氏体的生成率。

另外，上述差速器准双曲面齿轮中，需要齿中央部的齿根内部硬度为350HV～500HV。当齿中央部的齿根内部硬度小于350HV时，可能无法获得作为目标的低循环强度；另一方面，当超过500HV时，韧性降低，易于产生龟裂，反而低循环强度可能会降低。

接着，上述小齿轮的化学成分是由以下构成的化学成分组成：

以质量％计，包含：C：0.15～0.30％，Si：0.55～1.00％，Mn：0.50～1.20％，Cr：0.50～1.50％，Al：0.020～0.080％，B：0.0005～0.0050％，Ti：0.01～0.08％，N：0.0020～0.0100，Mo：0.25％以下(包含0％的情况)，Nb：小于0.10％(包含0％的情况)；其余为Fe和不可避免的杂质。

此外，还需要满足以下公式：

式1：405≤－684[C]－75[Mn]－22[Cr]－27[Mo]－11479[B]+680≤445(式1中的[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))；

式2：55≤536[C]+56.2[Si]－33[Mn]+20.1[Cr]－115[Mo]+6615[B]－93，(式2中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cr、Mo和B的含有率(质量％))。

进一步地，上述小齿轮需要由以回火马氏体为主体的金属组织构成，在上述齿形成面上所形成的齿的齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差为15％以下，且齿中央部的齿根内部硬度为350HV～500HV。

上述小齿轮采用与上述差速器准双曲面齿轮相同的化学成分范围、组织和硬度范围，并与如上所述特性提高的差速器准双曲面齿轮组合用作准双曲面齿轮对时，与采用常规钢的小齿轮进行组合使用的情况相比，可大大提高强度和耐用性。另外，化学成分组成的范围被设定在与差速器准双曲面齿轮相同的范围内，但具体的化学成分等不必完全相同。如果差速器准双曲面齿轮和小齿轮都在上述特定的相同化学成分范围、组织和硬度的范围内，即使具体的化学成分、组织和硬度不完全一致，也可获得优良的强度和耐久性。

实施例

(实施例1)

对上述差速器准双曲面齿轮涉及的实施例进行说明。

本例中，如表1所示，使用23种化学成分不同的钢材(钢种1～23)制作试验用的差速器准双曲面齿轮，同时，制作用于低循环强度评价中的假设差速器准双曲面齿轮的三点弯曲试验片，并进行评价。另外，表1所示的钢材中，钢种1～11是满足本发明成分条件的钢，钢种12～23是不满足本发明一部分条件的钢。此外，P和S表示未添加但作为杂质含有的分析值，Mo为0.01％以下的钢和Nb为0.00％的钢表示作为杂质含有的分析值。

[表1]

试验用的差速器准双曲面齿轮1是通过以下步骤获得的：将通过在电炉中溶解制作而成的铸造片进行铸造成齿轮形状后，进行退火、粗加工、渗碳热处理后，进行精加工，以形成图1(a)和(b)所示的形状。如图1所示，差速器准双曲面齿轮1具有环状主体10和在主体部10的轴方向的一个表面上倾斜设置成越远离中心轴越后退的齿形成面2。齿形成面2上竖立有多个齿20，以形成规定的模数。本例中，制作三种类型的模数：模数3.99、模数4.84和模数6.01。

如图2和图3所示，强度评价用的试验片5用于后述的三点弯曲试验。试验片5是通过以下步骤获得的：在电炉中溶解制作而成的铸造片进行锻造伸长，制作成棒钢，并对棒钢进行退火后，粗加工，渗碳热处理，进行切口形成表面51的0.2mm研磨和切口加工的精加工，以形成截面为Tmm角的棱柱状。具体而言，制作以下三种类型的试验片：相当于尺寸为18mm×18mm×220mm的模数3.99的试片5、相当于尺寸为25mm×25mm×220mm的模数4.84的试片5，以及相当于尺寸为30mm×30mm×220mm的模数6.01的试片5。对于尺寸改变，是因为当齿轮尺寸变化时，淬火时的冷却速度会发生变化，并会影响组织，因而，应调整尺寸，以使实际齿轮淬火时的冷却速度尽可能相似。如图2和图3所示，在所有试验片5中，切口55是在长度方向的中央处有开口角度为60°、深度为2.5mm的圆底的切口。

作为渗碳热处理，进行以下的操作：对于粗加工后的差速器准双曲面齿轮或试验片，在930℃下预热30分钟，在950℃下进行75分钟的渗碳期，在950℃下进行75分钟的扩散期，在850℃下进行30分钟的均热，至少于400～500℃的温度域以7.5℃/秒以上的冷却速度，投入到130℃油中进行骤冷淬火后，在150℃下回火60分钟。

对于所得试验用的差速器准双曲面齿轮1，进行与齿面形状相关的凸起变化量和背面变形量、齿端部与齿中央部两者的齿根内部的马氏体率差测定以及内部金属组织状态的观察。通过三点弯曲试验，对试验片进行强度评价。以下，对各评价的条件等进行说明。

<凸起变化量>

如图4所示，测定相对于在差速器准双曲面齿轮1的齿20的齿面21上的齿距点位置的设计形状G1，齿距圆上的实际成形形状G2所偏离的偏差量ΔG。此外，作为基准，由于B含量为不可避免的杂质含量，因而实质上以不含B的钢种23中的偏差量作为基准(1.00)，将与该基准的比率，作为凸起变化量算出。此外，相对于基准的比率达到1.25时，作为合格。

<背面变形量>

如图5所示，在差速器准双曲面齿轮1中，其轴向上与齿面21相反侧的背面平坦面部25在设计上位于一个平面(平面S1)上，渗碳淬火后，内周侧易于向齿面21侧变形。本例中，测定背面平坦面部25的内周端251与设计上的平面S1的偏差量ΔS，作为背面变形量。对于背面变形量，通过在差速器准双曲面齿轮1的整个圆周上以等间隔测定4个位置，并使用其平均值。此外，作为基准，是将钢种23中的偏差量作为基准(1.00)，与基准的比率小于3.00时，评价为合格(○)；与基准的比率为3.00以上时，评价为不合格(×)。

<马氏体率差>

对于马氏体(回火马氏体)率的测定，是按照以下步骤进行的：如图6所示，沿着通过齿根附近的面以去除齿的方式进行切断，测定其切断面P上的齿端部P1和齿中央部P2中的马氏体(回火马氏体)率。齿端部P1位于比内周端面附近的渗碳层更内部的位置。另外，齿中央部P2被设定为切断面P上的内周端面与外周端面之间的中间点位置。

对于马氏体率的测定，是按照以下进行的：研磨切断面P后，用硝酸酒精腐蚀液(Nital)腐蚀，并使用通过光学显微镜拍摄而得的照片。具体而言，对于所得的照片，以等间隔绘制网格线(垂直方向上为10根，水平方向上为10根)，观察100个网格点位置处的组织，并根据组织为马氏体(回火马氏体)的网格点比例而求出。对于以这种方式求出的马氏体率，其差为15％以下时，认定为合格；差为16％以上时，认定为不合格。

<齿根内部硬度>

对于齿中央部的齿根内部硬度，可通过测定图6所示的切割面P上的齿中央部P2的硬度来进行。如果齿中央部的齿根内部硬度在350HV～500HV的范围内，认定为合格；不在此范围内时，认定为不合格。

<内部金属组织状态的观察>

除了上述马氏体率的测定以外，还测定了贝氏体的面积率。具体而言，研磨切断面P后用Nital腐蚀，使用通过光学显微镜拍摄而得的照片进行。具体而言，对于所得的照片，以等间隔绘制网格线(垂直方向上为10根，水平方向上为10根)，观察100个网格点位置处的组织，并根据组织为贝氏体的网格点比例，算出贝氏体的面积率。贝氏体面积率为20％以下时，判定马氏体(回火马氏体)的面积率为80％以上。另外，这次制作的钢种中，确认了满足本发明条件的钢种1～11均具有20％以下的贝氏体面积率，且是以回火马氏体为主体的金属组织。

<三点弯曲试验>

为了评价差速器准双曲面齿轮1的强度，使用上述试验片5进行三点弯曲试验。如图2所示，将设有切口55的切口形成面51设置在以200mm间隔配置的两个支点71上，通过压头72，将切口形成面51按压在与试验片5的上表面52的切口55相对的位置处，并对试验片5施加弯曲应力。接着，改变按压力，在多个条件的应力值下进行实验，求出寿命达到100次时的弯曲应力，并记载于表2。接着，求出的值为1200MPa以上时，作为为合格；而当求出的值小于1200MPa时，作为不合格。另外，以下，将该低循环弯曲强度简称为强度。

另外，采用根据考虑了切口形状的截面系数所求出的切口底表面弯曲应力值来评价应力。此处，考虑了切口形状的截面系数是指图2中试验片高度T减去切口深度为0.25mm(参照图3)后长度的四边形截面的截面系数。

上述所有的评价结果如表2所示。此外，当所有评价结果为合格时，综合判定为合格(〇)，即使只有一项不合格时，综合判定示为不合格(×)。

[表2]

由表1和表2可知，对于满足本发明条件的钢种编号1～11，可理解成包含强度、凸起和齿面变形评价的所有评价项目都合格，通过添加B实现高强度化，并能实现抑制由渗碳后整体淬火所引起的变形产生。

另一方面，尽管钢种编号12和13的基本化学成分组成在所希望的范围内，但由于式1超过上限，难以抑制变形且无法提高内部硬度；并且由于不满足式2，因而，齿端部与齿中央部之间的内部马氏体差变大，其结果是，凸起变化量和背面变形以及强度都为不合格。

钢种编号14～16的基本化学成分组成在所希望的范围内，虽然满足式1，但不满足式2，因而，内部硬度降低，并且齿端部与齿中央部之间的内部马氏体差变大，其结果是，背面变形和强度为不合格。

钢种编号17和18的基本化学成分组成在所希望的范围内，但式1超过了下限，值过于变小，因而，其结果是，内部硬度过高，强度差。

尽管钢种编号19和20的基本化学成分组成在所希望的范围内，但由于式1超过上限，因而，难以抑制变形，凸起变化量为不合格。

钢种编号21的基本化学成分组成中的C(碳)添加率过低，因而，内部硬度过低，强度也变低。

钢种编号22的基本化学成分组成中的Si(硅)添加率过低，因而，晶界强度提高效果变差，强度变低。

钢种编号23的基本化学成分组成中的B(硼)添加率过低，因而，无法充分获得晶界强化效果，虽然没有变形问题，但强度变低。

图7中，将钢种1～23中的式1作为横轴、式2作为纵轴，对应于各评价项目等的合格/不合格的不同，将符号分为7种类型进行绘图。区别的内容如下所述。

(1)凸起变化量、背面变形、齿根硬度和强度这4个评价项目都为合格的，作为“a”；

(2)凸起变化量不合格、背面变形不合格、齿根硬度不合格(过低)以及强度不合格，这4个评价项目都为不合格的，作为“b”；

(3)凸起变化量合格、背面变形不合格、齿根硬度不合格(过低)以及强度不合格的，作为“c”；

(4)凸起变化量和背面变形为合格、齿根硬度为不合格(过高)以及强度为不合格的，作为“d”；

(5)凸起变化量为不合格、背面变形为合格以及齿根硬度和强度为合格的，作为“e”；

(6)C含量过低、凸起变化量和背面变形为合格、齿根硬度为不合格(过低)以及强度为不合格的，作为“f”；

(7)Si或B含量过低、凸起变化量和背面变形为合格、齿根硬度为合格以及强度为不合格的，作为“g”。

由图7可知，通过满足上述基本的化学成分组成并满足式1和式2，首先，能获得凸起变化量、背面变形、齿根硬度和强度这4项评价项目均为合格的优良差速器准双曲面齿轮。

(实施例2)

本例中，还配备了与差速器准双曲面齿轮组合的小齿轮，并评价作为准双曲面齿轮对的特性。具体而言，除了实施例1所示的钢种1和2以外，使用表3所示的作为常规钢的钢种24和25，制作差速器准双曲面齿轮和小齿轮，并进行准双曲面齿轮对的试验。

另外，钢种24是作为常规钢的JISG4053的SCM420的C上限材料，钢种25是通过进一步增加若干C和Mo来提高内部硬度并实现强度提高的JIS的SCM425。

[表3]

本例中，使用上述钢种1、2、24和25，制作与实施例1的图1(a)和(b)中所示的模数4.84的环状差速器准双曲面齿轮(以下，适宜称为“内齿圈”)1具有相同形状的齿轮。进一步地，如图8所示，使用钢种1、2、24和25，制作可与该内齿圈1进行组合的小齿轮3。

制作的小齿轮中，关于满足本发明成分条件的钢种1和2，如同上述内齿圈的情况，测定齿中央部的内部硬度以及齿的齿端部与齿中央部两者的齿根内部马氏体率差，并示于表4。使用钢种1和2的小齿轮中，回火马氏体的面积率均为80％以上，并且上述马氏体率差均为15％以下。另外，由于小齿轮的尺寸小于内齿圈的尺寸，因而，由于锻造后的冷却速度差异，其硬度略高于内齿圈的硬度，但如表4所示，全部在优选的范围内。

如图8所示，小齿轮3具有以下的一般形状：具有设置在轴部32的尖端处的齿形成面30。齿形成面30是以越远离中心轴越后退的方式进行倾斜设置的，齿形成面30上竖立有多个齿31，从而形成与内齿圈1相同的模数。

对于本例的差速器准双曲面齿轮(内齿圈)1和小齿轮3，均是通过以下步骤制作的：将通过在电炉中溶解制作而成的铸造片进行铸造成齿轮形状后，进行退火、粗加工、齿切加工、渗碳淬火回火处理，进行精加工和抛光研磨。

<双曲面齿轮对试验>

如表4所示，由变更了构成内齿圈和小齿轮的钢种组合的T1～T7这7种类型进行试验。对于各试验，使用油温80℃的差速器油(differential oil，デフオイル)作为润滑油，并将如图8所示组合的双曲面齿轮对以50rpm的转速进行旋转，实施极低循环疲劳强度评价。

各试验中，求出T-N线图，并根据300次断裂强度进行评价。评价是按照以下进行的：以作为试验T1的常规钢(SCM420)的钢材24之间的组合情况下而得的300转时的断裂强度作为基准，当300转时的断裂强度提高率为5％以上且小于10％时，作为“Δ”；当该断裂强度提高率为10％以上且小于20％时，作为“○”；当该断裂强度提高率为20％以上时，作为“◎”；并与强度提高率的值一起示于表4。

另外，上述T-N线图是显示试验时的负荷扭矩T与准双曲面齿轮的转速N之间关系的线图，并且是显示以下结果的图：用多个级别的负荷扭矩T进行试验(一次试验中，以一定的负荷扭矩进行实施)，求出各负荷扭矩T直到发生断裂为止的转数N。对于上述准双曲面齿轮对试验的评价，是按照以下进行：所得的T-N线图中，根据转速N为300转时的扭矩T进行评价。

[表4]

根据试验T2的结果可知，钢种25的碳(C)和钼(Mo)含量比钢24高，并且在常规钢的成分范围内具有更高的内部硬度以及更高的强度，将钢种25用于内齿圈和小齿轮这两者时，与试验T1的钢种24之间的组合情况相比，提高了若干极低循环疲劳强度，但由于未使用通过B来实现晶界强化的钢材，因而，根据内齿圈侧的破损，其强度改善仅仅不会超过6％的提高，该水平未达到目标水平。

试验T3中，小齿轮保持使用钢种25，而将内齿圈变更为具有在适当范围内的化学成分的钢种1。与试验T2相比，试验T3中的性能得到了进一步改善，但与试验T2不同的是，小齿轮侧低于内齿圈的强度而受到破损，强度增加止步于10％以上且小于20％(增加16％)。

由试验T4～T7可知，内齿圈和小齿轮均采用具有适当范围的化学成分的钢种1或钢种2，即使在任一试验中，均具有20％以上(增加23％～27％)的性能增加。通过与试验T3的结果进行比较可知，不仅内齿圈，同时与其组合使用的小齿轮，通过由上述适宜化学成分范围的钢材制成，能增加准双曲面齿轮对的综合疲劳强度。

符号说明

1 差速器准双曲面齿轮(内齿圈)

10 主体部

2 齿形成面

20 齿

21 齿面

3 小齿轮

30 齿形成面

31 齿

32 轴部

5 试验片