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CN101233247B - 钢部件、及其热处理方法和制造方法 - Google Patents

钢部件、及其热处理方法和制造方法 Download PDF

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Abstract

包括在减压下的渗碳气体中对钢部件进行渗碳处理的减压渗碳工序(a1)、将结束了减压渗碳工序(a1)的钢部件在冷却气体中进行冷却时、使冷却气体在低于大气压的减压状态下进行冷却的减压冷却工序(a2)、和利用高密度能源对冷却后的钢部件的所希望部分进行淬火的淬火工序(a3)。希望使冷却气体在低于大气压的减压状态下、一边搅拌冷却气体、一边进行减压冷却工序。希望至少从钢部件的冷却引起的组织相变开始之前起至所有的组织相变结束为止，进行减压冷却工序。希望减压冷却工序的冷却气体的减压状态为0.1bar-0.65bar的范围。

Description

钢部件、及其热处理方法和制造方法
技术领域
本发明涉及一种对需要高强度特性的齿轮等的钢部件进行热处理的方法。
背景技术
对于例如齿轮等的钢部件，为了维持韧性、同时提高表面硬度，常进行渗碳淬火处理。渗碳淬火处理时，对于钢部件在将其加热到奥氏体化(austenitizing)温度以上的状态下，进行渗碳处理，以增加表面的碳浓度，然后进行淬火处理，以确保芯部的韧性，同时提高表面硬度。
作为过去的渗碳淬火处理方法，利用其出口处装备有油淬槽的大型热处理炉，在进行长时间渗碳处理后，立即进行油淬处理。淬火时采用油作为冷却剂的理由是与水的情况相比，能够比较缓慢地冷却，从而可以抑制变形。但是，即使进行油淬，利用过去的方法进行过渗碳淬火处理的钢部件也难以消除发生变形的问题，因此对于需要高尺寸精度的部件，在渗碳淬火后需要进行切削、研削、研磨等工艺。
还有，过去的渗碳淬火处理必须采用上述的大型热处理炉进行长时间的渗碳处理，处理时间长，消费能源多。因此，希望缩短渗碳淬火处理所需的处理时间，降低消费能源，并实现渗碳淬火设备本身的小型化。
在这种背景下，作为渗碳处理后的淬火处理，可以考虑采用对局部进行淬火的高频淬火方法(专利文献1)，而不是对部件整体进行淬火处理。但是，如果只单纯采用高频淬火处理，不能充分抑制变形的发生。
还有，在后述的专利文献2、3中，提出在渗碳处理后，按照规定值以下的冷却速度，在规定的温度领域进行缓慢冷却。但是，这样单纯地只进行缓慢冷却，也并不一定能够获得足够的抑制变形的效果。
[专利文献1]日本专利特开平11-131133号公报
[专利文献2]日本专利特开平5-148535号公报
[专利文献3]日本专利特开平8-311607号公报
发明内容
本发明考虑到上述过去问题，其目的在于提出能够比过去进一步抑制变形、且缩短处理时间的钢部件的热处理方法。
本发明的第1侧面为一种钢部件的热处理方法，其特征在于，包括：
在减压下的渗碳气体中对钢部件进行渗碳处理的减压渗碳工序；
将结束了该减压渗碳工序的上述钢部件在冷却气体中进行冷却时、使该冷却气体在低于大气压的减压状态下进行缓冷的减压缓冷工序；
和在利用高密度能源不是对冷却后的上述钢部件整体进行加热而是仅对希望利用淬火提高强度的部分进行加热后进行快速冷却来形成马氏体组织，以形成硬化层的淬火工序；
该硬化层以外的部分没有被马氏体化。
本发明的钢部件的热处理方法采用上述减压渗碳处理作为渗碳处理工序，同时采用利用高密度能源进行加热然后进行快速冷却的淬火工序作为淬火处理工序，而且在两个工序之间积极地采用上述减压冷却工序。这样，能够进行优于过去的渗碳淬火处理，同时能够大幅度抑制变形的发生，并且也能够比过去缩短处理时间。
即，作为渗碳处理工序，在减压下的渗碳气体中对钢部件进行渗碳处理。由于该减压渗碳能够将高温的渗碳炉维持在减压状态下，且利用较少的渗碳气体进行渗碳处理，因此能够比过去更有效地进行渗碳处理。
还有，作为淬火处理工序，进行利用高密度能源对冷却后的钢部件的所希望部分进行加热、然后进行快速冷却的淬火工序。该淬火工序不是对钢部件整体进行加热，而是发挥高密度能源的特点，对所希望的部分、即希望利用淬火提高强度的部分进行快速加热，并对该部分进行快速冷却。这样，与过去的对钢部件整体进行淬火处理的情况相比，能够大幅度抑制淬火处理时变形的发生，在淬火后也能够基本维持进行本发明的淬火工序前的形状。
还有，该淬火处理工序中，通过利用高密度能源，能够增加利用淬火提高强度的效果。还有，由于能够提高该淬火性能，即使在上述减压渗碳工序中降低了渗碳深度等渗碳处理的程度，也可以通过上述淬火性能的提高来进行补偿。这样，通过将该利用高密度能源的淬火工序与上述减压渗碳工序组合在一起，也能够缩短上述减压渗碳工序的渗碳处理时间，从而进一步提高效率。
作为上述高密度能源，有例如电子束、激光束等高密度能源束流，还有，虽然不是束流，还有高频加热等的高密度能源。
另一方面，即使采用利用抑制变形效果高的上述高密度能源的淬火工序，如果在其工序之前钢部件出现变形，也难以获得高精度的钢部件。为了解决该问题，在减压渗碳工序与淬火工序之间进行上述减压冷却工序。
即，在上述减压冷却工序中，结束了减压渗碳工序的高温状态的上述钢部件在冷却气体中进行冷却时，使该冷却气体处于低于大气压的减压状态下进行冷却。这样，与使冷却气体在大气压状态下进行冷却的情况相比，能够抑制钢部件出现变形。
即，如果冷却时搅拌冷却气体，通过使冷却气体处于减压状态，与大气压状态的情况相比，能够降低循环的冷却气体的上风和下风的冷却速度的差。即，在大气压下进行缓冷时，大气压中的冷却气体只要与被冷却部件接触，就开始进行热交换，对被冷却部件进行冷却。此时，通过积极的气体搅拌或者热引起的气体对流，产生上风和下风，从而产生冷却速度差。由于冷却速度差，被冷却部件产生温度差，从而产生热处理变形。与此对应，通过使冷却气体处于减压状态，不管在上风还是下风，热交换速度本来都慢，从而难以产生冷却速度差。这样，在采用使冷却气体处于减压状态进行减压缓冷时，由于进行比较均匀的冷却，从而产生的热处理变形小。还有，即使完全不搅拌，在减压状态下，与大气压的情况相比，能够降低温度不同的冷却气体的滞留引起的冷却速度差。
通过利用这种冷却气体减压的效果，进行了上述减压冷却工序的钢部件能够抑制变形的产生，能够在维持高精度的尺寸精度的前提下，进行上述淬火工序。这样，可以发挥利用上述的高密度能源的淬火工序的长处，获得淬火后的变形小的高精度的钢部件。
因此，通过利用本发明的热处理方法，与过去相比，可以大幅度抑制变形的产生，获得有效的渗碳淬火效果。
还有，通过连续进行上述减压渗碳工序和上述减压冷却工序，在实际 设备中，可以直接连接减压渗碳室和减压冷却室，不需要在二者之间设置调整减压度的预备室。即，由于上述减压渗碳工序和上述减压冷却工序二者均在减压状态下进行，从而可以减小二者之间的压力差。这样，结束了减压渗碳处理的制品将在不暴露在常压状态下进行减压冷却处理，能够高效地进行控制变形产生的处理。
本发明的第2侧面的特征在于利用上述第1侧面的钢部件热处理方法进行热处理而成的钢部件。
本发明的第3侧面的特征在于当对钢部件进行所希望形状的成形的成形工序后，实施上述第1侧面的热处理方法的钢部件的制造方法。作为上述成形工序，可以采用冲压加工等众所周知的成形方法。
附图说明
图1为表示实施例1中的(a)本发明方法的加热模式的说明图，(b)比较方法的加热模式的说明图。
图2为表示实施例1中的(a)实施本发明方法的热处理设备，(b)实施比较方法的渗碳淬火设备的说明图。
图3为表示实施例1中的(a)钢部件的平面图，(b)钢部件的截面图((a)的A-A箭头方向的截面图)。
图4为表示实施例1的渗碳淬火后的硬度分布的说明图。
图5为表示实施例1的变形产生状况的说明图。
图6为表示实施例1的残留应力产生状况的说明图。
图7为表示实施例2的试验1的钢部件的冷却模式的说明图。
图8为表示实施例2的试验2的钢部件的冷却模式的说明图。
图9为表示实施例2的试验3的钢部件的冷却模式的说明图。
图10为表示实施例2的试验4的钢部件的冷却模式的说明图。
图11为表示实施例2的变形产生状况的说明图。
图12为表示实施例3中的(a)钢部件的平面图，(b)钢部件的截面图((a)的A-A箭头方向的截面图)。
图13为表示实施例3的试样E1、C1的变形产生状况的说明图。
图14为表示实施例3的试样E3、C1的变形产生状况的说明图。
图15为表示实施例4的渗碳淬火后的硬度分布的说明图。
图16为表示实施例5的减压缓冷模式的具体例的说明图。
图17为表示实施例6的高密度能源束流的照射状态的(A)侧面图，(B)平面图。
图18为表示实施例6的热处理装置的说明图。
图19为表示实施例6的高密度能源束流的照射状态的说明图。
图20为表示从实施例6的锁止离合器活塞的纵截面所观察的说明图。
图21为表示从实施例6的锁止离合器活塞的平面侧所观察的说明图。
图22为实施例6的锁止离合器活塞用热处理装置的说明图。
图23为表示实施例6的锁止离合器活塞的表面处理部分的说明图。
图24为表示实施例6的高密度能源束流的照射状态的说明图。
图25为表示实施例6的电子束的照射部的轨迹的说明图。
图26为表示实施例6的电子束的偏转波形例的说明图。
图27为表示实施例6的电子束的照射部的轨迹的其它例的说明图。
图28为表示实施例6的电子束的偏转波形例的说明图。
图29为表示实施例7的(a)过去工程、(b)参考工程、和(c)本发明工程的说明图。
图30为表示实施例7的硬度测试结果的图。
图31为表示实施例8的硬度测试结果的图。
图32为表示实施例9的硬度测试结果的图。
实施形式
希望将上述钢部件加热到奥氏体化温度以上，同时在0.001-0.1bar的减压条件下，进行本发明的上述减压渗碳工序。如果渗碳时的减压为小于0.001bar时，则需要高价的设备以维持真空度。另一方面，如果大于0.1bar，则在渗碳中有可能产生碳黑、出现渗碳浓度的不均匀的问题。
还有，作为上述渗碳气体，可以采用例如乙炔、丙烷、丁烷、甲烷、乙烯、乙烷等。
还有，在上述减压渗碳工序中，通常也可以采用通过渗碳增加表面浓度、从而在表面析出铁与碳的化合物的高浓度渗碳处理、或者在渗碳处理 的同时进行氮化处理即渗碳氮化处理。
还有，希望利用高密度能源将上述钢部件的所希望部分加热到奥氏体化温度以上，然后快速冷却，从而进行上述淬火工序。即通过利用高密度能源，容易对局部进行加热，与对整体加热的情况相比，可以大幅度提高抑制变形的效果。
希望上述快速冷却的冷却速度为200℃/秒-2000℃/秒。冷却速度小于200℃/秒时，可能得不到充分的淬火效果。另一方面，也难以实现超过2000℃/秒的快速冷却。
还有，希望上述利用高密度能源的加热为利用高频加热。此时，可以利用高精度的非接触式感应加热，而且可以提高效率。
还有，作为上述高频加热，可以采用众所周知的方法。
希望利用上述高频加热时的上述快速冷却为水淬。即，如果利用上述高频加热，由于能够高精度地对局部进行加热，而不是对部件整体进行加热，之后即使采用冷却效果非常高的水淬，也能够有力地抑制淬火变形。而且，利用水淬的优良的快速冷却效果，可以提高淬火特性，进一步实现淬火部分的高强度化。还有，利用该高强度化，有时可以具备渗碳处理的简便化(缩短处理时间)、即、得到即使渗碳层很薄，也能够具有要求强度，此时也能够进一步缩短热处理工序整体的时间。
希望上述淬火工序为利用高密度能源束流照射上述钢部件的所希望部分进行加热，然后通过自身散热进行快速冷却。即，以电子束、激光束等为代表的高能源束流能够对所照射的极表面进行非常高速的加热。通过将加热部分限制在极表面，如果通过中止或移动高密度能源束流的照射来终止投入能源，依靠自身散热就能够获得充分的快速冷却效果。
希望上述高密度能源束流为电子束。电子束容易改变输出、照射束流直径或照射区域，从而能够对加热领域进行高精度的加热。
当利用电子束时，由于有可能使照射部分快速熔融，因此希望上述淬火工序中，利用电子束照射上述钢部件的所希望部分，只使表面加热到熔点以上，形成熔融部，接着使该熔融部快速冷却到马氏体相变领域，通过使其成为马氏体组织，以形成硬化层。
此时，希望上述硬化层为0.2mm以下。如果超过0.2mm，则有可能 降低熔融后的自身散热效果。另一方面，如果硬化层太薄，耐久性有可能出现问题，因此更希望为0.1mm-0.2mm的范围。
还有，对结束了减压渗碳工序的高温的钢部件进行上述减压冷却工序，但并不一定要进行到冷却完了为止。在至少进入到基本上对产生变形没有影响的低温区域之后，也可以替换上述减压冷却工序，而进行解除减压状态的大气压冷却、或者在积极地增压到大气压以上的状态下进行冷却。
还有，在上述减压冷却工序中，也可以在中途减缓减压条件，或者变更搅拌条件。实际上，在产生变形的可能性很小的低温区域，工业上更希望变更为能够提高冷却效率的条件。
可以利用钢部件的温度或冷却时间来管理上述减压冷却工序的结束时期。由于其最佳条件因钢部件种类、一次处理的数量、冷却气体种类、冷却气体的搅拌装置的能力等而发生变化，因此希望通过实验求出管理值，并利用该值进行处理。
在利用温度确定上述减压冷却工序的结束时期时，可以确定为到达例如500℃以下的给定温度的时期。如果至少在到达500℃之前，在能够抑制产生变形的条件下缓慢冷却，则能够充分发挥上述作用效果。
还有，上述减压冷却工序中即使对减压状态的冷却气体不进行搅拌，与大气压状态的情况相比，也能够提高抑制变形的效果，但希望采用适当的搅拌，以防止冷却气体的滞留。
即，希望在使上述冷却气体处于低于大气压的减压状态下，一边对该冷却气体进行搅拌，一边进行上述减压冷却工序。这样，能够进一步提高抑制变形的效果。
还有，希望至少从上述钢部件的冷却引起的组织相变开始之前起至所有的组织相变结束为止，进行上述减压冷却工序。即，当使钢部件从奥氏体状态冷却至常温时，一定会伴随组织相变，从而在该组织相变中容易出现变形。尤其是如果组织相变中的冷却条件因部位不同而出现差异，则容易产生变形。因此，希望在上述减压冷却工序期间，完成钢部件的组织相变。
还有，希望上述减压冷却工序的上述冷却气体的减压状态为0.1bar- 0.65bar的范围。如果上述减压状态小于0.1bar，则会出现减压装置太贵的问题。另一方面，如果超过0.65bar，则会降低冷却气体的减压产生的上述作用效果。
因此，更希望上述减压冷却工序的上述冷却气体的减压状态为0.1bar-0.3bar的范围。尤其是在小于0.3bar的情况下，可以提高上述减压产生的效果。
还有，可以在上述减压冷却工序中，当上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，在提高上述冷却气体的搅拌速度的条件下，进行冷却。即，由于在减压状态下进行上述减压冷却工序，与在大气压以上的状态下进行该冷却工序的情况相比，降低了冷却效率。因此，当上述钢部件的温度到达对变形没有影响的A1相变点以下的温度区域后，可以通过提高冷却气体的搅拌速度，以尽可能提高冷却效率。最容易的方法是在减压冷却工序初期，将搅拌速度设定为0或最低限度的速度，然后当上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，提高搅拌速度。这样，可以在上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，提高冷却能力，从而缩短整个冷却时间。还有，作为提高搅拌速度的方法，可以一次性提高，但希望采用缓慢提高的方法。
还有，可以在上述减压冷却工序中，当上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，在提高上述冷却气体的压力的条件下，进行冷却。此时，当上述钢部件的温度到达对变形没有影响的A1相变点以下的温度区域后，可以通过提高冷却气体的压力来提高冷却速度，从而可以缩短整个冷却时间。当然，也可以与提高上述搅拌速度的方法一起，采用提高冷却气体压力的方法。
还有，该减压冷却工序中的压力增加自然在低于大气压的范围内进行。还有，压力增加可以一次性进行，但希望采用缓慢进行的方法。另外，如上所述，上述减压冷却工序结束后，无妨增加到大气压或更高的压力。
还有，上述减压冷却工序中，作为上述冷却气体，可以选择不同于上述减压渗碳工序中的上述渗碳气体的各种冷却气体。尤其是希望上述冷却气体采用氮气(N2气体)。此时，可以在抑制钢部件氧化的情况下进行冷却。
当然，作为上述冷却气体，根据钢部件所要求的品质，可以采用众所 周知的各种气体。
还有，希望上述钢部件为非调制钢，在上述减压渗碳工序和上述减压冷却工序后，通过钒碳氮化物的析出强化或贝氏体组织的相变强化，获得机械强度或硬度。上述所谓的非调制钢，可以有效地发挥应用本发明的热处理方法的效果。
还有，希望上述钢部件为非调制钢，在上述减压渗碳工序和上述减压冷却工序后，在渗碳没有到达的部件内部，其硬度上升的维氏硬度Hv值为50-150的非调制钢。即，希望采用进行上述减压渗碳工序和上述减压冷却工序之前的上述钢部件的维氏硬度与进行这些工序之后的上述钢部件的维氏硬度的差为50-150Hv。这样，与对过去的渗碳用钢进行过去的渗碳淬火处理的情况相比，可以容易获得更高的强度特性。
作为非调制钢，具体来说，可以采用具有如下化学成分的钢。
即，可以采用上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.1-0.6％、Si：0.1-0.6％、Mn：0.5-3.0％、Cr：0.1-2.0％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢(以下，称为基本钢)。
希望C的含量如上所述，为0.1-0.6％。C含量小于0.1％时，不能生成足够的碳氮化合物。另一方面，如果大于0.6％，则硬度增加，切削性能下降。
还有，希望Si含量为0.1-0.6％。Si通过提高退火层的抵抗回火软化能力，会出现提高齿轮的点蚀寿命的硬化。Si含量低于0.1％时，基本上没有这种硬化。另一方面，为了防止渗碳性能的恶化，希望抑制Si的添加量，从该观点出发，希望Si的含量低于0.6％。
还有，希望Mn含量为0.5-3.0％。Mn是提高淬火性能的有效元素。通过使Mn含量大于0.5％，可以获得这一效果。另一方面，如果Mn含量大于3.0％，在芯部组织中会出现马氏体组织，有可能产生大的变形。
还有，希望Cr含量为0.1-2.0％。通过使Cr含量大于0.1％，可以提高退火层的抵抗回火软化能力。另一方面，如果Cr含量大于2.0％，则可能会由于Cr系碳化物的生成造成韧性恶化。
还有，希望Mo含量为0-0.3％。也可以不添加Mo。如果添加，会强化淬火层的韧性，存在提高弯曲疲劳强度的硬化。为了获得这种硬化，希 望添加大于0.01％的Mo。另一方面，如果Mo含量大于0.3％，则其效果出现饱和，因此希望上限值为0.3％。
还有，希望V含量为0-0.3％。也可以不添加V。如果添加，能获得碳氮化合物的析出效果或贝氏体组织的相变强化效果，使钢强化。为了发挥这一效果，需要添加0.01％的V。另一方面，即使V含量大于0.3％，其效果出现饱和，从而损害其经济性。
还有，希望S含量为0-0.05％。也可以不含有S。但从提高切削性能的角度，希望含有大于0.005％的S。但是，S含量大于0.05％时，会损害锻造性，因此希望小于0.05％。
另外，作为更合适的非调制钢，可以为上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.22-0.26％、Si：0.15-0.35％、Mn：1.40-1.60％、Cr：0.40-0.60％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。
还有，也可以采用上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.11-0.15％、Si：0.15-0.35％、Mn：2.10-2.30％、Cr：0.90-1.10％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。
还有，也可以采用上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.2-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.2-0.6％、Mo：0-0.4％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。。
还有，希望采用上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0-0.1％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。
还有，希望采用上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0.3-0.4％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。
这些非调制钢对上述基本钢的化学成分进行了进一步的限定，从而能够更加明确地发挥各元素的添加效果。
即，希望C含量进一步限制在0.22-0.26％、0.11-0.15％、或0.2-0.3％的范围。通过限制这些范围，可以进一步可靠地确保芯部强度、抑制切削性的下降。
还有，希望Si含量限定在0.15-0.35％、或0.2-0.6％、进而0.4-0.6％的范围。通过限制这些范围，可以进一步可靠地确保提高退火层的抵抗回火软化能力、和抑制渗碳性的降低的效果。
还有，希望Mn含量限定在1.40-1.60％、2.10-2.30％、或1.4-2.0％的范围。通过限制这些范围，可以进一步可靠地确保淬火性和提高退火层的抵抗回火软化能力、和抑制形成马氏体组织的效果。
还有，希望Cr含量限定在0.40-0.60％、0.90-1.00、或0.2-0.6％、进而0.4-0.6％的范围。通过限制这些范围，可以进一步可靠地确保淬火性和提高退火层的抵抗回火软化能力、以及通过形成Cr系碳化物抑制韧性恶化的效果。
还有，希望Mo含量限定在0-0.3％、进而0-0.1％、或0.3-0.4％的范围。通过限制这些范围，可以进一步抑制经济性的降低。
还有，希望V含量限定在0.01-0.3％、进而0.05-0.25％的范围。通过限制这些范围，可以进一步可靠地获得组织细化效果。
另外，当然也可以取代上述非调制钢，而采用例如作为机械结构钢的S15C、S20C、S35C、S45C、SCM415、SCM420、SCM440、SCr415、SCr420、SCr440、SNCM220等JIS规格钢。
还有，当上述钢部件为汽车的驱动系统部件时，采用上述热处理方法尤其有效。作为汽车的驱动系统部件，有例如自动变速机的齿轮、环状部件、其它部件，这些部件同时需要局部高强度特性和高尺寸精度。因此，通过采用上述优良的热处理方法，可以实现制造工序的合理化、低成本化，同时可以实现制品的高品质化。
上述钢部件为在液力变矩器的锁止离合器装置中与弹簧一起内置的锁止离合器活塞，该锁止离合器活塞具有圆盘状的平板部、从该平板部向轴方向立起的立起部，通过上述淬火工序，在上述平板部和上述立起部上形成用于抑制由于与上述弹簧之间的摩擦产生的摩耗的硬化层。
上述锁止离合器活塞在上述减压渗碳工序、减压缓冷工序后，通过在局部实施上述淬火工序，可以在合适的部位形成硬化层。即，所获得的锁止离合器活塞在上述平板部和上述立起部处具有上述硬化层。因此，上述锁止离合器活塞的摩擦部分具有优良的耐摩耗性，和非常优良的耐久性。
另外，由于除了上述硬化层以外的部分没有实现马氏体化，因此表现出良好的加工性。所以，利用本发明所获得的锁止离合器活塞具有局部耐摩耗性部位，且具有优良的加工性。
另外，上述锁止离合器活塞上的上述硬化层非常薄，还有，高密度能源的影响基本上不涉及表面处理部分(硬化层)以外的部分，从而高精度地维持锁止离合器活塞的外形形状。这样，上述锁止离合器活塞不需要专门进行除去变形的工序，可以组装进液力变矩器内，从而可以降低液力变矩器的生产成本。
还有，作为利用的高密度能源，采用了上述电子束，由于其能够高精度地控制热处理范围，因此是最佳选择。
接着，作为钢部件，通过采用上述本发明的钢部件的热处理方法，可以使得最表面的残留应力为200-1500MPa的压缩残留应力。例如，在高频加热后进行水淬，与通常的渗碳淬火的情况相比，可以获得上述范围的高压缩残留应力。利用该200-1500MPa的高压缩残留应力，可以获得比过去更优良的弯曲疲劳强度。
(实施例1)
利用图1-图6，说明与本发明的实施例有关的钢部件的热处理方法。
本例中，对于作为自动变速机的部件的环状的钢部件8(齿圈)，实施了本发明的热处理方法(本发明方法)和用于比较的过去的渗碳淬火方法(比较方法)，并对变形状况进行了评价。本例中处理的钢部件8如图3所示，在筒状的本体部80的内周面上，具有齿面81，齿面的硬度高，而且真圆度对于该部件非常重要。
首先，如图1所示，比较本发明的加热模式A和比较方法的加热模式B。在该图中，横轴为时间，纵轴为温度，热处理时的钢部件的温度如加热模式A、B所示。
从该图的加热模式A可知，本发明方法在加热到渗碳温度的950℃后，在该温度下保持49分钟，进行减压渗碳工程a1，然后花费40分钟，进行减压冷却的减压冷却工程a2，直至冷却到150℃以下的温度，然后，进行高频淬火工程a3，即利用高频加热，再次快速加热到淬火温度的950℃，接着进行水淬。
另一方面，从该图的加热模式B可知，比较方法在加热到渗碳温度的950℃后，在该温度下保持220分钟，进行通常的渗碳工程b1，然后保持在淬火温度的850℃，进行油淬的淬火工程b2。还有，在比较方法中，还进行后洗工程b3，以洗掉油淬时附着的冷却剂(油)，进行回火工程b4，以确保淬火硬化层的韧性。此时，也进行若干的升温。另外，在进行了该回火工程b4后的状态下，进行后述的变形评价、强度评价、以及残留应力评价。
接着，简单说明实施本发明方法的热处理设备5、和实施比较方法的渗碳淬火设备9。
如图2(a)所示，用于实施本发明方法的热处理设备5包括在渗碳淬火处理前对钢部件进行洗净的前洗槽51、具有加热室521、减压渗碳室522、以及减压冷却室523的减压渗碳缓冷装置52、高频淬火机53、用于检测缺陷的磁探伤装置54。
如图2(b)所示，用于实施比较方法的渗碳淬火设备9包括在渗碳淬火处理前对钢部件进行洗净的前洗槽91、具有进行加热·渗碳·扩散的渗碳炉921和淬火油槽922的长大的渗碳炉92、对渗碳淬火处理后的钢部件进行洗净的后洗槽93、进行回火处理的回火炉94。
接着，利用上述各设备，分别对上述钢部件8进行渗碳淬火处理，对强度特性、变形产生状况、以及残留应力产生状况进行比较。
本发明方法如图1的加热模式A所示，进行在减压下的渗碳气体中对钢部件进行渗碳处理的减压渗碳工序a1、将结束了该减压渗碳工序的上述钢部件在冷却气体中进行冷却时、使该冷却气体在低于大气压的减压状态下进行冷却的减压冷却工序a2、和对冷却后的上述钢部件的所希望部分进行高频加热后进行水淬的高频淬火工序a3。
在上述减压渗碳工序a1，作为渗碳和扩散处理，进行950℃×49分钟的处理，条件是此时渗碳室的真空度为0.001bar，渗碳气体的种类为乙炔。在上述减压冷却工序a2，条件是冷却气体为氮气(N2)、减压状态为0.2bar，进行冷却气体的搅拌，减压冷却工序的期间为从渗碳处理之后的奥氏体化温度以上的温度开始至150℃以下的温度为止，冷却速度为10℃/分。在高频淬火工序a3，通过以下条件进行：利用高频加热对钢部件 8的内周面的齿面81加热到950℃，然后喷水，进行水淬。该水淬实现的冷却速度为268℃/秒。
比较方法如图1的加热模式B所示，加热到渗碳温度的950℃后，在该温度下保持220分钟，进行通常的渗碳工序b1，然后进行保持在淬火温度的850℃后进行油淬的淬火工序b2。还有，在比较方法中，在淬火工序b2后进行后洗工序，然后在后洗工序b3后进行回火工序b4。
还有，在上述比较方法中，作为原材料采用适合渗碳的SCM420(JIS)。
在上述本发明方法中，取代上述适合渗碳的SCM420(JIS)，采用了化学成分由含有质量比C：0.22-0.26％、Si：0.15-0.35％、Mn：1.40-1.60％、Cr：0.40-0.60％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。具体来说，作为原材料，采用了化学成分由含有质量比C：0.23％、Si：0.22％、Mn：1.45％、Cr：0.46％、Mo：0.17％、V：0.09％、S：0.016％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢(试样E1)。
对于结束了渗碳淬火的钢部件，相对于齿轮的齿底815(图3)部分的离开表面的距离，测定维氏硬度(Hv)，并以此进行强度评价。测定结果如图4所示。该图中，横轴为离开表面的距离(mm)，纵轴为维氏硬度(Hv)。利用本发明方法处理的钢部件的结果用符号E1表示。利用比较方法处理的钢部件的结果用符号C1表示。
从该图可知，采用本发明方法(E1)时，随着进入材料内部，其硬度稍低于比较方法(C1)，但最表面处的硬度却高于比较方法。从这些结果可知，通过采用本发明方法，可以获得比过去方法更优良的热处理方法。
还有，采用本发明方法(E1)时，与采用适合过去同样的渗碳处理的材料的情况相比，由于大幅度缩短渗碳时间，因此相应地减小了渗碳深度，从而降低了强度。但是，如本例所示，通过变更适用材料、采用水淬，可以解决这些强度的问题。还有，也能够通过原材料的成分改良，来使内部强度提高到与过去产品相同的程度。
接着，通过对结束了渗碳淬火处理的钢部件进行尺寸测定，比较发生的变形量。
尺寸的测定采用了“BBD”和“BBD椭圆”两种。如图3所示，配置规定直径的钢球88，使其与齿面81的谷部分接触，测定相向的硬球88 之间的内径尺寸，即为“BBD”。在轴方向3个部位(同图(b)的a位置、b位置、和c位置)，对全周进行该测定，求出该测定值的平均值(Ave)、最大值(Max)、最小值(Min)。
接着，将轴方向的各测定位置的上述“BBD”的最大值和最小值的差，作为“BBD椭圆(μm)”求出。与上述相同，求出该测定值的平均值(Ave)、最大值(Max)、最小值(Min)。
图5表示上述“BBD”和“BBD椭圆”的测定结果。该图左侧栏中，作为本发明方法的结果，表示减压渗碳前、减压渗碳+减压冷却后、高频淬火后的3个时刻的结果。还有，该图右侧栏中，作为比较方法的结果，表示渗碳淬火前、渗碳淬火后的2个时刻的结果。还有，各栏中表示的结果自左起，对图3(b)的a位置、b位置、c位置的3个部位分别绘制出最大值、最小值、平均值，并用粗线纵向连接最大值和最小值。还有，3个部位的位置的平均值用细线连接。
从该图可知，利用本发明方法，即使在淬火后，也可以抑制变形的产生。还有，通过减压渗碳后的减压缓冷就已经获得抑制变形产生的效果。
与此对应，在比较例中，渗碳淬火处理产生了大的变形。
接着，测定结束了渗碳淬火处理的钢部件的残留应力，并进行了比较。测定结果如图6所示。该图中，横轴为齿底815的离开表面的距离，纵轴为残留应力，拉伸为“+”，压缩为“-”。
本发明方法(E1)中，至少从最表面起，为压缩残留应力。另一方面，比较方法(C1)中，最表面为拉伸残留应力。最表面残留应力为拉伸应力时，可能产生各种问题，需要通过例如热处理或表面改性处理来缓和拉伸残留应力。因此，本发明方法不需要特别设置改善这种残留应力的处理。
(实施例2)
本例中，对于上述实施例1的减压冷却工序，又实施了复数种方法(试验1-3)，以把握变形产生的状况。
试验1：
在试验1中，如图7所示，将上述钢部件升温到奥氏体化温度以上的950℃进行渗碳处理后，将钢部件冷却到150℃以下。
图7中，横轴为时间，纵轴为温度，表示钢部件的温度履历(后述图 8-图10亦相同)。上述热处理在该图A点-B点的期间为热处理的期间，B点以后为冷却的期间。在试验1，从钢部件的冷却开始至冷却结束，使冷却气体处于小于大气压的减压状态下进行冷却，即进行减压冷却。
减压冷却的条件为采用N2作为冷却气体，以0.3bar作为一定的减压状态，进行冷却气体的搅拌。搅拌速度为使冷却装置中的搅拌风扇在额定转速550rpm下进行转动下所得条件。
试验2：
在试验2中，如图8所示，从钢部件的冷却开始至冷却结束，使冷却气体处于小于大气压的减压状态下进行冷却，即进行减压冷却。但详细条件与试验1不同。即，作为减压冷却条件，与试验1一样，采用N2作为冷却气体，以0.3bar作为一定的减压状态。但搅拌速度的条件则是最初使搅拌风扇的转速为250rpm，然后15分钟(图8的C点)后，变更为一定的550rpm。其余与试验1相同。
试验3：
在试验3中，如图9所示，从钢部件的冷却开始至冷却结束，使冷却气体处于小于大气压的减压状态下进行冷却，即进行减压冷却。但详细条件与试验1不同。即，作为减压冷却条件，与试验1一样，采用N2作为冷却气体，以0.65bar作为一定的减压状态。最初不进行冷却气体的搅拌，然后15分钟(图9的C点)后，变更为一定的550rpm。其余与试验1相同。
试验4：
在试验4中，如图10所示，钢部件的从冷却开始至冷却结束，使冷却气体处于大气压状态下进行冷却，即冷却条件以1.0bar(大气压)作为一定的冷却气体压力。搅拌条件则使搅拌风扇的转速为低于额定的一定的250rpm。冷却前的热处理条件与试验1相同。
利用上述试验1-3和试验4的冷却方法，处理复数个钢部件8即齿圈，通过测定其尺寸，比较产生的变形量。
本例所处理的齿圈8如图3所示，与实施例1一样，环状的本体部80的内周面上具有齿面81，其真圆度非常重要。此时，在轴方向3个部位(同图(b)的a位置、b位置、和c位置)，对全周的BBD尺寸进行 测定，将各自的最大值与最小值的差作为“BBD椭圆(μm)”。上述BBD尺寸如图3所示，配置规定直径的钢球88，使其与齿面81的谷部分接触，测定相向的硬球88之间的内径尺寸，即为“BBD”。对进行过处理的所有的钢部件进行该BBD椭圆测定，求出BBD椭圆的平均值(Ave)、最大值(Max)、最小值(Min)。图11中表示数值和图形。另外，所处理的钢部件的数量(n)分别为10-25个。
如图11所示，在试验1-3的情况下，BBD椭圆的值均小于试验4(比较试验)，可知变形抑制效果非常高。
(实施例3)
本例如图12所示，对于在环状本体部70的外周侧具有齿面71的环状的钢部件7(差速齿圈)，进行与实施例1相同的变形评价。该钢部件7也是用于汽车的自动变速机的部件。
本例采用的本发明方法和比较方法均与实施例1相同。原材料的材质则在实施本发明方法时，采用上述实施例1的试样E1和后述实施例3所示的试样E3，而在实施比较方法时，采用上述实施例1的试样C1。
评价变形时，测定钢部件7的轴方向3个部位(a位置、b位置、c位置)的OBD，进行评价。在各轴方向位置，配置规定直径的钢球，使其与齿面71的谷部分接触，测定相向的硬球之间的外径尺寸，即为“OBD”。该测定在周方向4个部位进行，将其平均值作为评价值。求出OBD的平均值(Ave)、最大值(Max)、最小值(Min)，在图13、图14中表示数值和图形。
图13表示在试样E1适用本发明方法的结果、和在试样C1适用比较方法的结果。图14表示在试样E3适用本发明方法的结果，同时也与图13一样，表示在试样C1适用比较方法的结果。
还有，本发明方法中，在减压渗碳前、减压渗碳+减压冷却后、高频淬火后的3个时刻进行了评价。还有，在比较方法中，在渗碳淬火前、渗碳淬火后的2个时刻进行了评价。还有，另外，本发明方法的淬火工序中，其冷却速度为1420℃/秒。
从图13、图14可知，利用本发明方法，即使在淬火后，也可以抑制变形的产生。
与此对应，在比较方法中，因渗碳淬火处理产生了大的变形。
(实施例4)
本例中，取代实施例1的原材料(试样E1)，对用化学成分不同的复数种原材料(试样E2-E4)的齿轮(图3)，实施本发明方法。
试样E2是化学成分由含有质量比C：0.11-0.15％、Si：0.15-0.35％、Mn：2.10-2.30％、Cr：0.90-1.10％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢，具体来说，是含有质量比C：0.13％、Si：0.24％、Mn：2.20％、Cr：1.00％、Mo：0.18％、V：0.07％、S：0.018％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的非调制钢。
试样E3是化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0-0.1％、V：0.05-0.25％、S：0-0.5％、其余为Fe和不可避免的杂质所开发出来的开发钢，具体来说，是含有质量比C：24％、Si：0.5％、Mn：1.8％、Cr：0.5％、Mo：0.03％、V：0.12％、S：0.016％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的开发钢。
试样E4是化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0.3-0.4％、V：0.05-0.25％、S：0-0.5％、其余为Fe和不可避免的杂质所开发出来的开发钢，具体来说，是含有质量比C：0.24％、Si：0.5％、Mn：1.4％、Cr：0.5％、Mo：0.37％、V：0.12％、S：0.016％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成的开发钢。
与实施例1一样，相对于结束了渗碳淬火处理的齿轮(钢部件)的齿底815部分的离开表面的距离，测定了维氏硬度(Hv)。
测定结果如图15所示。该图中，横轴为离开表面的距离(mm)，纵轴为维氏硬度(Hv)。试样E2的齿轮的结果用符号E2表示。试样E3的齿轮的结果用符号E3表示。还有，作为参考，实施例1的本发明例E1与比较例C1也一起表示。
从该图可知，通过采用本发明方法，即使材质变更为上述试样E2、E3、E4，也可以进行同等或优于过去的热处理。
(实施例5)
在本例中，如图16所示，说明作为实施例1所示的减压缓冷工序a2、可能采用的减压缓冷模式的例子。
图16中，横轴为时间，第1纵轴为冷却风扇的转速(a)，第2纵轴为被处理材料的温度(b)，第3纵轴为冷却气体的压力(c)。
从该图可知，本例中，在最初的第1冷却步骤P31时，设定较低的冷却风扇转速，同时冷却气体压力处于充分低于大气压的减压状态，进行减压缓冷。
接着，在第2冷却步骤P32时，冷却风扇转速虽然充分低于额定转速，但稍高于上述第1冷却步骤P31的情况，另外，冷却气体压力虽然低于大气压，但被设为稍高于上述第1冷却步骤P31的状态，进行冷却能力稍高于上述第1冷却步骤P31的减压缓冷。本例中，在该第2冷却步骤P32时，被处理材料的温度迎来所谓的A1相变点。
接着，在第3冷却步骤P33时，进行冷却风扇转速和冷却气体压力足够高的快速冷却。
如上所述，在最初的被处理材料处于最高温状态的第1冷却步骤P31，进行降低冷却气体压力和循环速度(冷却风扇转速)的减压缓冷，从而能够可靠地抑制冷却变形的产生。接着，在被处理材料的冷却到达某种程度的第2冷却步骤P32，由于产生冷却变形的可能性降低，所以稍微提高了一些冷却能力，但为了抑制超过钢的A1相变点时出现的组织相变所伴随的变形，仍维持减压缓冷条件。这样，可以尽量抑制超过A1相变点时的变形。然后，在第3冷却步骤P33，可以通过提高冷却气体压力和循环速度，使冷却能力处于最大。
(实施例6)
本例中，利用图17-图28，说明液力变矩器用锁止离合器活塞等的圆盘状的钢部件的热处理方法。
本例的钢部件的热处理与上述图1(a)的曲线基本相同，但严格来说，淬火工序的加热温度不同。即，本例中，在将钢部件加热到渗碳温度的950℃后，在该温度下保持49分钟，进行减压渗碳工序，然后花费40分钟，进行减压冷却的减压冷却工序，直至冷却到150℃以下的温度。以上与实施例1相同。然后，进行电子束淬火，即利用作为高密度能源束流的电子束照射希望部分，只将表层加热到熔点以上，形成熔融部，接着将该熔融部快速冷却到马氏体相变领域，形成马氏体组织，从而形成硬化层。
首先，说明利用上述电子束的淬火工序。
如图17所示，利用7500℃/秒以上的极快的升温速度对成为熔融部21的钢部件2的表层进行加热，瞬间形成熔点Mp以上的熔融状态的熔融部21。此时，从开始高密度能源束流照射开始形成熔融部21的时间非常短，大概为0.2秒。熔融部的深度调整为钢部件2的厚度的1/4以下。通过高密度能源束流的输出和照射模式来进行这一调整。
接着，熔融部21形成后，立即以600℃/秒以上的极快冷却速度使熔融部21进行冷却，而不使其维持高温状态。本例中，具体来说，冷却速度为1600℃/秒。
这样，熔融部21立刻凝固，先形成均匀的奥氏体组织，接着随着冷却的进行，冷却到马氏体区域，形成马氏体组织22。
还有，上述电子束的淬火工序如图17所示，对于钢部件2的表面处理部分20，部分照射高密度能源束流(电子束)11。即，从高密度能源束流产生源1发射高密度能源束流10，通过偏转透镜112，对钢部件2照射最佳照射模式的高密度能源束流11。
另一方面，如图17所示，钢部件2沿该图箭头方向以一定的速度进行移动。这样，表面处理部分20被高密度能源束流11加热，形成熔融部21，由于钢部件2的移动，结束了高密度能源束流11照射的熔融部21通过自身散热而快速冷却。
这样，在钢部件2中连续形成马氏体组织22的高硬度的表层部。
这样，利用本例，可以只将钢部件2的表层快速加热到熔融状态，然后立刻快速冷却。因此，可以使得向钢部件2的表面处理部分20以外的部分的传导热少、从而降低产生的热变形，同时可以获得可靠的自身散热效果。
尤其是在本例中，只在钢部件2的小于厚度的1/4的深度的表层形成熔融部21，并以600℃/秒以上的冷却速度进行自身散热。因此，可以获得足够超过马氏体相变的临界冷却速度的上述冷却速度，能够可靠地防止淬火不良的现象。
还有，通过本例，如上所述，处理时间与过去相比大大缩短，从而也可以提高生产效率。
另外，由于在上述电子束淬火工序之前，进行减压渗碳工序，因此可以与该渗碳效果叠加，获得非常高硬度的硬化层。
这里，简单说明利用上述电子束进行加热的具体装置。
如图18、图19所示，上述热处理的电子束加热可以一边转动钢部件2，一边对该部件2的例如2个部位的环状表面处理部分20(图17、图18)，进行连续的高密度能源束流11、12的照射。
作为被处理材料的钢部件2为液力变矩器用部件的锁止离合器活塞状的皿状(圆盘状)。因此，通过一次操作，可以在这2个部位处理环状的表面处理部分20。
上述热处理装置如图18所示，具有放入钢部件2的加工室19、在该加工室19照射高密度能源束流11、12的束流产生源1、控制上述束流产生源1的高密度能源束流10的照射模式等的会聚透镜111和偏转透镜112。
还有，具有对加工室19内进行减压的真空排气装置16、控制上述会聚透镜111和偏转透镜112的高速偏转控制装置110。通过控制上述会聚透镜111和偏转透镜112，可以调整照射到钢部件2的高密度能源束流11、12的分配、及其输出和照射模式。
通过综合控制装置17控制这些装置。还有，在上述加工室19的下部，具有转动上述钢部件2的载置台15的转动马达150。
通过上述热处理装置进行电子束淬火时，首先驱动上述转动马达150，沿图19的箭头方向转动上述钢部件2。还有，利用真空排气装置16，使加工室19内处于真空状态。
接着，如图18、图19所示，分别利用2个高密度能源束流11、12同时照射钢部件2。该高密度能源束流11、12通过钢部件2的转动，在钢部件2上以一定速度相对移动。
这样，如图19所示，高密度能源束流11、12照射的部分分别变为熔融部21，然后立刻形成马氏体组织，2个部位的环状的表面处理部分20成为硬化层。与上述的事先进行的减压渗碳工序的效果叠加，该硬化层的性能非常优异。
接着，进一步具体说明利用上述的作为高密度能源束流的电子束的淬 火工序适用于锁止离合器活塞41的例子。
液力变矩器是构成汽车等的动力传送系统的部件，如图20、21所示，由泵轮(pump impeller)100、与该泵轮100一起构成圆环面的涡轮200(turbine runner)、导轮(stator)300、锁止离合器装置400以及调节装置500组成。
在上述液力变矩器中，经由图中未表示的曲轴传送的发动机的旋转被传送到前盖600，进而被传送到固定在其上的泵轮100。泵轮100转动后，圆环内的油在轴的周围旋转，并在离心力作用下，在泵轮100、涡轮200与导轮300之间循环。
通过配置在泵轮100与涡轮200之间的导轮300(在内周侧安装有只能朝一个方向转动的单向离合器31)等的作用，在如车辆起动时等的情况下，泵轮100刚开始转动，与涡轮200之间的转速差很大，作为转矩变换机构进行动作，对转矩进行放大。另一方面，当涡轮200的转速增加，涡轮200与泵轮100之间的转速差变小时，只作为流体传体进行动作。
该液力变矩器中设置有上述的锁止离合器装置400，其目的是用于改善燃烧效率等。即，车辆起动后，如果获得了预先设定的车速，便通过图中未表示的锁止继动阀切换油的供给，锁止离合器装置400的锁止离合器活塞41沿轴方向进行移动，经由摩耗材料42与前盖600结合。因此，发动机的旋转传送到变速机构的输入轴，而不再经由液力变矩器。从而可以优化燃烧效率。
还有，安装在液力变矩器上的上述调节装置(damper unit)500吸收锁止离合器活塞41与前盖600的结合脱离时产生的传送转矩的变动，通过铆接销(dowel caulking)43被固定在锁止离合器活塞41上，由与涡轮200一体化旋转的从动板51和弹簧52、53组成。
这里，用于第1级的弹簧52配置在锁止离合器活塞41的圆周方向的8个部位，用于第2级的弹簧53配置在锁止离合器活塞41的圆周方向的4个部位。该弹簧53在弹簧52内隔1个配置。另外，弹簧53的直径小于弹簧52，且长度短。当弹簧52的扭转角达到设定值，传送转矩到达屈曲点转矩后，弹簧53开始扭曲。
因此，从前盖600经由摩耗材料600传送的旋转再经由调节装置500 传送到涡轮轮毂700时，但此时弹簧52、53收缩，吸收旋转传送时的传送转矩的变动。还有，也起着防止发动机的输出转矩的急剧变动传送到图中未表示的变速装置时引起的震动、噪声等的作用。
但是，上述液力变矩器中，锁止离合器活塞41的正驱动时(锁止离合器装置400处于结合状态，锁止离合器活塞41沿图21的逆时针方向旋转时)以及逆驱动时(发动机制动时等、锁止离合器活塞41沿图21的顺时针方向旋转时)，由于弹簧52被压缩，该弹簧52与锁止离合器活塞41的平板部411循环摩擦。因此，在锁止离合器活塞41的平板部411上，由于与弹簧52的摩擦而出现摩耗。
还有，随着锁止离合器活塞41的旋转，弹簧52受到离心力，被锁止离合器活塞41的立起部412压缩。因此，在锁止离合器活塞41的正驱动和逆驱动时，锁止离合器活塞41的立起部412也与弹簧52发生循环摩擦，产生摩耗。
在本例中，对处于上述使用环境中的锁止离合器活塞41的上述平板部411和上述立起部412进行电子束淬火。
首先，图22表示用于锁止离合器活塞41的电子束淬火工序的装置。从该图可知，本例的装置与图18所示的基本结构相同，载置台15设置成45°倾斜状态。还有，从束流发生源1发出的高密度能源束流10被分配给2个照射的高密度能源束流11、12。其他与与图18所示的装置相同。
接着，如图23、图24所示，利用该装置，对锁止离合器活塞41的平板部411和立起部412的2个部位的表面处理部分401、402同时进行表面处理。在厚度为3mm的平板部411和立起部412上分别形成厚度为0.1-0.2mm的硬化层。
具体来说，首先，如图22所示，转动放在装置的载置台15上的锁止离合器活塞41，使表面处理部分401、402的移动速度大约为16.7m/分。然后，如图22、图24所示，作为2个高密度能源束流11、12，采用4.6KW输出的电子束，将其分别照射到表面处理部分401、402。
这样，2个表面处理部分401、402在极短时间内，只有表层熔化形成熔融部，接着，在极短时间内快速冷却，形成马氏体组织。即，由于电子束的照射，常温组织(珠光体)迅速被加热成为熔融体，接着由于持续 自身散热而凝固，成为奥氏体，之后由于自身散热而快速冷却，发生相变，形成马氏体组织。
这样得到的锁止离合器活塞41的表面处理部分(硬化层)401由最表层的厚度约0.03mm的全熔融层211与其下面的厚度约0.17mm的不完全熔融层212组成(省略图示)。
本例得到的锁止离合器活塞41的平板部411和立起部412的摩擦部分分别具有耐摩耗性优良的表面处理部(硬化层)401、402。因此，该锁止离合器活塞41安装到液力变矩器中后，会发挥非常优良的性能。
还有，表面处理部分(硬化层)401、402以外的部分为与表面处理前相同的珠光体组织，因此容易进行塑性挤压等的各种塑性加工。
还有，上述表面硬化层的厚度非常薄，而且高密度能源束流11、12基本上不影响表面处理部分以外的部分，因此，锁止离合器活塞41的外径形状维持在高精度状态。这样，本例的锁止离合器活塞41可以组装进液力变矩器内，而不需要进行特别的除去变形工序，从而能够降低生产成本。
另外，在本例中，可以同时处理2个部位的表面处理部分401、402。这样，可以获得比过去更高的生产性。还有，2个部位的表面处理部分401、402如上所述，分别在极短时间内受到处理，因此相互之间不会受到热影响。
接着，利用图25说明上述电子束的照射部轨迹的1个例子。
该例的电子束按照2个圆偏转轨迹C1、C2进行照射。此时，利用各圆偏转轨迹C1、C2，分别对被热处理领域25、26、即相当于上述的高密度能源束流11、12的照射部分的区域进行电子束照射。在此期间，被处理部件绕其中心轴旋转。因此，被热处理领域25、26的电子束的轨迹向箭头方向H移动。
另外，在x轴方向和y轴方向产生正弦波的偏转波形，利用其偏转组合形成各圆偏转轨迹C1、C2。还有，为了切换各圆偏转轨迹C1、C2，对被热处理领域25、26交互进行电子束照射，如图26所示，产生偏转波形w1，将该偏转波形w1与上述y轴方向的偏转波形重叠。
这样，当电压VE为正的时间t1内，对被热处理领域25进行电子束照 射，当电压VE为负的时间t2内，对被热处理领域26进行电子束照射。
还有，通过设定短的偏转波形w1的时间t1、长的时间t12，可以调整对被热处理领域25、26进行照射的能量。
例如，上述锁止离合器活塞41的平板部411不需要立起部412那样高的耐摩耗性。此时，通过设定短的偏转波形w1的时间t1、长的时间t12，可以使得表面处理部分401比表面处理部分402要柔软一些。这样，不仅可以减少表面处理所消耗的能量，而且可以进一步缩短处理时间。
接着，如图27所示，表示对被热处理领域27、28进行电子束照射的别的例子。
此时，利用2个面偏转轨迹C3、C4，进行电子束照射。即，利用各面偏转轨迹C3、C4，分别对被热处理领域27、28进行电子束照射。在此期间，被处理部件绕其中心轴旋转。因此，被热处理领域27、28的电子束的轨迹向箭头方向H移动。
另外，在x轴方向和y轴方向产生三角波的偏转电压，形成各面偏转轨迹C3、C4。还有，为了切换各面偏转轨迹C3、C4，、对被热处理领域27、28进行电子束照射，将图28所示的偏转波形w1与上述x轴方向和y轴方向的三角波重叠。
不用说，也可以将圆偏转与面偏转进行组合，按照线、椭圆等的轨迹使电子束进行偏转。
然而，本例中虽然说明了对液力变矩器的锁止离合器活塞进行处理的例子，但对于其它的、例如多板摩擦结合装置的板摩擦部、部件之间或者利用卡环等的接合部、油泵板、密封环槽等、表层部的全部或部分需要进行硬化的钢部件，均可以采用本发明。
(实施例7)
本例中，对于实施例6说明的锁止离合器活塞，利用图29所示的3种制造方法(热处理方法)，进行制造，并测定了所获制品的热处理前后的硬化层的硬度。
如该图(a)所示，过去工艺具有从步骤S11至S15的5个步骤。步骤S11为准备作为原材料的热轧圈的步骤。步骤S12为从原材料冲压成所需形状的锁止离合器活塞的步骤。步骤S13为对锁止离合器活塞进行过去 的一般渗碳氮化·淬火处理的步骤。步骤S14为对渗碳氮化·淬火处理产生的变形进行矫正处理的步骤。最后的步骤S15为进行完工的切削加工的步骤。
如该图(b)所示，参考工艺具有从步骤S21至S24的4个步骤。步骤S21为准备作为原材料的热轧圈的步骤。步骤S22为从原材料冲压成所需形状的锁止离合器活塞的步骤。至此的步骤与过去工序一样。步骤S23则不进行渗碳处理或渗碳氮化处理，而是对形成锁止离合器活塞的硬化层的部分进行电子束淬火处理的步骤。最后的步骤S24不进行除去变形处理，而是进行完工的切削加工的步骤。
如该图(c)所示，本发明工艺主要具有从步骤S31至S35的5个步骤。在上述参考工艺的电子束淬火步骤S23之前，追加了减压渗碳工序和减压缓冷工序。即，步骤S31为准备作为原材料的热轧圈的步骤。步骤S32为从原材料冲压成所需形状的锁止离合器活塞的步骤。步骤S33为进行上述本发明的减压渗碳工序和减压缓冷工序的步骤。步骤S34为对形成锁止离合器活塞的硬化层的部分进行电子束淬火处理的步骤。最后的步骤S35不进行除去变形处理，而是进行完工的切削加工的步骤。
本例中，利用上述3种制造方法，分别制作锁止离合器活塞，并测定其硬化层的截面的硬度。
利用上述过去工艺制作的锁止离合器活塞采用的材质为热轧钢板JISG 3113 SAPH(以下只称“SAPH”)。在该过去工艺中，虽然制品整体的表面形成硬化层，但测定了相当于上述的图23的表面处理部分402的位置的硬度。测定结果在图30中利用符号C81表示。该图中，横轴为离开表面的距离，纵轴为硬度(Hv)。
利用上述参考工艺和本发明工艺制作的锁止离合器活塞采用的材质为化学成分由含有质量比C：0.20-0.25％、Si：0.10-0.25％、Mn：0.30-0.60％、Cr：0.20-0.40％、B：0.0030％以上的硼钢(以下只称“硼钢”)。还有，各工艺的电子束淬火步骤S23、S34均使电子束照射产生的熔融部的深度为10μm的范围。这些工艺中，由于形成了部分硬化层，从而测定了相当于上述的图23的表面处理部分402的位置的硬度。在图30中，参考工艺的测定结果利用符号C82表示，本发明工艺的测定结果利用符号E81表示。 另外，为了比较，对于本发明工艺的在步骤S32没有立刻进行热处理的锁止离合器活塞，也测定了相当于上述表面处理部分402的位置的硬度，其测定结果在图30中利用符号C83表示。
在上述各种情况下，均采用维氏微硬度计(50g)进行硬度的测定。
从图30可知，在各工艺中，均获得高于没有进行热处理时的C83的表面硬度，尤其是采用本发明工艺的E81，其硬度均高于采用过去工艺的C81和采用参考工艺的C82。这样，通过利用本发明的减压渗碳工序、减压缓冷工序与利用高密度能源进行淬火的工序，可以得到超过过去的表面改性效果。而且，从图29所示的工序的比较可知，过去工序中必须采用除去变形处理的步骤S14，而本发明工序中虽然进行了渗碳处理，通过采用上述减压缓冷工序和电子束淬火工序(利用高密度能源的淬火工序)，可以省略除去变形处理。因此，本发明的热处理方法不仅能够实现高硬度，而且能够实现大幅度的工序合理化。
(实施例8)
本例中，采用了实施例7的本发明工艺和参考工艺，而且采用的材质为冷轧钢板JIS G 3141 SPCE(以下只称“SPCE”)，制造锁止离合器活塞，测定其硬化层的硬度。各工艺中的电子束淬火步骤S23、S34均使电子束照射产生的熔融部的深度为10μm的范围。硬度测定部分相当于上述的图23的表面处理部分402的位置。在图31中，本发明工艺的测定结果利用符号E91，参考工艺的测定结果利用符号C91表示。另外，为了比较，实施例7的E81、C82也一并在图31中表示。
从该图可知，对于各材质，在电子束淬火处理之前进行减压渗碳工序与减压缓冷工序(E81、E91)的结果与不进行这些工序就进行电子束淬火工序(C82、C91)的情况相比，提高硬度的效果大。尤其是对于材质为SPCE时，省略减压渗碳工序与减压缓冷工序后，即使进行电子束淬火工序，也基本上没有提高硬度的效果。
(实施例9)
本例为利用实施例7的本发明工艺和参考工艺，研究电子束淬火工序对熔融部的形成深度的影响的试验结果。
作为材质，采用上述SPCE和上述硼钢，分别利用本发明工艺和参考 工艺时，电子束淬火工序的熔融部的深度为10μm和50μm等2种。
还有，本例中，为了比较，对于本发明工艺的在步骤S32后没有立刻进行热处理的锁止离合器活塞，也测定了相当于上述表面处理部分402的位置的硬度。
测定结果如图32所示。该图中，横轴为种类，纵轴为硬度(Hv)。符号C101-C104表示步骤S32后没有进行热处理的结果，符号C111-C114表示利用参考工艺制作的结果，符号E101-E104表示利用本发明工艺制作的结果。还有，符号C101、C102、C111、C112、E101、和E102的材质为上述SPCE，其余的材质为上述硼钢。
从图32可知，事先不进行渗碳处理、而只是进行电子束淬火工序时，其硬度提高效果因材质不同而不同，但通过在电子束淬火工序之前进行渗碳处理(减压渗碳工序和减压缓冷工序)，则与材质基本无关，都能获得大幅度提高硬度的效果。

Claims (29)

1.一种钢部件的热处理方法，其特征在于，
包括：
在减压下的渗碳气体中对钢部件进行渗碳处理的减压渗碳工序；
将结束了该减压渗碳工序的上述钢部件在冷却气体中进行冷却时、使该冷却气体在低于大气压的减压状态下进行缓冷的减压缓冷工序；
和在利用高密度能源不是对冷却后的上述钢部件整体进行加热而是仅对希望利用淬火提高强度的部分进行加热后进行快速冷却来形成马氏体组织，以形成硬化层的淬火工序；
该硬化层以外的部分没有被马氏体化。
2.根据权利要求1所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
使上述冷却气体在低于大气压的减压状态下、一边搅拌该冷却气体、一边进行上述减压缓冷工序。
3.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
至少从上述钢部件的冷却引起的组织相变开始之前起至所有的组织相变结束为止，进行上述减压缓冷工序。
4.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述减压缓冷工序的上述冷却气体的减压状态为0.1bar-0.65bar的范围。
5.根据权利要求4所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述减压缓冷工序的上述冷却气体的减压状态为0.1bar-0.3bar的范围。
6.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
在上述减压缓冷工序中，当上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，在提高上述冷却气体的搅拌速度的条件下，进行冷却。
7.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
在上述减压缓冷工序中，当上述钢部件的温度到达A1相变点以下后，在提高上述冷却气体的压力的条件下，进行冷却。
8.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
将上述钢部件加热到奥氏体化温度以上，同时在0.001-0.1bar的减压条件下，进行上述减压渗碳工序。
9.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
利用高密度能源将上述钢部件的希望利用淬火提高强度的部分加热到奥氏体化温度以上，然后快速冷却，从而进行上述淬火工序。
10.根据权利要求9所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述快速冷却的冷却速度为200℃/秒-2000℃/秒。
11.根据权利要求9所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述利用高密度能源的加热为利用高频加热。
12.根据权利要求9所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述快速冷却通过水淬进行。
13.根据权利要求9所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述淬火工序为利用高密度能源束流照射上述钢部件的希望利用淬火提高强度的部分进行加热，然后通过自身散热进行快速冷却。
14.根据权利要求13所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述高密度能源束流为电子束。
15.根据权利要求14所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述淬火工序中，利用电子束照射上述钢部件的希望利用淬火提高强度的部分，只使表面加热到熔点以上，形成熔融部，接着使该熔融部快速冷却到马氏体相变领域，使其成为马氏体组织，以形成硬化层。
16.根据权利要求15所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述硬化层为0.2mm以下。
17.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件为非调制钢，其在上述减压渗碳工序和上述减压缓冷工序后，通过钒碳氮化物的析出强化或贝氏体组织的相变强化，获得机械强度或硬度。
18.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件为非调制钢，在上述减压渗碳工序和上述减压缓冷工序后，在渗碳没有到达的部件内部，其硬度上升的维氏硬度Hv值为50-150。
19.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.1-0.6％、Si：0.1-0.6％、Mn：0.5-3.0％、Cr：0.1-2.0％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
20.根据权利要求19所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.22-0.26％、Si：0.15-0.35％、Mn：1.40-1.60％、Cr：0.40-0.60％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
21.根据权利要求19所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.11-0.15％、Si：0.15-0.35％、Mn：2.10-2.30％、Cr：0.90-1.10％、Mo：0-0.3％、V：0-0.3％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
22.根据权利要求19所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.2-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.2-0.6％、Mo：0-0.4％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
23.根据权利要求22所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0-0.1％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
24.根据权利要求24所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件的化学成分由含有质量比C：0.2-0.3％、Si：0.4-0.6％、Mn：1.4-2.0％、Cr：0.4-0.6％、Mo：0.3-0.4％、V：0.05-0.25％、S：0-0.05％、其余为Fe和不可避免的杂质所组成。
25.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件为汽车的驱动系统部件。
26.根据权利要求1或2所述的钢部件的热处理方法，其特征在于：
上述钢部件为在液力变矩器的锁止离合器装置中与弹簧一起内置的锁止离合器活塞，
该锁止离合器活塞具有圆盘状的平板部、从该平板部向轴方向立起的立起部，
通过实施上述淬火工序，在上述平板部和上述立起部上形成用于抑制由于与上述弹簧之间的摩擦产生的摩耗的硬化层。
27.一种钢部件，其特征在于：
利用权利要求1至26中任一项所述的钢部件的热处理方法进行了热处理。
28.根据权利要求27所述的钢部件，其特征在于：
最表面的残留应力为200-1500MPa的压缩残留应力。
29.一种钢部件的制造方法，其特征在于：
当对钢部件进行所希望形状的成形的成形工序后，实施权利要求1至26中任一项所述的钢部件的热处理方法。
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