JPWO2015156374A1 - ピニオンシャフト及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明のピニオンシャフトは、転送面の表面の残留オーステナイト量が２０〜５０体積％で、心部の残留オーステナイト量が０体積％であり、かつ、軸端部において、表面硬さが１５０〜３５０ＨＶで、表面の窒素濃度が０．０５質量％以上で、オーステナイト結晶粒度番号が５番以上で、粒界の初析炭化物に非連結部があることを特徴とする。

Description

本発明は、遊星歯車装置に使用される合金製ピニオンシャフト、並びにその製造方法に関する。

自動車等の遊星歯車装置において、プラネタリシャフトはニードルころを介してピニオンギアを支持している。ピニオンシャフトは転がり軸受の内輪に、ピニオンギアの内面は外輪に相当し、ピニオンシャフトの軸端部は、キャリアに固定されている。固定方式としては、係止ピンを掛け渡す「ピン止めタイプ」と、軸端部を塑性変形させる「加締めタイプ」の２種類があり、「加締めタイプ」は、係止ピンが不要であることから部品点数を削減できとともに、軸長さを抑えることができるという利点を有する。

しかし、「加締めタイプ」構造にするには、ピニオンシャフトは、転がり軸受としてせん断応力に対する強度を確保した上で、端部を軟化させて塑性加工性を高めるという相反する特性を同時に満たす必要がある。

ピニオンシャフトの素材としては炭素鋼や炭素工鋼、高炭素クロム軸受鋼、肌焼鋼等が使用されているが、例えば、高炭素鋼を、浸炭窒化後に高温で焼戻（調質）して加締め部の硬さを低下させた後、転送面を高周波焼入れしたピニオンシャフトや、クロム含有量を高めた肌焼鋼を浸炭窒化して組織安定性を高めたピニオンシャフト等が知られている（特許文献１、２参照）。

日本国特開２０１３−２２８０３２号公報 日本国特開２０１３−２２７６１５号公報

クロム含有量を高めた鋼材を浸炭窒化すると、その後の冷却過程において粒界に選択的に炭化物（初析炭化物）が析出する。そして、この初析炭化物により延性が低下して加締め性も低下する。加締めタイプのピニオンシャフトでは軸端部が加締め可能な硬さになっているが、粒界で初析炭化物が連結していると、加締め部にひびや割れが発生する。しかし、このような初析炭化物による加締め性の低下についてこれまで検討されておらず、加締め型ピニオンシャフトには更なる改良の余地がある。

本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、加締め型ピニオンシャフトにおける加締め性を更に向上させることを目的とする。

上記課題を解決するために本発明は、下記のピニオンシャフト及びその製造方法を提供する。
（１）転送面の表面の残留オーステナイト量が２０〜５０体積％で、
心部の残留オーステナイト量が０体積％であり、かつ、
軸端部において、表面硬さが１５０〜３５０ＨＶで、表面の窒素濃度が０．０５質量％以上で、オーステナイト結晶粒度番号が５番以上で、粒界の初析炭化物に非連結部があることを特徴とするピニオンシャフト。
（２）質量％で、Ｃ：０．１〜０．２９％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼からなることを特徴とする上記（１）記載のピニオンシャフト。
（３）上記（１）または（２）記載のピニオンシャフトの製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．１〜０．２９％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼を８４０〜９６０℃で浸炭窒化処理し、５５０℃まで１．６℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、７００〜７７０℃で焼鈍し、その後、転送面のみ高周波焼入れ処理することを特徴とするピニオンシャフトの製造方法。

本発明のピニオンシャフトは、加締め部の延性に影響を及ぼす初析炭化物の析出が抑えられ、加締め性がより向上したものとなる。また、転送面は高周波焼入れにより十分な表面硬さを有しており、耐久性にも優れる。

本発明のピニオンシャフトの一例を示す断面図である。 実施例１〜１２及び比較例４〜６で作製したピニオンシャフトの軸端部の表面窒素濃度と表面硬さとの関係を示すグラフである。 式１の値と加締め試験の割れの有無との関係を示すグラフである。 式２の値と耐久性試験後の曲り量との関係を示すグラフである。

以下、本発明に関して詳細に説明する。

本発明においてピニオンシャフトは、加締め型であり、例えば図１に示す構造を有する。図示されるピニオンシャフト１０では、円柱状の支持軸１１の外周面が転送面１３となり、軸端部１８ａ，１８ｂが加締め部として機能する。また、転送面１３に潤滑油を供給するための給油孔として、中心孔１５並びに分岐孔１６ａ，１６ｂが設けられている。中心孔１５は、支持軸１１の軸端部１８ａ，１８ｂの一方（ここでは１８ａ）の径方向中心が開口し、そこから軸方向に延びたものである。また、この中心孔１５から分岐して径方向外方に延びて転送面１３に開口して２つの分岐孔１６ａ，１６ｂが形成されている。更に、支持軸１１の転送面１３に、表面硬化層１９が形成されている。

本発明では、ピニオンシャフト１０を、質量％で、Ｃ：０．１〜０．２９％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼で形成することが好ましい。以下に、ＣやＣｒ等の合金成分について説明する。

〔Ｃ：０．１〜０．２９％〕
Ｃ（炭素）は、合金鋼の基地に固溶して焼入れ、焼戻し後の硬さを向上させるとともに、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を高める作用を有する元素である。耐転動疲労性に必要な硬さを得るために浸炭窒化処理を行うが、その処理時間が長くなるとコストアップを招くため、処理時間の短縮のために、Ｃ含有量を０．１％以上にすることが好ましい。但し、Ｃ含有量が０．２９％を超えると鍛造性や冷間加工性、被削性が低下して加工コストの上昇を招くことがある。また、棒材成形性が悪く、特に軸径φ１５ｍｍ以下は塑性加工困難で、成形時に割れやクラックが発生しやすい。更に、０．５％を超えると、製鋼時に粗大な共晶炭化物が生成しやすくなり、転動疲労寿命や強度が低下する場合がある。より好ましいＣ含有量は、０．１５〜０．２４％である。

〔Ｃｒ：２．０〜５．０％〕
Ｃｒ（クロム）は、基地に固溶して焼入れ性、焼戻し軟化抵抗性、耐食性及び転動疲労寿命を高める作用を有する元素である。また、炭素や窒素等の侵入型固溶元素を実質的に動きにくくして基地の組織を安定化し、水素侵入時の寿命低下を大幅に抑制する作用も有している。更に、合金鋼中に微細に分布する炭化物が、より高硬度の（Ｆｅ，Ｃｒ）_３Ｃや（Ｆｅ，Ｃｒ）_７Ｃ_３、（Ｆｅ，Ｃｒ）_２３Ｃ_６等の炭化物からなるために、耐摩耗性を高める作用も有している。加えて、残留オーステナイトが熱により分解しにくくなり、結果として塑性変形しにくくなる。そのため、Ｃｒ含有量が２．０％未満ではこれらの効果が十分に得られない場合がある。但し、Ｃｒ含有量が５．０％を超えると、冷間加工性や被削性、浸炭窒化製が低下してコストの上昇を招くおそれがある。更に、製鋼時に粗大な共晶炭化物が生成しやすくなり、転動疲労寿命や強度が低下する場合がある。従って、Ｃｒ含有量は２．０〜５．０％が好ましく、より好ましくは２．５〜３．５％である。

〔Ｍｏ：０．１〜１．５％〕
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｃｒと同様に基地に固溶して焼入れ性、焼戻し軟化抵抗性、耐食性及び転動疲労寿命を高める作用を有する元素である。また、Ｃｒと同様に、炭素や窒素等の侵入型固溶元素を実質的に動きにくくして基地の組織を安定化し、水素侵入時の寿命低下を大幅に抑制する作用も有している。更に、合金鋼中に微細に分布する炭化物が、より高硬度のモリブデンの炭化物からなるために、耐摩耗性を高める作用も有している。そのため、Ｍｏ含有量が０．１％未満ではこれらの効果が十分に得られない場合がある。但し、Ｍｏ含有量が１．５％を超えると、冷間加工性や被削性が低下してコストの上昇を招くおそれがある。更に、製鋼時に粗大な共晶炭化物が生成しやすくなり、転動疲労寿命や強度が低下する場合がある。従って、Ｍｏ含有量は０．１〜１．５％が好ましく、より好ましくは０．２〜０．５％である。

〔Ｍｎ：０．１〜１．５％〕
Ｍｎ（マンガン）は、製鋼時に脱酸剤として作用する元素であり、その含有量は０．１％以上であることが好ましい。また、Ｍｎと同様に、基地に固溶してＭｓ点を降下させて多量の残留オーステナイトを確保したり、焼入れ性を高める作用を有している。但し、多量に添加すると、冷間加工性や被削性が低下するだけでなく、マルテンサイト変態開示温度が低下し、浸炭窒化後に多量の残留オーステナイトが残存して十分な硬さが得られない場合がある。そのため、Ｍｎ含有量を１．５％以下にすることが好ましい。より好ましいＭｎ含有量は０．５〜１．２％である。

〔Ｓｉ：０．１〜１．５％〕
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｎと同様に、製鋼時に脱酸剤として作用する元素である。また、Ｃｒ、Ｍｎと同様に、焼入れ性を向上させるとともに基地のマルテンサイト化や残留オーステナイトの安定化を促進し、軸受寿命の向上に有効な元素である。更に、焼戻し軟化抵抗性を高める作用も有する。そのため、Ｓｉ含有量は０．１％以上であることが好ましい。但し、多量に添加すると、鍛造性や冷間加工性、浸炭窒化性が低下する場合があるため、Ｓｉ含有量を１．５％以下にすることが好ましい。より好ましいＳｉ含有量は０．３〜０．５％である。

その他はＦｅ及び不可避的不純物であるが、必要に応じてＮｉ、Ｃｕ等を適量添加してもよい。

そして、後述する製造方法により、下記を満足するように調整される。
（ａ）支持軸１１の転送面１３の表面残留オーステナイト量が２０〜５０体積％
（ｂ）支持軸１１の心部２０の残留オーステナイト量が０体積％
（ｃ）軸端部１８ａ、１８ｂの表面硬さが１５０〜３５０ＨＶ
（ｄ）軸端部１８ａ、１８ｂの表面窒素濃度が０．０５％以上
（ｅ）軸端部１８ａ，１８ｂの表面オーステナイト結晶粒度番号が５番以上
（ｆ）軸端部１８ａ，１８ｂの粒界の初析炭化物に非連結部がある

本発明のピニオンシャフト１０を得るには、上記の合金鋼からなる線材を旋削加工して所定形状に加工した後、先ず、８４０〜９６０℃で浸炭窒化処理する。この浸炭窒化により、窒素が侵入して周囲の炭素濃度が低下し、加締め部の延性に悪影響を及ぼす初析炭化物の生成量を低減することができる。具体的には、軸端部１８ａ，１８ｂの表面の窒素濃度を０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上にする。

また、転送面１３の表面残留オーステナイト量が２０〜５０体積％で、心部２０の残留オーステナイト量が０体積％になるようにする。転送面１３の表面残留オーステナイト量を２０〜５０体積％、好ましくは３０〜５０体積％にすることにより、転送面１３に良好な耐久性を付与することができる。また、ピニオンシャフト１０は高温で負荷を受けることがあり、心部２０の残留オーステナイト量を０体積％にすることにより、残留オーステナイトの熱分解に伴うピニオンシャフト１０の曲がりを防止することができる。

更に、軸端部１８ａ，１８ｂの加締め性を良好にするために、表面硬さを１５０〜３５０ＨＶ、好ましくは２００〜３００ＨＶにする。

このような窒素濃度、並びに表面及び心部２０の残留オーステナイト量、軸端部１８ａ，１８ｂの表面硬さにするために、処理温度、処理ガスの組成（ＲＸガス、エンリッチガス、アンモニアガス）及び流量を調整する。

浸炭窒化処理後に、５５０℃まで１．６℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１０℃／ｓｅｃ以上で冷却した後、７００〜７７０℃で焼鈍する。冷却速度の上限には制限はないが、１００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。冷却速度が１．６℃／ｓｅｃよりも遅くなり、焼鈍温度が７００〜７７０℃から外れると、軸端部１８ａ，１８ｂにおいて表面のオーステナイト結晶粒度番号を５番以上の微細粒子にしたり、粒界の初析炭化物に非連結部を形成できなくなる。浸炭窒化後も微細な状態を維持することにより、粗大な場合に比べて初析炭化物の連結を抑制することができ、良好な延性を確保することが可能になり、ひび割れ等の損傷を防止することができる。尚、オーステナイト結晶粒度の測定は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に従うことができ、試験片を採取して電子顕微鏡による観察により、粒界の初析炭化物の連結状態を確認することができる。

そして、転送面１３に高周波焼入れを行い、良好な耐久性を付与する。好ましくは、表面硬さを７００〜８５０ＨＶにする。この高周波焼入れでは、高周波の電磁波による電磁誘導を起こして表面を加熱して焼入れを行うため、表面のみ硬化させて硬さを増し、内部は靭性を保った状態にすることができる。また、軸端部１８ａ，１８ｂを加締め加工可能な状態にすることができる。

このように、本発明のピニオンシャフト１０は、軸端部１８ａ，１８ｂにおいて加締め部の延性に影響を及ぼす初析炭化物の析出が抑えられており、良好な加締め性を有するともに、転送面１３の表面硬化層１９が十分な硬さを有しており耐久性に優れる。

以下に、実施例を挙げて本発明を更に説明するが、本発明はこれにより何ら制限されるものではない。

（実施例１〜１２、比較例１〜８）
表１に示す合金鋼Ａ〜Ｉからなる線材を、旋削加工、熱処理、外径粗研削及び外径仕上げ研削を行ってピニオンシャフトを作製した。尚、合金鋼Ａ〜Ｉは、何れも本発明の組成範囲内である。また、熱処理条件は、８４０〜１０４０℃で１〜５時間の浸炭窒化処理を行った後、０．０５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後、６８０〜７８０℃で２〜４時間大気雰囲気中で焼鈍し、転送面１３については２００ｋＨｚの高周波焼入れ・焼戻しを行った。

作製したピニオンシャフトについて、軸端部から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に従ってオーステナイト結晶粒径を測定するとともに、電子顕微鏡により粒界の初析炭化物の連結状態を観察し、全て網状になっている場合を「連結部無し」、網状につながっていない部分があるものを「連結部有り」と判断した。結果を表２に示す。

また、軸端部について表面硬さ及び表面窒素濃度、支持軸１１について表面または心部２０の残留オーステナイト量、転送面１３の表面硬さを測定した。結果を表２に示す。

更に、加締め性及び耐久性を評価するために下記試験を行った。結果を表２に示す。
（１）加締め試験
作製したピニオンシャフトの軸端部をキャリアに加締め固定した後、延性不足に基づくひびや割れの発生の有無を確認した。具体的には、日本精工株式会社製の加締めプレス試験機を使用して、加締め荷重２３．５ｋＮ、加締め速度４０ｍｍ／ｓｅｃにて各ピニオンシャフトの軸方向端部に加締め部を形成し、加締め部の破損（ひび割れ）の有無を確認した。
（２）耐久性試験
作製したピニオンシャフトの軸端部をキャリアに加締め固定した状態で運転し、強度不足に起因する破損の有無を確認した。具体的には、日本精工株式会社製の油圧式変動加振試験機を使用して、抜け荷重４．７ｋＮ、加振周波数３５Ｈｚ、試験サイクル１００万回にて運転を行い、運転後に加締め部の破損の有無を確認した。また、耐久性試験後には、ピニオンシャフトの曲り量を測定した。

表２に示すように、粒界の初析炭化物に非連結部が有るものは加締め試験での割れが無く、非連結部が無いものは割れが生じている。また、図２に、実施例１〜１２及び比較例４〜６で作製したピニオンシャフトの軸端部の表面窒素濃度と表面硬さとの関係を示す。図中のプロット「●」は加締め試験での割れが無いもの（実施例１〜１２）、プロット「▲」は割れが発生したもの（比較例４〜６）を示す。同図から、点線で示す本発明の範囲から外れると割れが発生しているのに対し、本発明の範囲では割れが発生しないことが分かる。

また、実施例１〜１２、比較例２、３、５、６の加締め試験の結果から、軸端部の結晶粒度及び表面硬さと、割れの発生との間に相関があることを見出した。即ち、下記式１の値が７００〜１８００であれば、図３に示すように、割れが発生しないことを見出した。
式１＝（軸端部の結晶粒度番号−３）×（６００−軸端部の表面硬さ）

式１は軸端部の結晶粒度と表面硬さの両方が割れの発生に関係しており、式１の値を特定の範囲に収めることが割れ防止に必要であることを示している。

更に、実施例１〜１２、比較例８の耐久性試験の結果から、素材のＣｒ含有率及び転送面の残留オーステナイト量と、曲り量との間に相関があることを見出した。即ち、下記式２の値が３０以上の範囲であれば、図４に示すように、曲り量を小さくできるので好ましく、３２〜２００の範囲がより好ましい。
式２＝素材のＣｒ含有率×（６０−転送面の残留オーステナイト体積率）

式２は、素材中のＣｒが残留オーステナイトの分解に影響し、式２の値を特定の範囲に収めることが曲げ防止に必要であることを示している。

本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
本出願は、２０１４年４月１１日出願の日本特許出願（特願２０１４−０８２０３５）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

本発明のピニオンシャフトは、加締め性により優れており、遊星歯車装置の耐久性を大きく向上させることができる。

１０ ピニオンシャフト
１１ 支持軸
１３ 転送面
１５ 中心孔
１６ａ，１６ｂ 分岐孔
１８ａ，１８ｂ 軸端部
１９ 表面硬化層
２０ 心部

Claims (3)

1. 転送面の表面の残留オーステナイト量が２０〜５０体積％で、
   心部の残留オーステナイト量が０体積％であり、かつ、
   軸端部において、表面硬さが１５０〜３５０ＨＶで、表面の窒素濃度が０．０５質量％以上で、オーステナイト結晶粒度番号が５番以上で、粒界の初析炭化物に非連結部があることを特徴とするピニオンシャフト。
2. 質量％で、Ｃ：０．１〜０．２９％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼からなることを特徴とする請求項１記載のピニオンシャフト。
3. 請求項１または２記載のピニオンシャフトの製造方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．１〜０．２９％、Ｃｒ：２．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼を８４０〜９６０℃で浸炭窒化処理し、５５０℃まで１．６℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、７００〜７７０℃で焼鈍し、その後、転送面のみ高周波焼入れ処理することを特徴とするピニオンシャフトの製造方法。

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