WO2015156374A1 - ピニオンシャフト及びその製造方法 - Google Patents

ピニオンシャフト及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2015156374A1
WO2015156374A1 PCT/JP2015/061176 JP2015061176W WO2015156374A1 WO 2015156374 A1 WO2015156374 A1 WO 2015156374A1 JP 2015061176 W JP2015061176 W JP 2015061176W WO 2015156374 A1 WO2015156374 A1 WO 2015156374A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
pinion shaft
shaft
retained austenite
caulking
amount
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/061176
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宮本　祐司
Original Assignee
日本精工株式会社
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 日本精工株式会社 filed Critical 日本精工株式会社
Priority to JP2016512782A priority Critical patent/JPWO2015156374A1/ja
Publication of WO2015156374A1 publication Critical patent/WO2015156374A1/ja

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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • 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
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C23C8/28—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 more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • F16H57/00—General details of gearing
    • F16H57/08—General details of gearing of gearings with members having orbital motion
    • 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
    • F16H57/00—General details of gearing
    • F16H57/08—General details of gearing of gearings with members having orbital motion
    • F16H57/082—Planet carriers
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to an alloy pinion shaft used for a planetary gear device and a method for manufacturing the same.
  • the planetary shaft supports a pinion gear via needle rollers.
  • the pinion shaft corresponds to the inner ring of the rolling bearing
  • the inner surface of the pinion gear corresponds to the outer ring
  • the shaft end of the pinion shaft is fixed to the carrier.
  • fixing methods There are two types of fixing methods: a “pinning type” that spans the locking pin and a “clamping type” that plastically deforms the shaft end, and the “clamping type” does not require a locking pin. Therefore, the number of parts can be reduced and the shaft length can be suppressed.
  • the pinion shaft must satisfy the conflicting characteristics of softening the end part and improving the plastic workability while ensuring the strength against shear stress as a rolling bearing. is there.
  • Carbon steel, carbon engineering steel, high carbon chromium bearing steel, case-hardened steel, etc. are used as the material of the pinion shaft.
  • high carbon steel is tempered (tempered) at high temperature after carbonitriding.
  • pinion shafts that have been induction hardened on the transfer surface after reducing the hardness of the caulking part, and pinion shafts that have been carbonitrided with case-hardened steel with increased chromium content to increase the structural stability.
  • This invention is made in view of such a situation, and it aims at further improving the crimping property in a crimping type pinion shaft.
  • the present invention provides the following pinion shaft and a manufacturing method thereof.
  • the amount of retained austenite on the surface of the transfer surface is 20 to 50% by volume
  • the amount of retained austenite in the core is 0% by volume
  • the surface hardness is 150 to 350 HV
  • the surface nitrogen concentration is 0.05% by mass or more
  • the austenite grain size number is 5 or more
  • the pro-eutectoid carbides at the grain boundaries have unconnected parts.
  • Pinion shaft characterized by (2) By mass, C: 0.1 to 0.29%, Cr: 2.0 to 5.0%, Mo: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.5%
  • the transfer surface has sufficient surface hardness by induction hardening, and is excellent in durability.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the surface nitrogen concentration and the surface hardness of the shaft end portion of the pinion shaft produced in Examples 1 to 12 and Comparative Examples 4 to 6. It is a graph which shows the relationship between the value of Formula 1, and the presence or absence of the crack of a caulking test. It is a graph which shows the relationship between the value of Formula 2, and the bending amount after a durability test.
  • the pinion shaft is a caulking type and has, for example, the structure shown in FIG.
  • the outer peripheral surface of the columnar support shaft 11 serves as a transfer surface 13
  • the shaft end portions 18 a and 18 b function as caulking portions.
  • a center hole 15 and branch holes 16a and 16b are provided as oil supply holes for supplying lubricating oil to the transfer surface 13.
  • the center hole 15 has an opening in the radial center of one of the shaft end portions 18a and 18b (here 18a) of the support shaft 11 and extends in the axial direction therefrom.
  • two branch holes 16 a and 16 b are formed by branching from the center hole 15 and extending outward in the radial direction so as to open to the transfer surface 13.
  • a hardened surface layer 19 is formed on the transfer surface 13 of the support shaft 11.
  • the pinion shaft 10 is, in mass%, C: 0.1 to 0.29%, Cr: 2.0 to 5.0%, Mo: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.00.
  • the alloy steel is preferably made of 1 to 1.5%, Si: 0.1 to 1.5%, the balance being iron and inevitable impurities. Below, alloy components, such as C and Cr, are demonstrated.
  • C 0.1 to 0.29%
  • C carbon
  • carbide by combining with carbide forming elements such as Fe, Cr, Mo, etc. It is an element that has an enhancing effect.
  • carbonitriding is performed in order to obtain the hardness required for rolling fatigue resistance.
  • the cost is increased, so that the C content is 0.1% or more in order to shorten the processing time. It is preferable to make it.
  • the C content exceeds 0.29%, forgeability, cold workability, and machinability may be reduced, resulting in an increase in processing cost.
  • the rod formability is poor, and particularly when the shaft diameter is 15 mm or less, plastic working is difficult, and cracks and cracks are likely to occur during molding. Further, if it exceeds 0.5%, coarse eutectic carbides are likely to be produced during steelmaking, and the rolling fatigue life and strength may be reduced. A more preferable C content is 0.15 to 0.24%.
  • Cr chromium
  • Cr is an element having a function of improving the hardenability, temper softening resistance, corrosion resistance, and rolling fatigue life by dissolving in a matrix. It also has the effect of substantially preventing the movement of interstitial solid-solution elements such as carbon and nitrogen, making the base structure stable, and greatly reducing the lifespan at the time of hydrogen intrusion.
  • the carbides finely distributed in the alloy steel are composed of carbides such as (Fe, Cr) 3 C, (Fe, Cr) 7 C 3 , (Fe, Cr) 23 C 6 and the like having higher hardness, It also has the effect of increasing wear resistance.
  • the retained austenite is not easily decomposed by heat, and as a result, it is difficult to plastically deform. Therefore, if the Cr content is less than 2.0%, these effects may not be sufficiently obtained. However, if the Cr content exceeds 5.0%, cold workability, machinability, and carbonitriding may decrease, leading to an increase in cost. Furthermore, coarse eutectic carbides are likely to be produced during steel making, and the rolling fatigue life and strength may be reduced. Accordingly, the Cr content is preferably 2.0 to 5.0%, more preferably 2.5 to 3.5%.
  • Mo molybdenum
  • Mo is an element having a function of increasing the hardenability, temper softening resistance, corrosion resistance, and rolling fatigue life by dissolving in a matrix as in Cr. Moreover, like Cr, it has the effect
  • the Mo content is preferably 0.1 to 1.5%, more preferably 0.2 to 0.5%.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is preferably 1.5% or less.
  • a more preferable Mn content is 0.5 to 1.2%.
  • Si 0.1-1.5%
  • Si silicon
  • the Si content is preferably 0.1% or more.
  • the Si content is preferably 1.5% or less.
  • a more preferable Si content is 0.3 to 0.5%.
  • the amount of retained austenite on the transfer surface 13 of the support shaft 11 is 20 to 50% by volume.
  • the amount of retained austenite at the core 20 of the support shaft 11 is 0% by volume.
  • the surface hardness of the shaft end portions 18a and 18b is 150 to 350 HV.
  • the surface nitrogen concentration of the shaft end portions 18a and 18b is 0.05% or more.
  • the surface austenite grain size number of the shaft end portions 18a and 18b is 5 or more.
  • the wire material made of the above alloy steel is turned into a predetermined shape, and first, carbonitriding at 840 to 960 ° C. is performed.
  • carbonitriding the amount of pro-eutectoid carbides that adversely affects the ductility of the caulking portion can be reduced by intruding nitrogen and lowering the surrounding carbon concentration.
  • the nitrogen concentration on the surfaces of the shaft end portions 18a and 18b is set to 0.05% or more, preferably 0.08% or more.
  • the amount of retained austenite on the transfer surface 13 is set to 20 to 50% by volume, and the amount of retained austenite in the core 20 is set to 0% by volume.
  • the transfer surface 13 can be provided with good durability.
  • the pinion shaft 10 may be subjected to a load at a high temperature. By setting the amount of retained austenite of the core 20 to 0% by volume, it is possible to prevent the pinion shaft 10 from being bent due to thermal decomposition of the retained austenite.
  • the surface hardness is set to 150 to 350 HV, preferably 200 to 300 HV.
  • the processing gas composition RX gas, enriched gas, ammonia gas
  • the steel After carbonitriding, the steel is cooled to 550 ° C. at 1.6 ° C./sec or more, preferably 10 ° C./sec or more, and then annealed at 700 to 770 ° C.
  • limiting in the upper limit of a cooling rate 100 degrees C / sec or less is preferable.
  • the surface austenite grain size number is changed to 5 or more fine particles at the shaft end portions 18a and 18b, or the grain boundary It becomes impossible to form a non-connecting portion in the pro-eutectoid carbide.
  • the austenite crystal grain size can be measured according to JIS G0551, and the connected state of proeutectoid carbides at grain boundaries can be confirmed by collecting test pieces and observing them with an electron microscope.
  • induction hardening is performed on the transfer surface 13 to give good durability.
  • the surface hardness is 700 to 850 HV.
  • induction hardening since induction is performed by heating the surface by causing electromagnetic induction by high frequency electromagnetic waves, only the surface is hardened to increase the hardness, and the inside can be kept in toughness. Further, the shaft end portions 18a and 18b can be made into a state that can be caulked.
  • a pinion shaft was manufactured by performing turning, heat treatment, outer diameter rough grinding, and outer diameter finish grinding on the wires made of alloy steels A to I shown in Table 1. Alloy steels A to I are all within the composition range of the present invention.
  • the heat treatment conditions were carbonitriding at 840 to 1040 ° C. for 1 to 5 hours, cooling at a cooling rate of 0.05 to 20 ° C./sec, and then at 680 to 780 ° C. for 2 to 4 hours.
  • the transfer surface 13 was annealed in an air atmosphere and subjected to induction hardening and tempering at 200 kHz.
  • FIG. 2 shows the relationship between the surface nitrogen concentration and the surface hardness of the shaft end portion of the pinion shaft produced in Examples 1 to 12 and Comparative Examples 4 to 6.
  • Plot “ ⁇ ” in the figure indicates that no cracking occurred in the caulking test (Examples 1 to 12), and plot “ ⁇ ” indicates that cracking occurred (Comparative Examples 4 to 6). From the figure, it can be seen that cracks occur when they are out of the range of the present invention indicated by the dotted lines, whereas cracks do not occur within the range of the present invention.
  • Formula 1 indicates that both the crystal grain size and surface hardness of the shaft end are related to the occurrence of cracks, and that the value of Formula 1 within a specific range is necessary for crack prevention.
  • Formula 2 shows that Cr in the material affects the decomposition of retained austenite, and it is necessary to prevent bending to keep the value of Formula 2 within a specific range.
  • the pinion shaft of the present invention is superior in caulking properties, and can greatly improve the durability of the planetary gear device.

Landscapes

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

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

ピニオンシャフト及びその製造方法
　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）７Ｃ３、（Ｆｅ，Ｃｒ）２３Ｃ６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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
PCT/JP2015/061176 2014-04-11 2015-04-09 ピニオンシャフト及びその製造方法 WO2015156374A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016512782A JPWO2015156374A1 (ja) 2014-04-11 2015-04-09 ピニオンシャフト及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014082035 2014-04-11
JP2014-082035 2014-04-11

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015156374A1 true WO2015156374A1 (ja) 2015-10-15

Family

ID=54287946

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/061176 WO2015156374A1 (ja) 2014-04-11 2015-04-09 ピニオンシャフト及びその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JPWO2015156374A1 (ja)
WO (1) WO2015156374A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112343973A (zh) * 2017-01-16 2021-02-09 住友重机械工业株式会社 减速装置用组件及其热处理方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002030338A (ja) * 2000-05-12 2002-01-31 Nakamura Seisakusho:Kk 鋼材の高濃度浸炭焼入方法および高濃度浸炭焼入部品
JP2006002194A (ja) * 2004-06-16 2006-01-05 Nsk Ltd 軸の製造方法
WO2009054530A1 (ja) * 2007-10-24 2009-04-30 Nippon Steel Corporation 高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5978734B2 (ja) * 2012-04-25 2016-08-24 日本精工株式会社 ピニオンシャフト

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002030338A (ja) * 2000-05-12 2002-01-31 Nakamura Seisakusho:Kk 鋼材の高濃度浸炭焼入方法および高濃度浸炭焼入部品
JP2006002194A (ja) * 2004-06-16 2006-01-05 Nsk Ltd 軸の製造方法
WO2009054530A1 (ja) * 2007-10-24 2009-04-30 Nippon Steel Corporation 高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112343973A (zh) * 2017-01-16 2021-02-09 住友重机械工业株式会社 减速装置用组件及其热处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2015156374A1 (ja) 2017-04-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10151010B2 (en) Soft nitrided induction hardened steel part
JP5094126B2 (ja) 転がり、摺動部品およびその製造方法
KR101726251B1 (ko) 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법
JP5556151B2 (ja) 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法
JPWO2017039012A1 (ja) ばね用鋼線およびばね
WO2013065718A1 (ja) 鋼製部品の製造方法
JP5168958B2 (ja) 転動軸
US20160251744A1 (en) Bearing steel
JP5558887B2 (ja) 低サイクル疲労強度に優れるＴｉ、Ｂ添加鋼を用いた高強度部品の製造方法
US20170335440A1 (en) Fatigue-resistant bearing steel
JP6055397B2 (ja) 耐摩耗性に優れた軸受部品、およびその製造方法
JP5292897B2 (ja) 異物環境下での疲労特性に優れた軸受部品およびその製造方法
GB2558650A (en) Near-eutectoid bearing steel
JP2006233269A (ja) 強度−捻れ特性バランスに優れた鋼部品およびその製造方法と該鋼部品用鋼材
JP2008088484A (ja) 疲労特性に優れた軸受用鋼部品およびその製造方法
JP5990428B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
JP5402711B2 (ja) 浸炭窒化層を有する鋼製品およびその製造方法
WO2015199103A1 (ja) ピニオンシャフト及びその製造方法
JP6225613B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP2007107046A (ja) 高周波焼入れ用鋼材
WO2015156374A1 (ja) ピニオンシャフト及びその製造方法
KR101713677B1 (ko) 전동피로수명 특성이 우수한 고질소 공기 경화형 베어링강 및 그 제조방법
JP2015183227A (ja) 真空浸炭用鋼材及びその製造方法
JP2013228032A (ja) ピニオンシャフト
JP5976581B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15777123

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016512782

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15777123

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1