WO2015199103A1 - ピニオンシャフト及びその製造方法 - Google Patents

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shaft
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steel
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宮本　祐司
雄介 荒川
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日本精工株式会社
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    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
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    • 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
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    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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.
  • (1) Made of steel and The amount of retained austenite on the surface of the rolling surface is 20 to 50% by volume, The amount of retained austenite in the core is 0% by volume,
  • a pinion shaft characterized by having a surface hardness of 150 to 350 HV and a ferrite decarburized layer of 0.02 to 0.1 mm in the surface layer at the shaft end, and no pro-eutectoid carbide is present in the ferrite decarburized layer. .
  • the steel material is, by mass%, C: 0.1 to 0.29%, Cr: 2.0 to 5.0%, Mo: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to
  • the pinion shaft according to (1) characterized in that the pinion shaft contains 1.5%, Si: 0.1 to 1.5%, and the balance is an alloy steel made of iron and inevitable impurities.
  • the transfer surface has sufficient surface hardness by induction hardening, and is excellent in durability.
  • 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 becomes a rolling 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 rolling 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 16a and 16b are formed by branching from the center hole 15 and extending outward in the radial direction so as to open to the rolling surface 13.
  • a hardened surface layer 19 is formed on the rolling surface 13 of the support shaft 11.
  • the pinion shaft 10 is made of SUJ2-5 high carbon chrome bearing steel, ISO683 bearing steel such as 100CrMnSi6-4, or mass%, 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%, with the balance consisting of iron and inevitable impurities It is preferable to form with alloy steel. 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 necessary to.
  • 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. Furthermore, if it exceeds 0.29%, coarse eutectic carbides are likely to be produced during steelmaking, and the rolling fatigue life and strength may be reduced.
  • a 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. A preferable Cr content is 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
  • Mo content exceeds 1.5%, cold workability and machinability may be reduced, 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.
  • a preferable Mo content is 0.2 to 0.5%.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is 1.5% or less.
  • a preferable Mn content is 0.5 to 1.2%.
  • Si 0.1-1.5%
  • Si silicon
  • Mn a deoxidizing agent
  • Cr and Mn an element effective in improving the bearing life by improving the hardenability and promoting the martensitic transformation of the base and the stabilization of retained austenite. Furthermore, it has the effect
  • a preferable Si content is 0.3 to 0.5%.
  • the amount of retained austenite on the rolling 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 layer of the shaft end portions 18a and 18b has a ferrite decarburized layer of 0.02 to 0.1 mm, and no pro-eutectoid carbide exists in the ferrite decarburized layer.
  • the hardness is preferably 700 to 850 HV, and more preferably 760 to 790 HV, in order to improve the rolling life.
  • the wire made of the above alloy steel it is preferable to turn the wire made of the above alloy steel into a predetermined shape and perform carbonitriding at 830 to 960 ° C. After this carbonitriding treatment, the cooling rate is adjusted and cooling is performed, and annealing is performed at 700 to 830 ° C., preferably 700 to 770 ° C. in the air or nitrogen atmosphere.
  • the rolling surface 13 is subjected to induction hardening / tempering treatment.
  • the rolling surface 13 is made to have a surface retained austenite amount of 20 to 50% by volume and a retained austenite amount of the core 20 of 0% by volume by this carbonitriding process and induction hardening / tempering process.
  • a surface retained austenite amount of the rolling surface 13 By setting the surface retained austenite amount of the rolling surface 13 to 20 to 50% by volume, preferably 30 to 50% by volume, good durability can be imparted to the rolling surface 13.
  • 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 of the shaft end portions 18a and 18b is set to 150 to 350 HV, preferably 200 to 300 HV, by carbonitriding.
  • the processing temperature and the composition of the processing gas are set so that the rolling surface 13, the core part 20, and the shaft end parts 18a and 18b have the above-mentioned retained austenite amount and hardness. And adjust the flow rate.
  • the high frequency output conditions are set appropriately. Since the surface is heated by quenching by causing electromagnetic induction by high frequency electromagnetic waves, only the rolling surface 13 is cured 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.
  • the cooling after the carbonitriding treatment is preferably 1.6 ° C / sec or more, more preferably 10 ° C / sec or more, up to 550 ° C.
  • limiting in the upper limit of a cooling rate 100 degrees C / sec or less is preferable. If the cooling rate is slower than 1.6 ° C./sec and the annealing temperature in the air or nitrogen atmosphere deviates from 700 to 770 ° C., the intended ferrite decarburized layer may not be formed. Further, the annealing time in the air or nitrogen atmosphere is preferably 2 to 5 hours.
  • the shaft end portions 18a and 18b are caulked portions that are subjected to large strains.
  • a ferrite decarburized layer having no pro-eutectoid carbide in the portions at a depth of 0.02 to 0.1 mm, harmful pro-eutectoid It is possible to eliminate the carbide, and to make the ferrite soft and have ductility that can withstand caulking. If the ferrite decarburized layer is shallower than 0.02 mm, the ductile ferrite region is too narrow and it becomes difficult to obtain good caulking properties.
  • the ferrite decarburized layer is formed to be thicker than 0.1 mm, it becomes difficult to perform caulking and fixing, and the ferrite decarburized layer appears on the rolling surface 13, and the surface hardness of the rolling surface 13 satisfies the above. As a result, the durability of the pinion shaft 10 decreases.
  • the pinion shaft 10 of the present invention precipitation of pro-eutectoid carbides affecting the ductility of the caulking portion at the shaft end portions 18a and 18b is suppressed, and the pinion shaft 10 has excellent caulking properties and rolling.
  • the surface hardening layer 19 of the surface 13 has sufficient hardness and is excellent in durability.
  • 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 are carbonitriding for 3 hours at 830 to 930 ° C., cooling by adjusting the cooling rate, and then annealing in air or nitrogen atmosphere at 650 to 830 ° C. for 2 to 10 hours.
  • the transfer surface was subjected to induction hardening and tempering at 200 kHz.
  • the alloy steel H is SUJ2 steel, and the alloy steel I is 100CrMnSi6-4 steel.
  • FIG. 2 shows the relationship between the ferrite decarburization layer depth and the end surface hardness based on Examples 1 to 4 and 10 and Comparative Examples 1 to 4.
  • the plot “ ⁇ ” in the figure is an example, and the plot “ ⁇ ” is a comparative example, but the examples are all within the scope of the present invention indicated by the dotted line in the figure, and no cracks or breakage occurs. On the other hand, in the comparative example deviating from the scope of the present invention indicated by the dotted line, cracks or breakage occurs.
  • Comparative Example 1 the ferrite decarburized layer depth and end surface hardness are within the dotted line, but as shown in Table 2, pro-eutectoid carbide is present in the ferrite decarburized layer, and cracking occurs in the caulking test. Occurred.
  • the caulking property of the caulking type pinion shaft can be further improved.

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Abstract

　鋼材製で、転動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、軸端部において、表面硬さが１５０～３５０ＨＶで、表層に０．０２～０．１ｍｍのフェライト脱炭層を有し、該フェライト脱炭層内に初析炭化物が存在しないピニオンシャフト。

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、初析炭化物が析出していると、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）鋼材製で、かつ、
　転動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、
　軸端部において、表面硬さが１５０～３５０ＨＶで、表層に０．０２～０．１ｍｍのフェライト脱炭層を有し、該フェライト脱炭層内に初析炭化物が存在しないことを特徴とするピニオンシャフト。
（２）前記鋼材が、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あ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（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、所定形状に加工後、浸炭窒化処理した後、大気中または窒素雰囲気中で７００～７７０℃で焼鈍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。 フェライト脱炭層深さと、軸端部の表面硬さとの関係を示すグラフである。 式１の値と。割れの有無との関係を示すグラフである。 式２の値と、破損の有無との関係を示すグラフである。 式３の値と、耐久試験後の曲が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の外周面が転動面１３となり、軸端部１８ａ，１８ｂが加締め部として機能する。また、転動面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動面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の転動面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、ＳＵＪ２～５の高炭素クロム軸受鋼、１００ＣｒＭｎＳｉ６－４等のＩＳＯ６８３の軸受鋼、または質量％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％以上にする必要がある。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、０．２９％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。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。好ましいＣｒ含有量は、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。好ましいＭｏ含有量は、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％以上必要である。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。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％必要である。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％以下にする必要がある。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の転動面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の表層に、０．０２～０．１ｍｍのフェライト脱炭層を有し、かつ、このフェライト脱炭層には初析炭化物が存在しない
　また、転動面１３の表面硬さは、転動寿命向上のためには、７００～８５０ＨＶが好ましく、７６０～７９０ＨＶであることがより好ましい。
　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て、８３０～９６０℃で浸炭窒化処理することが好ましい。この浸炭窒化処理後に、冷却速度を調整して冷却し、大気中または窒素雰囲気中で、７００～８３０℃、好ましくは７００～７７０℃にて焼鈍する。また、転動面１３については、高周波焼入れ・焼戻し処理を行う。
　転動面１３は、この浸炭窒化処理及び高周波焼入れ・焼戻し処理により、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。転動面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、転動面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。
　また、浸炭窒化処理により、軸端部１８ａ，１８ｂの表面硬さを１５０～３５０ＨＶ、好ましくは２００～３００ＨＶにする。
　浸炭窒化処理では、転動面１３、心部２０、軸端部１８ａ，１８ｂが上記の残留オーステナイト量や硬さとなるように、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。
　また、高周波焼入れ・焼戻し処理では、高周波出力条件を適宜設定して行う。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、転動面１３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。
　軸端部１８ａ，１８ｂの処理に当たり、浸炭窒化処理後の冷却は、５５０℃まで１．６℃／ｓｅｃ以上が好ましく、より好ましくは１０℃／ｓｅｃ以上で行う。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、大気中または窒素雰囲気中での焼鈍温度が７００～７７０℃から外れると、目的とするフェライト脱炭層を形成できないおそれがある。また、大気中または窒素雰囲気中での焼鈍時間としては、２～５時間が好ましい。
　軸端部１８ａ，１８ｂは大きな歪を受ける加締め部であり、この部分に初析炭化物が存在しないフェライト脱炭層を０．０２～０．１ｍｍの深さで形成することにより、有害な初析炭化物を無くし、軟質なフェライトにして加締めに耐え得る延性を持たせることができる。フェライト脱炭層が０．０２ｍｍよりも浅くなると、延性のあるフェライト領域が狭すぎて良好な加締め性を得ることが困難になる。一方、フェライト脱炭層を０．１ｍｍよりも厚く形成すると、加締め固定が困難になり、転動面１３にもフェライト脱炭層が現れるようになり、転動面１３の表面硬さが上記を満足しなくなり、ピニオンシャフト１０としての耐久性が低下する。
　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、転動面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１～６）
　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、８３０～９３０℃で３時間の浸炭窒化処理を行った後、冷却速度を調整して冷却し、その後、６５０～８３０℃で２～１０時間大気中または窒素雰囲気中で焼鈍し、転送面については２００ｋＨｚの高周波焼入れ・焼戻しを行った。また、合金鋼ＨはＳＵＪ２鋼であり、合金鋼Ｉは１００ＣｒＭｎＳｉ６－４鋼である。
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、電子顕微鏡によりフェライト脱炭層の深さを測定するとともに、化学分析によりフェライト脱炭素層における初析炭化物の有無を確認した。また、支持軸について表面または心部の残留オーステナイト量、転動面の表面硬さ、軸端部の表面硬さを測定した。それぞれの結果を表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。尚、軸端部の表面硬さが高く、加締め不可能であったものについては本試験を実施しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、軸端部のフェライト脱炭層が本発明の範囲の場合は、加締め試験での割れが無く、耐久性が高い。これに対し、比較例１～３のように、フェライト脱炭層が規定通りに形成されない場合には割れや破損が生じている。また、比較例４～６のように、転動面や心部の残留オーステナイト量が本発明の範囲外である場合も、割れや破損が生じている。
　また、図２に、実施例１～４、１０及び比較例１～４を基に、フェライト脱炭層深さと端部表面硬さとの関係を示す。図中のプロット「●」は実施例、プロット「▲」は比較例であるが、実施例は何れも図中の点線で示す本発明の範囲内であり、割れや破損が発生していないのに対し、点線で示す本発明の範囲から外れる比較例では割れや破損が生じている。尚、比較例１は、フェライト脱炭層深さ及び端部表面硬さが点線内であるが、表２に示すようにフェライト脱炭層に初析炭化物が存在しており、加締め試験で割れが発生した。
　上記に加えて実施例１～１２、比較例２～４の結果から、端部硬さとフェライト脱炭層深さに関する下記式１の値と、加締め試験における割れの有無との間に相関関係があることを見出した。そして、式１の値が０．８～３９．６の範囲であれば、割れが発生しないことが判明した。特に、式１の値が０．８～２５．２の範囲が好ましい。表２に式１の値を併記するとともに、図３に式１の値と割れの有無との関係をグラフ化して示す。
　式１＝（４３０－端部表面硬さ）×フェライト脱炭層深さ
　また、実施例１～１２、比較例３、５、６の結果から、転動面表面硬さと転動面残留オーステナイト量に関する下記式２の値と、耐久性試験における破損の有無との間に相関関係があることを見出した。そして、式２の値が１１７５～７９１０の範囲であれば、破損しないことが判明した。特に、式２の値が２６４０～４４１０の範囲が好ましい。表２に式２の値を併記するとともに、図４に式２の値と破損の有無との関係をグラフ化して示す。
　式２＝（転動面表面硬さ－５５０）×（５５－転動面残留オーステナイト量）
　更に、実施例１～１２の結果から、素材のＣｒ量、転動面残留オーステナイト量及び転動面表面硬さに関する下記式３の値と、耐久性試験後の曲がり量との間に相関関係があることを見出した。そして、式３の値が５４以上であれば、曲がり量を小さくできることが判明した。特に、式３の値が６０以上が好ましい。表２に式３の値を併記するとともに、図５に式３の値と曲がり量との関係をグラフ化して示す。
　式３＝（Ｃｒ量／転動面残留オーステナイト量）×（転動面表面硬さ－６７７）×（６０－転動面残留オーステナイト量）
　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６月２４日出願の日本特許出願（特願２０１４－１２９５０１）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。
　本発明によれば、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ができる。
１０　ピニオンシャフト
１１　支持軸
１３　転動面
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. 　鋼材製で、かつ、
    　転動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、
    　軸端部において、表面硬さが１５０～３５０ＨＶで、表層に０．０２～０．１ｍｍのフェライト脱炭層を有し、該フェライト脱炭層内に初析炭化物が存在しないことを特徴とするピニオンシャフト。
  2. 　前記鋼材が、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あ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、所定形状に加工後、浸炭窒化処理した後、大気中または窒素雰囲気中で７００～７７０℃で焼鈍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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