JP2019189925A - 摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐久性の低下を抑制しながら、硬度を強化した摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼製の基材（３）と、基材に含まれる粒状の鉄炭化物（２）と、基材に含まれ、金属と炭素とを構成元素として含む金属炭化物（１）とを含み、鉄炭化物（２）および金属炭化物（１）の体積率は、基材の表面から内部への深さ方向に沿って減少し、金属はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｗ、ＨｆおよびＭｏからなる群から選択された１種類以上であることを特徴とする摺動部材（１０ａ）を提供する。【選択図】図１

Description

本発明は、摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法に関する。

軸受け、ボールねじ、チェーン、カム、歯車およびスプラインなどの摺動部材の表面は、摺動に伴いピッチングやフレーキングと呼ばれる疲労損傷が発生する場合があることが知られている。これらの疲労損傷は摺動部材の寿命を減じるため、摺動部の疲労強度を向上させるための種々の方法が提案されている。また、摺動部の疲労強度を向上させることで、部品を小型化および低コスト化できる利点もある。

特許文献１では、鋼製の摺動部材において、熱処理で得られた硬化層の表層部に、硬化層の表面硬度と同じかまたはこれよりも硬度の高い多数の硬質粒子を結晶状態で点在させた摺動部材が提案されている。この硬質粒子は当該摺動部材に元々含まれていたＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれかの元素の酸化物、炭化物または窒化物で、マルテンパー処理で硬化層粒子の含まれる厚みを２０から３０μｍ程度に形成することが示されている。硬化層の表層部に露出した多数の硬質粒子がいわゆる「アンカー効果」を発揮してその場所に留まろうとすることによって、硬質粒子の周囲の硬化層表層部が被摺動部材の摺動によって塑性流動を起こすことを効果的に防止し、摺動部材の表面の凝着摩耗を低減でき、耐摩耗性が向上するとしている。

特開２０１５−１４３００号公報

軸受け、ボールねじ、チェーン、カム、歯車およびスプラインなどの摺動部材は、相対する２部品以上の組み合わせで構成されるため、損傷が生じやすい側の部品（以下、強化部品と称する。）だけ表面を硬くする強化処理を施しても、相対する部品（以下、相対部品と称する。）の硬さによっては、強化部品が相対部品を攻撃し損傷させる可能性が考えられる。このため、相対部品が損傷する可能性のある場合は、相対部品も強化部品と同等の寿命を持つように強化処理を施す必要が生じる。

このような背景から、相対部品が損傷しない程度に一方または両方の部材の硬度を調節する必要が生じる場合がある。相対部品を損傷させない程度に強化部品の表面硬度を高くするには、例えば特許文献１にて「硬質粒子」として記載された金属炭化物の点在量を減らすことで対応可能と考えられるが、この金属炭化物の点在量を減らすことにより、金属炭化物同士の距離が離れてしまうので、金属炭化物のアンカー効果が小さくなり、耐久性が低下することが懸念される。

本発明は、上記事情に鑑み、耐久性の低下を抑制しながら、硬度を強化した摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法の提供を目的とする。

上記課題を解決する本発明の第１の態様は、鋼製の基材と、基材に含まれる粒状の鉄炭化物と、基材に含まれ、金属と炭素とを構成元素として含む金属炭化物とを含み、鉄炭化物および金属炭化物の体積率は、基材の表面から内部への深さ方向に沿って減少し、金属はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｗ、ＨｆおよびＭｏからなる群から選択された１種類以上であることを特徴とする摺動部材である。

本発明の第２の態様は、内周面に雌ねじ溝が形成されたナットと、ナットの軸心に配置されると共に外周面に雌ねじ溝に対峙する雄ねじ溝が形成されたラックスクリューと、雌ねじ溝と雄ねじ溝との間に介装された複数個の循環ボールとを有するボールねじ機構と、ボールねじ機構を収納するステアリングギアケースと、ボールねじ機構の駆動に供される電動モータと、電動モータの回転駆動力をナットに伝達する動力伝達機構とを有し、ラックスクリューまたは循環ボールは、上記本発明の摺動部材であることを特徴とするパワーステアリング装置である。

本発明の第３の態様は、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｗ、ＨｆおよびＭｏからなる群から選択された１種類以上の金属を鋼製の基材に浸透させる金属浸透工程と、炭素を基材に浸透させる炭素浸透工程とを有し、炭素浸透工程は、基材に炭素を過共析となる濃度以上浸透させることを特徴とする摺動部材の製造方法である。

本発明の第４の態様は、内周面に雌ねじ溝が形成されたナットと、ナットの軸心に配置されると共に外周面に雌ねじ溝に対峙する雄ねじ溝が形成されたラックスクリューと、雌ねじ溝と雄ねじ溝との間に介装された複数個の循環ボールとを有するボールねじ機構と、ボールねじ機構を収納するステアリングギアケースと、ボールねじ機構の駆動に供される電動モータと、電動モータの回転駆動力をナットに伝達する動力伝達機構とを有するパワーステアリング装置の製造方法において、ラックスクリューまたは循環ボールは上記本発明の摺動部材で構成され、摺動部材は、上記本発明の摺動部材の製造方法により製造されることを特徴とするパワーステアリング装置の製造方法である。

本発明のより具体的な構成は、特許請求の範囲に記載される。

本発明によれば、耐久性の低下を抑制しながら、硬度を強化した摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法を提供することができる。

上記した以外の課題、構成および効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。

実施例１の摺動部材の模式図 実施例１の断面の観察写真 図２ＡのＡ部分（表面付近の部分）に対応する部分のＳＥＭ観察写真とＥＰＭＡによる元素分析の結果 図２ＡのＢ部分（表面から５００μｍ深い部分）に対応する部分のＳＥＭ観察写真とＥＰＭＡによる元素分析の結果 実施例２の摺動部材の模式図 図３Ａの点線部分のレーザー顕微鏡観察写真 実施例３の摺動部材の模式図 図４Ａの点線部分のレーザー顕微鏡観察写真 スラスト疲労試験に用いた装置の模式図 比較例１の試験片の模式図 図６Ａの組織の観察写真 比較例２の試験片の模式図 図７ＡのＳＥＭ観察写真 図７ＢのＥＰＭＡによるマッピング 比較例３の試験片の模式図 図８Ａの組織の観察写真 実施例４〜６および比較例１〜３のスラスト疲労試験の結果を示すグラフ 実施例４、７〜１０および比較例１のスラスト疲労試験の結果を示すグラフ 実施例４、７〜１０の試験片５とボール６の硬度差と寿命比の関係を示すグラフ 電動パワーステアリング装置の断面模式図 図１２のボールねじ機構の拡大図 ラックスクリュー１３へスラリーを塗布する装置の模式図 実施例１１で用いる熱処理装置の模式図 実施例１１および比較例４の電動パワーステアリング装置の耐久試験結果を示すグラフ スラスト疲労試験片をレーザー合金化処理する装置の一例を示す模式図 実施例１２の組織の模式図、レーザー合金化領域を示すマイクロスコープで撮影したマクロ写真およびレーザー合金化で構成された詳細組織写真 ラックスクリュー１３の外面ねじ部へレーザー合金化処理を施す装置の模式図 本発明の摺動部材の製造方法の一例を示すフロー図 鉄−炭素平衡状態図 実施例１４の電動パワーステアリング装置のボールねじ機構を構成するラックスクリュー１３とボール６とが接触する箇所の拡大図 図２２のラックスクリュー１３の表面を拡大する図

以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。ただし、ここで取り上げた実施形態に限定されることはなく、発明の要旨を変更しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。

本発明を以下の実施例１〜１４に基づいて詳述する。

［実施例１］
図１は実施例１の摺動部材の模式図である。図１に示すように、摺動部材１０ａは、鋼製の基材４と、基材４に含まれる金属炭化物１および鉄炭化物２を有する。金属炭化物１は基材４の内部で点在しており、鉄炭化物２は基材４の内部で粒子状に点在している。そして、金属炭化物１および鉄炭化物２の体積率は、基材４の表面（気相側の表面）４０から内部への深さ方向に沿って減少している。

基材４は鋼で構成される。図１では、基材４の金属炭化物１および鉄炭化物２が存在する部分（硬質層、表面強化層などとも称される。）は、マルテンサイト組織を有するマルテンサイト層３を有している。

また、金属炭化物（硬質粒子）１は金属と炭素（Ｃ）とを構成元素として含むものであり、金属はチタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タングステン（Ｗ）、ハフニウム（Ｈｆ）およびモリブデン（Ｍｏ）からなる群から選択された１種類以上であり、本実施例ではバナジウムである。金属炭化物は、金属と炭素が１対１結合するものであることが好ましい。このような金属炭化物は、硬度が特に高い。

図２Ａは実施例１の断面の観察写真である。図２Ｂは図２ＡのＡ部分（表面付近の部分）に対応する表面付近のＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察写真とＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）による元素分析の結果である。図２Ｃは図２ＡのＢ部分に対応する部分（表面から５００μｍ深い部分）のＳＥＭ観察写真とＥＰＭＡによる元素分析の結果である。

図２Ｂから、基材の表面近傍に、金属元素としてバナジウム５０と炭素が結合してなるバナジウム炭化物（ＶＣ）５０と、鉄と炭素が結合してなる鉄炭化物２が、マルテンサイト層３中に粒状に点在していることが分かる。このような粒状の鉄炭化物は、マルテンサイトの成長を阻害し、マルテンサイト層３の粗大化を抑制することができる。一方、針状の鉄炭化物では、マルテンサイト層３の粗大化を抑制し難い。図２Ｃからは、表面から約５００μｍの深さで、バナジウム炭化物５０と鉄炭化物２が、マルテンサイト層３中に点在していることが分かる。また、図２Ｂおよび図２Ｃから、バナジウム炭化物５０と鉄炭化物２の体積率は、基材４の表面４０から内部への深さ方向に沿って減少している。すなわち、基材４中のバナジウム炭化物５０および鉄炭化物２の濃度は、基材４の表面から内部側にかけて減少していることが分かる。

上述した構成により、摺動部材を構成する部品の硬度差を一定値以下に抑え、硬化層の厚さを、ヘルツの接触理論から導かれる最大せん断応力が生じる深さより十分に深くし、かつ、研削加工代を十分に上回る硬化層を有する摺動部材を得ることができる。

摺動部材は、例えば後述するパワーステアリング装置のラックスクリュー、ボールおよびナットに用いることができる。ラックスクリューとボール、ボールとナットがそれぞれ力を付加された状態で接しているため、接する二部材の硬度差が大きい場合、一方がもう一方の部材を損傷させる場合がある。すなわち、荷重を受けることで生じるヘルツの接触理論から導かれるヘルツの最大応力は、ボールねじの幾何学形状から、ラックスクリューとボールが最も大きく、ナットはそれより小さくなる。このため、ラックスクリューを強化部品として硬質粒子を点在させる表面処理を施し硬度を高くすると、相対部品であるボールが損傷する可能性がでてくる。

上記背景から、摺動部材を構成する部品の硬度差を一定値以下に抑えるためには、硬質層の硬度を任意に調整できる必要がある。本実施例の摺動部材１０ａは、硬質層の母材となるマルテンサイト層（ビッカース硬さ：５００Ｈｖ〜８００Ｈｖ）と、マルテンサイト層中に分散した金属炭化物１（ビッカース硬さ：約２５００Ｈｖ）と、同じくマルテンサイト層中に分散する鉄炭化物２（ビッカース硬さ：約１２００Ｈｖ）を含有し、金属炭化物１および鉄炭化物２の含有量や、金属炭化物１と鉄炭化物２の含有比率を調整することで、硬質層の硬度を調整できる。具体的には、摺動部材１０ａの製造において、金属元素の浸透条件と炭素の浸透条件を調整することで、基材４中への金属元素および炭素の浸透量を制御し、金属炭化物１と鉄炭化物２の含有量を調整できる。

単純に金属炭化物の量を減らすことでも硬さを調節することも可能だが、この場合、金属炭化物同士の距離が大きくなるためアンカー効果が小さくなってしまう。ここでアンカー効果とは、鋼材の組織が成長する際に、粒状の粒子がアンカーとして作用してこの成長・粗大化を抑えること効果である。組織の粗大化を抑制することにより、部分的に強度が弱い部分が生じることを防ぐことができる。金属炭化物の量を減らす一方で、金属炭化物１と基材４のマルテンサイト層３との中間硬度をもつ鉄炭化物２を添加することで、アンカー効果の低下による耐久性低下を抑制しながら、必要な硬度に調節することができる。

ここで、上記アンカー効果を奏するために鉄炭化物は粒状で存在する必要があり、例えば、鋼材中にもともと含まれる可能性のある層状・針状の組織であるパーライトおよびセメンタイト等では不十分である。粒状の鉄炭化物の直径は、例えば０．５μ以上５μｍ以下（鋼材組織の粒界であれば１μ以上５μｍ以下、粒内であれば０．５μｍ以上１μｍ以下）であり、アスペクト比は１以上５以下である。

なお、鉄炭化物２を生成するには、過共析となる濃度（炭素が約０．８重量％以上）以上の炭素を浸透させる必要がある。図２１は鉄−炭素平衡状態図である。図２１に示すように、過共析以上の状態のオーステナイト状態から浸炭してＡ_ｃｍ線以下まで冷却し、固溶しきれない炭素を析出させて、焼き入れ工程により固定することで粒状の鉄炭化物を設けることができる。ここで、Ａ_１変態点（約７２７℃）より大きい点（例えば８５０℃）まで下げる方法（図２１中の（１））と、一度、Ａ_１変態点（例えば６００℃）以下の点まで下げてから８５０℃まで再加熱する方法（図２１中の（２））のいずれを用いてもよい。それぞれの工程は、後述する実施例１および実施例１１で説明する。ここで、金属元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗが高硬度の金属炭化物１を構成するためより好適である。摺動部材の硬質層の硬度差は、ビッカース硬さで約２００Ｈｖ以内が好適である。

図２０は本発明の摺動部材の製造方法の一例を示すフロー図である。本発明の摺動部材の製造方法は、図２０に示すように、基材に金属を含むスラリーを塗布する工程（Ｓ１）と、熱処理をして基材に金属を浸透（拡散）させる工程（Ｓ３）と、炭素を含むガスを導入する工程（Ｓ３）と、熱処理をして基材に炭素を浸透させる工程（Ｓ４）とを有する。以下、図１〜図２Ｃに示す組織を有する摺動部材の作製法の一例を示す。

基材４を構成する材料は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃで、約０．４５質量パーセントの炭素Ｃを含む鉄鋼材である。基材４として、外径１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの丸棒試料を用いた。

２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させスラリーを作製した。作製したスラリーに、Ｓ４５Ｃ丸棒試料を浸漬し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料の外表面にスラリー膜を構成した。Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面を、高周波で、バナジウムが約５００μｍ拡散するように加熱・保持した。本実施例の場合は、温度：１３００℃、保持時間：５分である。その後、浸炭ガスを流し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面に炭素を約５００μｍ拡散させた。本実施例の場合は、温度：１２００℃、保持時間：５分で、浸炭ガスにはアセチレンを用いた。

その後、Ｓ４５Ｃ丸棒試験片の温度を約８５０℃まで低下させ、水溶性焼入れ油をＳ４５Ｃ丸棒試験片の外表面に噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持：時間９０分で実施した。焼戻しを行うことで、じん性を向上することができる。このＳ４５Ｃ丸棒試料を切断研磨して上述した観察試料として調整した。

バナジウムおよび炭素の浸透経路は主に粒界となるため、粒界へのバナジウム炭化物および鉄炭化物２の選択的な生成を防止するために、バナジウムを温度：１３００℃、保持時間：５分、炭素を温度：１２００℃、保持時間：５分浸透させた後、温度を鉄−炭素系平行状態図のＡ１変態点（約７２７℃）未満の温度、例えば６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し焼入れを実施することがより好適である。

また、表面から約５０μｍ深い位置における断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖから９５０Ｈｖであった。本実施例では、金属元素としてバナジウムを用いた例を示したが、バナジウムと同様に高硬度の金属炭化物を構成するチタン、ニオブ、タンタルジルコニウム、タングステン、ハフニウム及びモリブデンからなる群から選択された１種類以上の金属元素を用いても良い。

［実施例２］
図３Ａは実施例２の摺動部材の一例を示す模式図であり、図３Ｂは図３Ａの点線部分のレーザー顕微鏡観察写真である。実施例２に示す摺動部材１０ｂは、実施例１と同様に、基材４のマルテンサイト層３中に点在する金属炭化物１と鉄炭化物２を有し、金属炭化物１および鉄炭化物２の体積率は、基材４の表面４０から内部への深さ方向に沿って減少している。さらに、鉄炭化物２は、基材４の内部において、金属炭化物１よりも深い部分（図３Ａの点線で囲んだ部分）に存在している。摺動部材１０ｂでは、表面から鉄炭化物２が存在している層までが硬質層となる。

図３Ｂに、鉄炭化物２が金属炭化物１よりも基材の内部側まで浸透した部分の様子を示している。図３Ｂは図３Ａの基材４の点線部分を、鉄炭化物２がエッチングされやすいピクリン酸ソーダでエッチングしたレーザー顕微鏡写真である。図３Ｂに示すように、マルテンサイト層３中に、黒くエッチングされた鉄炭化物２が点在していることが分かる。

金属元素は、基材中への浸透距離が炭素より短いため、金属元素の浸透で生成する金属炭化物粒子と鉄炭化物粒子とを含む硬質層を十分厚くすることは工業的には現実的でない場合がある。そこで、金属炭化物粒子と鉄炭化物粒子の両方を含む硬質層は必要最低限の厚さに抑え、その硬質層の内側に、マルテンサイト中に鉄元素と炭素が結合して成る鉄炭化物粒子が分散して成る硬化層を設けることの方が、工業的には現実的である。すなわち、浸透に時間がかかる金属炭化物は表面付近に留め、浸透が容易な鉄炭化物をその奥まで浸透させて目的の強度を達成させることにより、金属炭化物粒子と鉄炭化物粒子を同じ深さまで浸透させるよりも製造時間を短くすることができる。

金属炭化物粒子と鉄炭化物を含む硬化層は、ヘルツの接触理論から導かれる最大せん断応力が生じる深さより十分に深くし、かつ、研削加工代を十分に上回る表面強化層厚さとすることが望ましく、研削加工代と、ヘルツの接触理論から導かれる最大せん断応力が生じる深さの２倍程度以上を加えた厚さが好適である。

以下、図３Ａおよび図３Ｂに示す組織を有する摺動部材の作製法の一例を示す。基材４を構成する材料は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃで、約０．４５質量パーセントの炭素を含む鉄鋼材である。基材として、外径１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの丸棒試料を用いた。

２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させスラリーを作製した。作製したスラリーに、Ｓ４５Ｃ丸棒試料を浸漬し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料の外表面にスラリー膜を構成した。Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面を、高周波で、バナジウムが約５００μｍ拡散するように加熱・保持した。本実施例の場合は、温度：１３００℃で保持時間：５分である。その後、浸炭ガスを流し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面に炭素Ｃを約１０００μｍ拡散させた。本実施例の場合は、温度：１２００℃で保持時間：２０分で、浸炭ガスにはアセチレンを用いた。実施例１と比較すると、炭素の浸透時間を５分から２０分に増加させている。これは、鉄炭化物２を金属炭化物１より深く浸透させるための処理である。

その後、Ｓ４５Ｃ丸棒試験片の温度を約８５０℃まで低下させ、水溶性焼入れ油をＳ４５Ｃ丸棒試験片の外表面に噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。このＳ４５Ｃ丸棒試料を切断研磨して上述した観察試料として調整した。

バナジウムおよび炭素の浸透経路は主に粒界となるため、粒界へのバナジウム炭化物および鉄炭化物の選択的な生成を防止するために、バナジウムを温度：１３００℃、保持時間：５分、炭素を温度：１２００℃、保持時間：２０分浸透させた後、温度を鉄−炭素系平行状態図のＡ１変態点（約７２７℃）未満の温度、例えば６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し焼入れを実施することがより好適である。

また、表面から約５０μｍ深い位置における断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖから９５０Ｈｖであった。鉄炭化物２が金属炭化物１よりも基材の内部側まで浸透している表面から約６００μｍ深い位置における断面のビッカース硬さは７５０Ｈｖ〜８５０Ｈｖであった。

［実施例３］
図４Ａは実施例３の摺動部材の一例を示す模式図であり、図４Ｂは図４Ａの点線部分のレーザー顕微鏡観察写真である。図４Ａに示すように、摺動部材１０ｃは、基材を構成するマルテンサイト層３と、マルテンサイト層３に含まれる金属炭化物１および鉄炭化物２を有し、金属炭化物１および鉄炭化物２の体積率は、基材の表面から内部への深さ方向に沿って減少している。さらに、金属炭化物１および鉄炭化物２が存在する層よりもさらに深い部分までマルテンサイト層３が形成されている。摺動部材１０ｃでは、表面から金属炭化物１および鉄炭化物２が存在する層よりもさらに深い部分まで形成されたマルテンサイト層３までが硬質層となる。

図４Ｂは図４Ａの基材４の点線部分を、鉄炭化物２がエッチングされやすいピクリン酸ソーダでエッチングしたレーザー顕微鏡写真である。図４Ｂに示すように、黒くエッチングされた針状のマルテンサイト層３が存在することが分かる。

金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、その内側の鉄炭化物を有する層と、さらに、その内側にマルテンサイトからなる硬化層を設けることで、金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、その内側の鉄炭化物２を有する層の厚さの自由度が増加する。また、金属炭化物および鉄炭化物が浸透していない箇所を残して必要な硬度に調節することで、製造工程の簡略化および高強度化を図ることができる。

すなわち、金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層を構成するためには、金属元素と炭素を浸透させる必要があり、浸透量と浸透深さは温度と時間で支配されるから、必要硬さおよび必要最低限の厚さに抑えることが工業的である。同様に、鉄炭化物２を有する硬化層を構成するためには炭素を浸透させる必要があり、浸透量と浸透深さは温度と時間で支配されるから、必要硬さおよび必要最低限の厚さに抑えることが工業的である。

そのため、金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、鉄炭化物２を有する硬化層の内部の組織が母材なみに軟らかい場合は、軟質層の上に金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、鉄炭化物２を有する硬化層が構成された状態であり、金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、鉄炭化物２を有する硬化層が摺動で働く荷重に抗したとしても、鉄炭化物２を有する硬化層の内側の母材なみに柔らかい組織が疲労破壊することが起こりうる。これを例えると、豆腐の上に鉄板をおいて鉄板の上に重量物を載せて摺動させるような形態である。

このことから、より工業的な成立性を考慮すると、金属炭化物１と鉄炭化物２を有する硬化層と、鉄炭化物２を有する硬化層の内部にマルテンサイトから成る硬化層を設ける構成が好適である。マルテンサイトから成る硬化層は焼入れで容易に構成することができる。マルテンサイトから成る硬化層を構成する主要元素は炭素であり、例えば、炭素を０．１５質量パーセント以上含有する鋼であれば、焼入れによりマルテンサイトから成る硬化層を構成できる。

また、マルテンサイトから成る硬化層厚さは、合金元素、例えばマンガン、クロム、ニッケルおよびモリブデンなどの焼入れ性を向上させる元素を所定量含有する鋼製の基材であれば、含有量に応じてマルテンサイトから成る硬化層厚さを調整できる。また、炭素が０．１５質量パーセントを下回るような鋼製の基材であれば、炭素を鋼製の基材の必要深さまで浸透させることでマルテンサイトから成る硬化層を構成できる。

以下、図４Ａおよび図４Ｂに示す組織を有する摺動部材の作製法の一例を示す。基材４を構成する材料は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃで、約０．４５質量パーセントの炭素Ｃを含む鉄鋼材である。基材として、外径１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの丸棒試料を用いた。

２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させスラリーを作製した。作製したスラリーに、Ｓ４５Ｃ丸棒試料を浸漬し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料の外表面にスラリー膜を構成した。Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面を、高周波で、バナジウムが約５００μｍ拡散するように加熱・保持した。本実施例の場合は、温度：１３００℃、保持時間：５分である。その後、浸炭ガスを流し、Ｓ４５Ｃ丸棒試料外表面に炭素を約２０００μｍ拡散させた。本実施例の場合は、温度：１２００℃、保持時間：８０分で、浸炭ガスにはアセチレンを用いた。

実施例２と比較すると、炭素の浸透時間を２０分から８０分に増加させている。これは、鉄炭化物２を金属炭化物１より深く浸透し、更に、その内部にマルテンサイト層３を構成させるための処理である。ここで、マルテンサイト層３の炭素濃度は、共析以下（炭素が約０．８質量％以下）の炭素を浸透させることで、粒子状の鉄炭化物を生成させないことが可能である。炭素濃度の制御は、浸炭ガスのガス量の調整で可能である。

その後、Ｓ４５Ｃ丸棒試験片の温度を約８５０℃まで低下させ、水溶性焼入れ油をＳ４５Ｃ丸棒試験片の外表面に噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。このＳ４５Ｃ丸棒試料を切断研磨して上述した観察試料として調整した。

バナジウムおよび炭素の浸透経路は主に粒界となるため、粒界へのバナジウム炭化物および鉄炭化物の選択的な生成を防止するために、バナジウムＶを温度：１３００℃で保持時間：５分、炭素を温度：１２００℃で保持時間：８０分浸透させた後、温度を鉄−炭素系平行状態図のＡ１変態点（約７２７℃）未満の温度、例えば６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し焼入れを実施することがより好適である。

また、表面から約５０μｍ深い位置におけるビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖであった。鉄炭化物２が金属炭化物１よりも基材の内部側まで浸透した表面から約６００μｍ深い位置における断面のビッカース硬さは７５０Ｈｖ〜８５０Ｈｖであった。表面から１１００μｍ深い位置におけるマルテンサイト層３の断面のビッカース硬さは５５０Ｈｖ〜７００Ｈｖであった。

［実施例４〜６および比較例１〜３］
上述した実施例１〜３の効果をスラスト疲労試験で確認した。図５はスラスト疲労試験に用いた装置の模式図である。スラスト疲労試験は、スラスト軸受けを模擬した試験方法である。試験片５は、表面処理の疲労強度を評価する試験片で、評価する表面処理を施してある。試験片５の大きさは、外径が５７ｍｍ、厚さが５ｍｍである。ボール６は、スラスト軸受けで使用されるボールである。今回の試験では、ボール径３／８インチ、ボール数３個で１２０°置きに配置した。ボール６が転がる軌道の直径は３８．５ｍｍである。ボール６の材質は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４８０５で規定される高炭素クロム軸受け鋼ＳＵＪ２である。

今回の試験に用いたＳＵＪ２ボール６の表面から５０μｍ深い位置の断面のビッカース硬さは７２０Ｈｖ〜７８０Ｈｖの範囲であった。外輪７はスラスト軸受けの外輪で市販品を流用した。試験片５とボール６および外輪７を試験槽８にセットし、潤滑油９を試験槽８に入れ、試験装置本体（図示せず）にセットし、所定の試験面圧になるように荷重１０を負荷した後、試験装置本体のモータ（図示せず）を用いて回転１１を与えて、試験片５に損傷が生じる回数Ｎと試験面圧Ｐの関係を疲労特性として取得した。なお、潤滑油９はナフテン系の動粘度８．４６ｍｍ^２／Ｓ（４０℃）を用いた。試験面圧はヘルツの接触理論から求められるヘルツの最大応力である。スラスト疲労試験は、全部で以下の６種類の試験片に対して実施した。

実施例４：実施例１に対応する試験片
実施例５：実施例２に対応する試験片
実施例６：実施例３に対応する試験片
比較例１：基準寿命となる高周波焼入れ試験片
比較例２：実施例４で、バナジウムを浸透させ、炭素を浸透させない試験片
比較例３：実施例５で、バナジウムを浸透させず、炭素のみ浸透させた試験片
試験片の基材は、いずれも、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃで、約０．４５質量パーセントの炭素Ｃを含む鉄鋼材である。

実施例４は、実施例１に対応する試験片である。試験片５の表面に、２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させたスラリーを浸漬し、スラリー膜を構成した。高周波加熱により、バナジウムが約５００μｍ拡散するように温度：１３００℃、保持時間：５分とした。温度を１２００℃まで低下させ、炭素Ｃが約５００μｍ拡散するように浸炭ガスを流した状態で５分保持した。浸炭ガスにはアセチレンを用いた。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、試験片５の試験片に水溶性焼入れ油を噴射し焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖで、硬化層深さ（硬化層の膜厚）は２ｍｍであった。

実施例５は、実施例２に対応する試験片である。試験片５の表面に、２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させたスラリーを浸漬し、スラリー膜を構成した。高周波加熱により、バナジウムが約５００μｍ拡散するように温度：１３００℃、保持時間：５分とした。温度を１２００℃まで低下させ、炭素Ｃが約１０００μｍ拡散するように浸炭ガスを流した状態で２０分保持した。浸炭ガスにはアセチレンを用いた。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、試験片５の試験片に水溶性焼入れ油を噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖで、鉄炭化物２が金属炭化物１よりも基材の内部側まで浸透した部分の表面から約６００μｍ深い位置における断面のビッカース硬さは７５０Ｈｖ〜８５０Ｈｖで、硬化層深さは２．５ｍｍであった。

実施例６は、実施例３に対応する試験片である。試験片５の表面に、２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させたスラリーを浸漬し、スラリー膜を構成した。高周波加熱により、バナジウムが約５００μｍ拡散するように温度：１３００℃で保持時間：５分間とした。温度を１２００℃まで低下させ、炭素が約２０００μｍ拡散するように浸炭ガスを流した状態で８０分保持した。浸炭ガスにはアセチレンを用いた。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、試験片５の試験片に水溶性焼入れ油を噴射し焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖで、鉄炭化物２が金属炭化物１よりも基材の内部側まで浸透した部分の表面から約６００μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは７５０Ｈｖ〜８５０Ｈｖで、表面から１１００μｍのマルテンサイト層３の断面のビッカース硬さは５５０Ｈｖ〜７００Ｈｖで、硬化層深さは３．０ｍｍであった。

［比較例１］
比較例１は、基準寿命となる試験片で、試験片５の試験面側を周波数３０ｋＨｚ、加熱時間１０秒で加熱し、鉄−炭素系状態図のＡ３変態点より約３０℃以上高い温度、約９００℃とし、水溶性焼入れ油を試験片５に噴射して焼入れを施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。なお、表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは６００Ｈｖ〜７２０Ｈｖで、硬化層深さは２ｍｍであった。

図６Ａは比較例１の試験片の模式図であり、図６Ｂは図６Ａの組織の観察写真である。図６Ｂは比較例１の組織で、ナイタールでエッチングしたレーザー顕微鏡写真である。図６Ｂに示すように、高周波焼入れにより表面近傍が全面、マルテンサイトの組織を呈していることが分かる。金属元素および炭素は浸透させていないので、金属炭化物１や鉄炭化物２は観察されない。

［比較例２］
比較例２は、実施例４に対する比較例で、実施例４に対して、バナジウムを浸透させ、炭素を浸透させない試験片である。試験片５の表面に、２−ブタノン中に平均粒径５０μｍのバナジウム粉とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％混合させスラリーを浸漬し、スラリー膜を構成した。高周波加熱により、バナジウムが約５００μｍ拡散するように温度：１３００℃、保持時間：５分間で熱処理を行った。その後、温度を１２００℃まで低下させ５分保持した。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、試験片５の試験片に水溶性焼入れ油を噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖで、硬化層深さは２ｍｍであった。

図７Ａは比較例２の試験片の模式図であり、図７Ｂは図７ＡのＳＥＭ観察写真であり、図７Ｃは図７ＢのＥＰＭＡによるマッピングである。図７Ａおよび７Ｂに示すように、比較例２では炭素の浸透は実施していないので、鉄炭化物２は観察されない。また、バナジウムの浸透に伴うバナジウム炭化物５０が観察される。

［比較例３］
比較例３は、実施例１に対する比較例で、実施例１に対して、バナジウムを浸透させず、炭素を浸透させた試験片である。試験片５の表面に、スラリー膜を構成しない状態で、高周波加熱により、温度：１３００℃、保持時間：５分で熱処理した。温度を１２００℃まで低下させ、炭素が約５００μｍ拡散するように浸炭ガスを流した状態で５分保持した。浸炭ガスにはアセチレンを用いた。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、試験片５の試験片に水溶性焼入れ油を噴射し、焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度１８０℃、時間９０分で実施した。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。表面から約５０μｍ深さにおける断面硬のビッカース硬さはで８００Ｈｖ〜９００Ｈｖで、硬化層深さは２ｍｍであった。

図８Ａは比較例３の試験片の模式図であり、図８Ｂは図８Ａの組織の観察写真である。図８Ｂは、比較例３の組織をピクリン酸ソーダでエッチングしたレーザー顕微鏡写真である。図８Ｂに示すように、母材のマルテンサイト層３中に、炭素の浸透に伴う鉄炭化物２が観察される。比較例３ではバナジウムの浸透は実施していないので、バナジウム炭化物は観察されない。

図９は実施例４〜６および比較例１〜３のスラスト疲労試験の結果を示すグラフである。試験面圧は６ＧＰａとした。寿命の評価方法は、試験装置の所定の場所に取り付けた加速度センサーの値が、試験開始時の３倍を超えたら試験を停止するように設定しておき、試験が停止するごとに、試験片５の表面を確認し、摺動幅大のフレーキング（損傷で生じる窪み）が確認された時点を寿命とした。加速度センサーの値が設定値を超えた場合でも、試験片５の表面にフレーキング損傷が生じていない場合は、再試験とし、フレーキング損傷が生じるまで試験を継続した。なお、試験面圧６ＧＰａにおけるヘルツの接触理論における、最大せん断応力発生深さは約１８０μｍであり、実施例４〜６および比較例１〜３の硬化層深さより十分に浅い。

図９の縦軸は、比較例１の処理を施した試験片の寿命回数を１とした場合の比率で示してあり、同じ試験面圧下における寿命向上率である。なお、試験は各条件３個実施し、その平均値で評価した。

図９に示すように、実施例４〜６は、いずれも比較例１の１０倍以上の寿命を有することが確認された。比較例１の表面から５０μｍにおけるビッカース硬さは、６００Ｈｖ〜７２０Ｈｖであり、実施例４〜６の寿命が伸びたのは、本発明の表面処理で表面の硬さを向上させたことで、摺動損傷に対する抵抗力が増加したためと考えられる。

実施例４〜６において、いずれも、表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは８５０Ｈｖ〜９５０Ｈｖで同一であるが、実施例４、実施例５、実施例６の順に寿命が伸びることが確認された。これより、マルテンサイト層３中に点在する、金属炭化物１と鉄炭化物２による硬化層だけでなく、内部の硬化層の構成や厚さも摺動損傷に影響を与えることが示唆される。

一方、比較例２においては、比較例１の約半分の寿命となった。これは、バナジウムを浸透させることで、基材Ｓ４５Ｃ中の炭素と反応してバナジウム炭化物を生成することで、基材Ｓ４５Ｃ中の炭素が消費され、バナジウムを浸透後に炭素を浸透させていないため、部分的に炭素の少ない領域ができれしまい、部分的に硬さの低い領域ができたためと推定される。従って、母材の炭素欠乏を起こさないように、多めに炭素を浸透させる必要があることが示唆された。本現象は、本発明のように、過共析（炭素濃度約０．８重量％以上）の炭素を浸透させることで、十分防止できる。

比較例３においては、比較例１の約３倍の寿命となったが、実施例４、５、６の１０倍以上に比べると寿命が短かった。これは、比較例３は金属炭化物１を分散させておらず、鉄炭化物２のみが分散されているので、摺動損傷に対する抵抗力の向上が十分ではなかったためと、推定される。

以上の実験より、マルテンサイト層３中に、金属炭化物１と鉄炭化物２を点在させることで摺動損傷に対する抵抗力を高められることが分かった。また、金属炭化物１と鉄炭化物２による硬化層だけでなく、内部の硬化層の構成や厚さも摺動損傷に影響を与えることが分かった。

［実施例７〜１０］
次に、実施例４（バナジウムの平均粒径：５０μｍ）に対してバナジウムの拡散濃度を変化させた試験片を作製し、金属炭化物の分散量と摺動損傷および試験片５とボール６の硬度差と摺動損傷の影響を評価した。バナジウムの分散量は、例えば、バナジウムの粒径を変えて拡散経路を変化させることで調整できる。また、バナジウムの分散量に応じて試験片５の硬さも変化するため、試験片５とボール６の硬度差を調整できる。実施例７〜１０のバナジウムの平均粒径は以下の通りである。

実施例７：バナジウムの平均粒径１０μｍ
実施例８：バナジウムの平均粒径２５μｍ
実施例９：バナジウムの平均粒径１００μｍ
実施例１０：バナジウムＶの平均粒径２００μｍ
実施例７〜１０とも、バナジウムの粒径以外は、実施例４と同じ熱処理条件および試験条件である。

図１０は実施例４、７〜１０および比較例１のスラスト疲労試験の結果を示すグラフである。図１０に示すように、バナジウムの平均粒径が最も小さく、バナジウムの浸透が最も多いと予測される実施例７は、試験片５は未損傷なるもボール６損傷により寿命１倍で試験が終了した。実施例７の試験片５の表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さの平均値は１３５０Ｈｖで、ボール６の断面のビッカース硬さの平均値７５０Ｈｖより、約６００Ｈｖ硬かった。このため、試験片５の表面でボール６の表面が摩耗や過度の摺動により損傷したと考えられる。

実施例７の次にバナジウムの浸透が多いと推定される実施例８は、試験片５は未損傷なるもボール６の損傷により寿命７倍で試験が終了した。実施例８の試験片５の表面から約５０μｍ深さにおける断面ビッカース硬さの平均値は１０００Ｈｖで、ボール６の断面のビッカース硬さの平均値７５０Ｈｖより、約２５０Ｈｖ硬かった。このため、実施例７ほどではないが、最終的に試験片５の表面でボール６の表面が摩耗や過度の摺動により損傷したと考えられる。

実施例４よりバナジウムの平均粒径が大きく、実施例４に比べてバナジウムの浸透量が少ないと考えられる実施例９は、実施例４の寿命１０倍より短い、寿命８倍で試験片５が損傷した（ボールの損傷は認められなかった。）。実施例９の試験片５の表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さの平均値は８５０Ｈｖで、ボール６の断面のビッカース硬さの平均値７５０Ｈｖより、約１００Ｈｖ硬かった。

実施例９よりもバナジウムの平均粒径が大きく、さらにバナジウムの浸透量が少ないと考えられる実施例１０は、実施例９の寿命８倍より短い、寿命２倍で損傷した（ボールの損傷は認められなかった。）。実施例１０の試験片５の表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さの平均値はで７５０Ｈｖで、ボール６の断面のビッカース硬さの平均値７５０Ｈｖと同等の硬さであった。これは、基材のマルテンサイト層３中の、金属炭化物１の点在量が少なくなり、硬質物質である金属炭化物１同士の距離が離れてしまうことで、硬質粒子のアンカー効果が小さくなり、耐久性が低下したと推定される。

図１１は実施例４、７〜１０の試験片５とボール６の硬度差と寿命比の関係を示すグラフである。試験片５とボール６の硬度差が大きくなる（試験片５の硬さが大きくなる）と寿命比は増加することが分かる。但し、試験片５とボール６の硬度差が２００Ｈｖを超えて更に大きくなると、ボールの損傷により寿命比が低下することが分かる。このように、相対部品の摺動においては、相対部品同士の硬度差によっても寿命が律則されることが分かる。

以上の実験より、マルテンサイト層３中の、金属炭化物１の分散量および相対部品の硬度差を適正に制御する必要があることが分かる。

［実施例１１］
上述したスラスト疲労試験結果を踏まえて、電動パワーステアリング装置のボールねじ部に本発明を適用した。図１２は電動パワーステアリング装置の断面模式図であり、図１３は図１２のボールねじ機構の拡大図である。図１２に示すように、電動パワーステアリング装置は、内周面に雌ねじ溝が形成されたナット１２と、このナット１２の軸心に配置されると共に外周面に雌ねじ溝に対峙する雄ねじ溝が形成されたラックスクリュー１３と、雌ねじ溝と雄ねじ溝との間に介装された複数個の循環ボール６とからなるボールねじ機構と、ボールねじ機構を収納するステアリングギアケース１４と、ボールねじ機構の駆動に供される電動モータ１５と、電動モータの回転駆動力をナット１２に伝達する動力伝達機構１６などで構成されている。

電動パワーステアリング装置のボールねじ部に本発明を適用すると、従来の表面処理に比べて耐久面圧を高くできるので転動距離を短くできる。転動距離を短くできることは、ボールネジの巻き数低減や、ラックスクリューの小径化に繋がり、軽量・小型化に寄与できる。

また、電動パワーステアリング装置は一般車へはほぼ１００％普及し、大型車への適用が検討されつつある。大型車への適用で問題になるのは、ボールネジに掛かる荷重が増加することで、ボールねじ部の面圧が増加し、転動に伴う疲労損傷で寿命が低下することである。一般車に用いている表面強化処理と同じ処理を大型車に適用する場合、ボールねじ部の径を大きくしたり、ボールねじ部の長さを長くしたりして受圧面積を増加させ、ボールねじ部の面圧を一般車と同程度にする必要があるが、摺動距離が長くなるので、摩擦の増加により荷重の伝達効率が低下し、アシスト用のキャパシタを余分に搭載する必要が生じるなどのマイナス面がある。

そこで、ボールねじ部に高耐久の表面処理を施すことで、その分、ボールねじ部の径を小さくしたり、ボールねじ部の長さを短くしたりできるので、摺動距離が短くなり荷重の伝達効率の低下が抑えられるほか、軽量化効果も見込める。

上述したパワーステアリング装置の製造方法を以下に説明する。ここで、ナット１２は内面ねじ、ラックスクリュー１３は外面ねじのため、ヘルツの接触理論より算出される面圧は、その幾何形状よりラックスクリュー１３がナット１２より相対的に大きいため、ラックスクリュー１３の外面ねじ部に本発明を適用した。ラックスクリュー１３の素材は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃとした。丸棒素材を旋削や転造などの工程を経て、所定のラックスクリュー１３の形状に仕上げた。

ラックスクリュー１３について、本発明の表面強化処理を施した（実施例１１）。また、本発明の表面強化処理の寿命向上効果を確認するために、比較例４として従来処理も実施した。実施例１１の表面強化処理の内容を以下に示す。

図１４はラックスクリュー１３へのスラリーを塗布する装置の模式図である。ラックスクリュー１３へのスラリー塗布は、図１４に示すスラリー塗布装置１７で実施した。スラリー原料投入装置１８内に、２−ブタノンと、平均粒径５０μｍのバナジウム粉末とベンゾトリアドールを溶媒に対して各々２０質量％とエポキシを５質量％投入する。これらの原料はスラリー攪拌装置１９内でスラリー攪拌ファン２０により攪拌・混合され、調整スラリー２１となる。

調整スラリー２１はポンプ２２でスラリー槽２３に移送される。ラックスクリュー１３は外面ねじ部以外がスラリー２１が塗布されないように予めマスキングが施されている。ラックスクリュー１３はラックスクリュー搬送装置２４にスラリー槽２３内に浸漬され、塗布厚さを均質化するために回転しながら上方に引上げられ、乾燥装置（図示せず）内で乾燥されスラリー膜が構成される。

原料投入から、スラリー塗布、乾燥の一連の処理は、スラリーディッピング装置制御盤２５で制御される。図１５は実施例１１で用いる熱処理装置の模式図である。スラリー膜が構成されたラックスクリュー１３は、図１５に示す熱処理装置で熱処理を施される。ラックスクリュー１３は、熱処理装置２８内に挿荷され、熱処理装置２８内を真空排気・不活性ガス置換され、高周波コイル２６で加熱される。加熱温度はＴ１：１３００℃、浸透時間ｔ１：５ｍｉｎで、約５００μｍバナジウムが浸透される。

上述した熱処理の後、熱処理装置２８内を減圧にした状態で、浸炭ガスノズル２７からアセチレンガス噴射しながら、温度をＴ２：１２００℃まで低下させ、浸透時間ｔ２：５ｍｉｎで、炭素を約５００μｍ浸透させる。温度を６００℃まで低下させた後、８５０℃まで再加熱し、ラックスクリュー１３に水溶性焼入れ油を噴射し焼入れを実施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。その後、外面ねじ部などを所定寸法に研削加工で仕上げた。ラックスクリュー１３の摺動部の表面から５０μｍ深さにおけるビッカース硬さは、スラスト疲労試験片で確認した実施例４と同等であった。

このラックスクリュー１３を電動パワーステアリング装置に組み込んで耐久性試験を実施した。ボール６は、スラスト疲労試験と同様に、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４８０５で規定される高炭素クロム軸受け鋼ＳＵＪ２を用いた。ボールの摺動部の表面から５０μｍ深さにおけるにビッカース硬さは７２０Ｈｖ〜７８０Ｈｖ程度であった。ナット１２は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４０５３で規定される機械構造用合金鋼鋼材ＳＣＭ４２０を用いた。丸棒素材を旋削などの工程を経て、所定のナット１２の形状に仕上げた。

この後、ガス浸炭処理を施し、内面ねじ部などを研削加工で仕上げた。前述のようにナット１２は、ラックスクリュー１３より作用する面圧が低いため、本発明の表面処理ではなく、工業的な成立性を考慮して、広く普及しているガス浸炭とした。ナット１２の摺動部の表面から５０μｍ深さにおけるビッカース硬さは、６６０Ｈｖ〜７６０Ｈｖ程度であった。

耐久性試験は、実際の運転時に想定される最大荷重で繰り返しの耐久試験を実施した。寿命の評価方法は、電動パワーステアリングの所定の場所に取り付けた加速度センサーの値が、試験開始時の２倍を超えるか、電動パワーステアリングの所定の場所に取り付けた音響センサーの値が、試験開始時の２倍を超えたら試験を停止するように設定した。試験停止後は、電動パワーステアリングのボールねじ部を解体して、ラックスクリュー１３、ボール６、ナット１２の摺動部を観察し、損傷が生じていることを確認するようにした。但し、比較例４の寿命の３倍を超えても、試験停止条件に達しない場合は、３倍以上の寿命が確認できたとして、その時点で試験を打ち切った。なお、比較例４は、ナット１２およびボール６は本発明と同じで、ラックスクリュー１３の表面処理は従来から採用されている高周波焼入れとした。

図１６は実施例１１および比較例４の電動パワーステアリング装置の耐久試験結果を示すグラフである。実施例１１は、比較例４に比べて、３倍以上の寿命が確認できた。また、寿命試験後のラックスクリュー１３、ボール６、ナット１２の摺動面を観察した結果、有意な損傷は確認されなかった。

［実施例１２］
実施例１〜実施例１１は、拡散を利用して金属元素および炭素を拡散させたが、本実施例では、金属と炭素を含む粉末を送粉し、レーザーにより粉末と基材とを合金化させる方法を検討評価した。

図１７はスラスト疲労試験片をレーザー合金化処理する装置の一例を示す模式図である。試験片５の基材は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４５０１で規定される機械構造用炭素鋼鋼材Ｓ４５Ｃで、約０．４５質量パーセントの炭素Ｃを含む鉄鋼材である。試験片５の表面に、炭素１質量％でバナジウム２質量％、クロム４質量％、モリブデン５質量％、残りが鉄からなる粉末３１を送粉装置３２からレーザー溶接ノズル２９内に送粉し、レーザー発信機３０を用いて、粉末３１と基材Ｓ４５Ｃを同時に溶融・合金化した。粉末３１は、ガスアトマイズ粉で、平均粒径が７０μｍ、送粉量は約４ｇ／ｍｉｎである。レーザー合金化条件は、レーザー出力：２５００Ｗ、焦点径：４ｍｍ、合金化速度１０００ｍｍ／ｍｉｎの条件で実施した。この条件は、合金化深さが約０．５ｍｍ、合金化幅が約３ｍｍとなる条件である。

レーザー照射後、試験片５の試験面側を周波数３０ｋＨｚ、加熱時間１０秒で加熱し、鉄−炭素系状態図のＡ３変態点より約３０℃以上高い温度、約９００℃とし、水溶性焼入れ油を試験片５に噴射して焼入れを施した。なお、焼戻しは、電気炉を用いて、温度：１８０℃、保持時間：９０分で実施した。

基材と金属および炭素をレーザーで溶融・合金化した後に、焼入れを施すことで、基材をマルテンサイト化すると共に、マルテンサイト層中に金属炭化物および鉄炭化物粒子が分散した組織が形成できる。また、焼戻しを行うことで、じん性を向上させることができる。レーザーで溶融・合金化したままの組織でも耐久性の向上は計れるが、レーザーで溶融・合金化したままの組織は凝固組織であること、溶融・合金化した周囲の領域に熱影響部が構成されることから、組織の安定化を考慮すると、焼入れおよび焼戻しを実施することが、より好適である。

上述した熱処理後に、試験片５の両面を研削加工し、試験片の平行度と厚みおよび表面粗さを規定値に調整した。なお、表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは、８８０Ｈｖ〜９８０Ｈｖで、全硬化層深さは２ｍｍであった。

図１８は実施例１２の組織の模式図、レーザー合金化領域を示すマイクロスコープで撮影したマクロ写真およびレーザー合金化で構成された詳細組織写真である。マルテンサイト層３中に、金属炭化物１と鉄炭化物２が分散した、レーザー合金化領域３３が表面から深さ５００μｍの範囲に確認できた。また、レーザー合金化領域３３の内部には、レーザー合金化に伴う熱影響部３４が観察された。表面から５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは、８８０Ｈｖ〜９８０Ｈｖであった。このようにして作製した試験片５に、実施例１１のスラスト疲労試験を実施した。試験条件は図５と同じである。その結果、実施例１２の寿命は、図５の比較例１に比べて１０倍の寿命を確認できた。

［実施例１３］
上述したスラスト疲労試験の結果を踏まえて、電動パワーステアリング装置のボールねじ部に実施例１２で示した本発明のレーザー合金化を適用した。適用対象は、実施例１１と同じくラックスクリュー１３の外面ねじ部で、レーザー合金化以外は、実施例１１と同じである。

図１９はラックスクリュー１３の外面ねじ部へレーザー合金化処理を施す装置の模式図である。ラックスクリュー１３の外面ねじ部の表面に、炭素Ｃ１質量％でバナジウム２質量％、クロム４質量％、モリブデン５質量％、残りが鉄Ｆｅからなる粉末３１を送粉装置３２からレーザー溶接ノズル２９内に送粉し、レーザー発信機３０を用いて、粉末３１と基材Ｓ４５Ｃを同時に溶融・合金化した。ラックスクリュー１３は、回転送り装置３５に支持され、回転送り装置制御盤３６で制御され、回転しながらラックスクリュー１３の軸方向に送られることで、ラックスクリュー１３の外面ねじ部の摺動部に沿ってレーザー合金化がなされる。

粉末３１は、ガスアトマイズ粉で、平均粒径が７０μｍ、送粉量は約４ｇ／ｍｉｎである。レーザー合金化条件は、レーザー出力２５００Ｗ、焦点径４ｍｍ、合金化速度約１０００ｍｍ／ｍｉｎの条件で実施した。この条件は、合金化深さが０．５ｍｍ、合金化幅が３ｍｍとなる条件である。その後、ラックスクリュー１３を周波数３０ｋＨｚ、加熱時間１０秒で加熱し、鉄−炭素系状態図のＡ３変態点より約３０℃以上高い温度、約９００℃とし、水溶性焼入れ油を試験片５に噴射して焼入れを施した。なお、焼戻しは、高周波加熱で、温度２００℃、時間１分で実施した。表面から約５０μｍ深さにおける断面のビッカース硬さは、８８０Ｈｖ〜９８０Ｈｖで、硬化層深さは２ｍｍであった。

上述したラックスクリュー１３を電動パワーステアリング装置に組み込んで耐久性試験を実施した。ボール６は、スラスト疲労試験と同様に、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４８０５で規定される高炭素クロム軸受け鋼ＳＵＪ２を用いた。ボールの摺動部の表面から５０μｍ深さにおけるにビッカース硬さは７２０Ｈｖ〜７８０Ｈｖ程度であった。ナット１２は、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ４０５３で規定される機械構造用合金鋼鋼材ＳＣＭ４２０を用いた。丸棒素材を旋削などの工程を経て、所定のナット１２の形状に仕上げた。この後、ガス浸炭処理を施し、内面ねじ部などを研削加工で仕上げた。前述のようにナット１２は、ラックスクリュー１３より作用する面圧が低いため、本発明の表面処理ではなく、工業的な成立性を考慮して、広く普及しているガス浸炭とした。ナット１２の摺動部の表面から５０μｍ深さにおけるビッカース硬さは、６６０Ｈｖ〜７６０Ｈｖ程度であった。

耐久性試験は、実際の運転時に想定される最大荷重で繰り返しの耐久試験を実施した。寿命の評価方法は、電動パワーステアリングの所定の場所に取り付けた加速度センサーの値が、試験開始時の２倍を超えるか、電動パワーステアリングの所定の場所に取り付けた音響センサーの値が、試験開始時の２倍を超えたら試験を停止するように設定した。試験停止後は、電動パワーステアリングのボールねじ部を解体して、ラックスクリュー１３、ボール６、ナット１２の摺動部を観察し、損傷が生じていることを確認するようにした。但し、比較例４の寿命の３倍を超えても、試験停止条件に達しない場合は、３倍以上の寿命が確認できたとして、その時点で試験を打ち切った。なお、比較例４は、ナット１２およびボール６は本発明と同じで、ラックスクリュー１３の表面処理は従来から採用されている高周波焼入れとした。

電動パワーステアリングでの耐久試験の結果、比較例４に比べて、３倍以上の寿命が確認できた。また、寿命試験後のラックスクリュー１３、ボール６、ナット１２の摺動面を観察した結果、有意な損傷は確認されなかった。
［実施例１４］
実施例１４は、実施例１３において、ラックスクリュー１３のうち、ボール６と接触する箇所にのみ金属炭化物および鉄炭化物層を設けたものである。

図２２は実施例１４の電動パワーステアリング装置のボールねじ機構を構成するラックスクリュー１３とボール６とが接触する箇所の拡大図である。図２２に示すように、ラックスクリュー１３とボール６とは２ヵ所（３７ａ，３７ｂ）にて接触する（なお、作動時は移動方向に依存していずれか一方側に接触する。）。

図２３は図２２のラックスクリュー１３の表面を拡大する図である。図２３に示すように、ラックスクリュー１３の表面３８には、ラックスクリュー１３の溝に沿って２本の線状に金属炭化物と鉄炭化物とが形成される。表面３８にこのように２本の線に対応する箇所のみに金属炭化物、鉄炭化物を設け、周囲には未処理部を残すことで、硬く強度に優れた箇所と、強度は低いものの靱性に優れた箇所が共存するため、衝撃に強い構造とすることができる。

金属炭化物、鉄炭化物を２ヵ所に設けるには、実施例１３に示したレーザー合金化を用いることができる。レーザー処理をした部分にのみ金属炭化物、鉄炭化物層を設けることができる。

なお、実施例１１〜１４は、ラックスクリュー１３に金属炭化物と鉄炭化物を添加した例だが、ボール６の表面に金属炭化物と鉄炭化物を添加しても構わない。

以上、説明したように、本発明によれば、高い耐久性を備えた摺動部材およびその製造方法ならびにパワーステアリング装置およびその製造方法を提供することができることが実証された。本発明によれば、相対する２部品以上の組み合わせで構成される摺動部材の耐久性を向上させることができ、摺動部材の小型化および低コスト化が達成でき、地球資源保護や地球環境保全にも有益である。また、本発明を電動パワーステアリング装置のボールねじ部に使用すると、従来の表面処理に比べて耐久面圧を高くできるので、ボールネジの巻き数低減や、ラックスクリューの小径化に繋がり、軽量・小型化に寄与できる。

なお、本発明は上記した実施例に限定されるものではなく、様々な変形例が含まれる。例えば、上記した実施例は本発明を分かり易く説明するために詳細に説明したものであり、必ずしも説明した全ての構成を備えるものに限定されるものではない。また、ある実施例の構成の一部を他の実施例の構成に置き換えることが可能であり、ある実施例の構成に他の実施例の構成を加えることも可能である。また、各実施例の構成の一部について、他の構成の追加・削除・置換をすることが可能である。

１…金属炭化物、２…鉄炭化物、３…マルテンサイト、４…バナジウム炭化物、５…試験片、６…ボール、７…外輪、８…試験槽、９…潤滑油、１０…荷重、１１…回転、１２…ナット、１３…ラックスクリュー、１４…ステアリングギアケース、１５…電動モータ、１６…動力伝達機構、１７…スラリー塗布装置、１８…スラリー原料投入装置、１９…スラリー攪拌装置、２０…スラリー攪拌ファン、２１…調整スラリー、２２…ポンプ、２３…スラリー槽、２４…ラックスクリュー搬送装置、２５…スラリーディッピング装置制御盤、２６…高周波コイル、２７…浸炭ガスノズル、２８…熱処理装置、２９…レーザー溶接ノズル、３０…レーザー発信機、３１…粉末、３２…送粉装置、３３…レーザー合金化領域、３４…熱影響部、３５…回転送り装置、３６…回転送り装置制御盤、３７ａ，３７ｂ…ボールとラックスクリューとの接触箇所、３８…ラックスクリュー表面の金属炭化物と鉄炭化物。

Claims (16)

1. 鋼製の基材と、前記基材に含まれる粒状の鉄炭化物と、前記基材に含まれ、金属と炭素とを構成元素として含む金属炭化物とを含み、
   前記鉄炭化物および前記金属炭化物の体積率は、前記基材の表面から内部への深さ方向に沿って減少し、
   前記金属はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｗ、ＨｆおよびＭｏからなる群から選択された１種類以上であることを特徴とする摺動部材。
2. 前記基材の内部において、前記鉄炭化物は前記金属炭化物よりも深い部分まで存在することを特徴とする請求項１に記載の摺動部材。
3. 前記基材はマルテンサイト組織を有するマルテンサイト層を有し、前記基材の内部において、前記マルテンサイト層は前記鉄炭化物および前記金属炭化物よりも深い部分に存在することを特徴とする請求項１に記載の摺動部材。
4. 内周面に雌ねじ溝が形成されたナットと、
   前記ナットの軸心に配置されると共に外周面に前記雌ねじ溝に対峙する雄ねじ溝が形成されたラックスクリューと、
   前記雌ねじ溝と前記雄ねじ溝との間に介装された複数個の循環ボールとを有するボールねじ機構と、
   前記ボールねじ機構を収納するステアリングギアケースと、
   前記ボールねじ機構の駆動に供される電動モータと、
   前記電動モータの回転駆動力を前記ナットに伝達する動力伝達機構とを有し、
   前記ラックスクリューまたは前記循環ボールは、請求項１〜３のいずれか１項に記載の摺動部材であることを特徴とするパワーステアリング装置。
5. 前記鉄炭化物および前記金属炭化物は、前記ラックスクリューの雄ねじ溝の表面または前記ナットの表面に含まれていることを特徴とする請求項４に記載のパワーステアリング装置。
6. 前記ラックスクリューと前記循環ボールは、少なくとも２点で接触しており、
   前記鉄炭化物および前記金属炭化物は、前記２点に対応して、前記雄ねじ溝に沿って設けられていることを特徴とする請求項５に記載のパワーステアリング装置。
7. 前記鉄炭化物の直径は０．５μ以上５μｍ以下であり、アスペクト比は１以上５以下であることを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載のパワーステアリング装置。
8. Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｗ、ＨｆおよびＭｏからなる群から選択された１種類以上の金属を鋼製の基材に浸透させる金属浸透工程と、
   炭素を前記基材に浸透させる炭素浸透工程と、を有し、
   前記炭素浸透工程は、前記基材に前記炭素を過共析となる濃度以上浸透させることを特徴とする摺動部材の製造方法。
9. 前記炭素浸透工程において前記基材に鉄炭化物および金属炭化物が形成され、
   前記鉄炭化物および前記金属炭化物の体積率は、前記基材の表面から内部への深さ方向に沿って減少することを特徴とする請求項８に記載の摺動部材の製造方法。
10. 前記炭素の前記過共析となる濃度は、前記基材に対して前記炭素が０．８質量％であることを特徴とする請求項９に記載の摺動部材の製造方法。
11. 内周面に雌ねじ溝が形成されたナットと、
    前記ナットの軸心に配置されると共に外周面に前記雌ねじ溝に対峙する雄ねじ溝が形成されたラックスクリューと、
    前記雌ねじ溝と前記雄ねじ溝との間に介装された複数個の循環ボールとを有するボールねじ機構と、
    前記ボールねじ機構を収納するステアリングギアケースと、
    前記ボールねじ機構の駆動に供される電動モータと、
    前記電動モータの回転駆動力を前記ナットに伝達する動力伝達機構とを有するパワーステアリング装置の製造方法において、
    前記ラックスクリューまたは前記循環ボールは、請求項１〜３のいずれか１項に記載の前記摺動部材で構成され、
    前記摺動部材は、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の前記摺動部材の製造方法により製造されることを特徴とするパワーステアリング装置の製造方法。
12. 前記金属浸透工程の前に、前記金属を含むスラリーを前記基材の表面に塗布する塗布工程を有することを特徴とする請求項１１に記載のパワーステアリング装置の製造方法。
13. 前記炭素浸透工程の後に、焼入れおよび焼戻し工程を有することを特徴とする請求項１２に記載のパワーステアリング装置の製造方法。
14. 前記金属浸透工程および前記炭素浸透工程は、それぞれ熱拡散によって前記金属または前記炭素を拡散させることを特徴とする請求項１３に記載のパワーステアリング装置の製造方法。
15. 前記金属浸透工程および前記炭素浸透工程は、前記金属と前記炭素を含む粉末を送粉し、レーザーにより前記粉末と前記基材とを合金化させる合金化工程であることを特徴とする請求項１１に記載のパワーステアリング装置の製造方法。
16. 前記合金化工程の後に、焼入れおよび焼戻し工程を有することを特徴とする請求項１５に記載のパワーステアリング装置の製造方法。

Images