(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを含有する鉄系合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織としたことを特徴とする耐摩耗部品の製作方法。
【請求項２】
Ｃｒを含有する鉄系合金粉末にＭｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一種の金属元素を含有する合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織としたことを特徴とする耐摩耗部品の製作方法。
【請求項３】
表面に空孔が存在し、空孔の近傍をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層で、空孔から離れるにしたがいＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地との混合組織としたことを特徴とする請求項１あるいは２に記載の耐摩耗部品の製作方法。
【請求項４】
Ｃｒを含有する鉄系合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層とソルバイトの基地組織の混合組織としたことを特徴とする耐摩耗部品の製作方法。
【請求項５】
表面に空孔が存在し、空孔の近傍をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層で、空孔から離れるにしたがいＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層とソルバイト組織の基地との混合組織としたことを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗部品の製作方法。
【請求項６】
前記窒化処理の前に大気処理を行うようにしたことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐摩耗部品の製作方法。
【請求項７】
前記大気処理を３８０℃の温度以上で行うようにしたことを特徴とする請求項６に記載の耐摩耗部品の製作方法。
【請求項８】
表面にＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織とを有し、窒化後の焼結素材の表面のほぼ全面が０．１〜０．５μｍ程度の粒子あるいは突起に覆われていることを特徴とする耐摩耗部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化処理により硬さを増大させた耐摩耗部品及びその製作方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ロータリコンプレッサ等に設けられるベーンは、シリンダに形成されたベーン溝に摺動自在に取り付けられており、ベーンはその側面がベーン溝の側壁と摺接するとともに、その先端部がローラに摺接することから、耐摩耗性が要求される。そこで、母材としてクロムを含有した鋼、焼結合金あるいは鋳鉄を使用し、母材を軟窒化処理し、表面層にＦｅ−Ｃｒ−Ｎの第１の化合物層を形成するとともに、第１の化合物層の下方に同じ成分からなる第２の化合物層を形成したものが提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００３】
また、ステンレス鋼の母材の表面に窒化処理を施すことにより窒化層を形成したものも提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
【０００４】
さらに、鉄系粉末材の材料を使用して空孔率１０％以下あるいは１５％以下とした焼結鉄を焼き入れ焼戻し処理により基地をマルテンサイト組織とした後、表面に窒化あるいは軟窒化処理によりＦｅ−Ｎからなる化合物層を形成し、その内側に窒素拡散層を形成するようにしたものもある（例えば、特許文献３あるいは４参照。）。
【０００５】
【特許文献１】特開昭６０−２６１９５号公報
【特許文献２】特開平１１−１０１１８９号公報
【特許文献３】特開２００１−１４０７８２号公報
【特許文献４】特開２００１−３４２９８１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記従来の構成では、表面がＦｅ−Ｃｒ−ＮあるいはＦｅ−Ｎの化合物層あるいはＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層で形成されており、表面が単一組成で硬さが均一であることから、コンプレッサを運転した時に発生するベーン等の耐摩耗部品の微少な摩耗も均一となっていた。その結果、表面に所定の保油性を維持することが難しく、焼き付きを生じるおそれがあった。
【０００７】
本発明は、従来技術の有するこのような問題点に鑑みてなされたものであり、耐摩耗部品の表面を硬さの異なる混合面とすることにより微少な油溜まりを形成して、耐摩耗部品を運転したときの保油性を向上することができ、焼き付きなどの不具合を解消することができる信頼性の高い耐摩耗部品を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記目的を達成するために、本発明にかかる耐摩耗部品の製作方法は、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織としたことを特徴とする。
【０００９】
また、本発明にかかる耐摩耗部品の製作方法の別の形態は、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末にＭｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一種の金属元素を含有する合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織としたことを特徴とする。
【００１０】
好ましくは、表面に空孔が存在し、空孔の近傍をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層で、空孔から離れるにしたがいＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地との混合組織であるのがよい。
【００１１】
本発明にかかる耐摩耗部品の製作方法のさらに別の形態は、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、表面をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層とソルバイトの基地組織の混合組織としたことを特徴とする。
【００１２】
この場合、表面に空孔が存在し、空孔の近傍をＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層で、空孔から離れるにしたがいＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層とソルバイト組織の基地との混合組織であるのがよい。
【００１３】
また、圧粉体焼結成形で素材を成形し、焼き入れ、焼き戻した後、浸炭成分を排除した窒化処理を施し、一部の表面に除去加工を行い、表面を少なくともＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層を含む混合組織とすることもできる。
【００１４】
窒化処理の前に軽微な酸化処理のための大気処理を行うようにしてもよく、大気処理は３８０℃の温度以上で行うのが好ましい。
【００１５】
耐摩耗部品は、表面にＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層とＦｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織とを有し、窒化後の焼結素材の表面のほぼ全面が０．１〜０．５μｍ程度の粒子あるいは突起に覆われているのがよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明は、以上説明したように構成されているので、以下に記載されるような効果を奏する。
Ｃｒを含有する鉄系合金粉末あるいはＣｒを含有する鉄系合金粉末にＭｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一種の金属元素を含有する合金粉末を使用して圧粉体焼結成形法で素材を成形し、浸炭成分の入っていない窒化処理を施し、表面を化合物層と拡散層と基地の混合層としたので、耐摩耗部品を仕上げ加工する際に、柔らかい基地部分の加工量が多くなり、微少な窪みが形成され油溜まりを形成することになり、さらに、耐摩耗部品を運転すると、柔らかい基地部分に微少な摩耗が発生して油溜まりを形成することになり、焼き付きのない信頼性の高い耐摩耗部品を実現することができる。
【００１７】
また、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末にＭｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一種の金属元素を含有する合金粉末を使用すると、化合物層と拡散層にはＣｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一つの成分が含まれることになるので、Ｆｅ、Ｃｒで所定の硬さを確保した上で、Ｍｎの存在によりさらに硬さを向上させたり、Ｔｉの存在により窒化処理を促進させたり、あるいはＶの存在により窒化深さを深くすることができるので、耐摩耗部品の信頼性がさらに向上する。
【００１８】
さらに、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末を使用して圧粉体焼結成形で素材を成形し、焼き入れ焼き戻しを行った後、浸炭成分の入ってない窒化処理を施し、表面は化合物層と拡散層とソルバイトの基地組織の混合組織としたので、耐摩耗部品を仕上げ加工する際に、柔らかい基地部分の加工量が多くなり、微少な窪みが形成され油溜まりを形成することになる。また、耐摩耗部品を運転（相対摩擦運動）すると、化合物層や拡散層に比べて柔らかい基地部分が微少な摩耗を起こして油溜まりとなる。さらに、基地組織が焼き入れ焼き戻しで硬くなっているので、化合物層と拡散層は窒化によりさらに硬くなり、焼き付くことが無くさらに高い耐摩耗性を持つ信頼性の高い耐摩耗部品を実現できる。
【００１９】
また、圧粉体焼結成形で素材を成形し、焼き入れ、焼き戻した後、浸炭成分の入ってない窒化処理を施し、一部の表面に除去加工を行うことにより、表面がＦｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層だけではなく、硬さのばらつきを持つ表面となる。したがって、仕上げ加工する際に、柔らかい基地部分の加工量が多くなり、微少な窪みが形成され油溜まりを形成することになる。さらに、稼動（相対摩擦運動）時に柔らかい部分が微少な摩耗を発生して、そこが油溜まりとなり潤滑性が向上するとともに、耐摩耗性はそのほかの化合物層部分で維持することができるので、耐摩耗部品の信頼性を向上することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下、本発明の実施の形態について、図面を参照しながら説明する。
本発明にかかる耐摩耗部品は、例えばローリングピストン等に設けられているベーン等として使用されるもので、例えば粉末ハイス（粉末ハイスピード鋼）等のＣｒを含有する鉄系合金粉末に対し約１２００℃の温度で真空焼結を行って素材を成形した後、焼き入れ処理を行ってマルテンサイト組織とし、さらに焼き戻しの熱処理を４８０℃〜５８０℃で行ってソルバイト組織にした後に、浸炭成分を排除した状態で焼戻し温度以下の４００℃で約６時間のガス窒化処理を施したものである。
【００２１】
図１は、このようにして製作した本発明にかかる耐摩耗部品の窒化処理後の断面組織を示しており、ガス窒化処理後、エッチングを施し、化合物層を見やすくしたものである。
【００２２】
素材が圧粉体焼結成形で製作されているので、密度は８０〜９０％程度までしか上がらず、空孔１が多数存在し、窒化処理に使用したガスが空孔１を通過して奥まで窒化が行われており、白い色の化合物層２が空孔１の周りに形成されている。また、空孔１から離れるにしたがって、黒い部分３が多くなっているが、これは拡散層と基地の混合組織である。
【００２３】
図２は、この耐摩耗部品を図１の面に対して直角方向に切断し（すなわち、表面から所定の深さで切断し）、切断面を研削したものの表面を４５０倍に拡大したものである。
【００２４】
図２に示されるように、研削面には圧粉体焼結成形品特有の空孔１が存在し、その周辺は窒化処理のガスが侵入して窒化が進行しているので、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層２がエッチングされて白い色になっている。また、空孔１の表面から離れたところでは白い色が少なくなり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層と基地の混合組織３となっている。すなわち、空孔１のある耐摩耗品の表面は化合物層２と拡散層と基地組織の混合組織３となっている。
【００２５】
図３は、その断面をマイクロビッカース硬さで測定した圧痕の写真であり、圧痕が小さいほどマイクロビッカース硬さが硬いことを示している。マイクロビッカースの圧痕の大きさから明らかなように、空孔１の周辺は比較的小さく、空孔１と空孔１の間８のマイクロビッカースの圧痕の大きさは空孔の周辺に比べて大きく、硬さが低下していることがわかる。これは、空孔１の周辺は窒化ガスが入り込んで化合物層２ができており、空孔１と空孔１の間８は拡散層と基地の混合組織３となっているため、硬さが空孔１の周辺に比べて低くなっていると考えられる。
【００２６】
このように表面の硬さが適度にばらついているので、耐摩耗部品を仕上げ加工する際に、柔らかい基地部分の加工量が多くなり、微少な窪みが形成され油溜まりを形成することになる。さらに、耐摩耗部品が作動すると、柔らかい基地組織の部分には微少な摩耗が発生して油溜まりの役目を果たすようになり、圧粉体焼結成形品の空孔に加えてくさび効果の高い油溜まりが可動部全面にわたって形成される。したがって、表面全体としては保油性が高まって潤滑性が良好となり、耐摩耗性は空孔の周辺の化合物層と拡散層で確保できるので、表面全体が硬い耐摩耗部品に比べて良好な信頼性を確保することができる。
【００２７】
なお、本実施の形態は、粉末ハイスの焼き入れ、焼き戻し品で説明したが、素材を一般的な合金粉で製作しても良く、また、Ｃｒを含有する鉄系合金粉末にＭｎ、Ｔｉ、Ｖのうち少なくとも一種の金属元素を含有する合金粉で製作しても同様な効果を得ることができる。
【００２８】
図４は、図１の耐摩耗部品の窒化処理後の硬さ分布曲線を示しており、表面から０．４ｍｍを越えた位置Ａでも、硬さは表面Ｂとほとんど変わっていない。この耐摩耗部品の表面を０．１ｍｍ程度研削して除去加工した後の、表面からの深さ０．１ｍｍの位置Ｃをエッチングすると図２の断面組織のようになる。
【００２９】
このように粉末ハイスの圧粉体焼結品は短時間の窒化処理でも、素材に空孔があるため窒化のガスが内部まで浸透しやすく深く窒化される。したがって、通常の窒化処理では、素材の粗加工後、窒化処理を行い、更に仕上げ加工といった工程を踏む必要があるのに対し、粉末ハイスの圧粉体焼結品は、素材に窒化処理を行い、直接仕上げ加工を行っても、必要な硬さを容易に得ることができる。さらに、素材の焼き入れ焼き戻しによる変形が発生して取り代が不均一となっても、深く窒化されているので完成品の一番硬い化合物層の表面硬さのばらつきは小さくすることができる。
【００３０】
さらに、表面を除去加工することにより、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎの化合物層だけでなく、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎの拡散層及び基地の混合組織が表れるが、これは、表面に近い場所でも硬さが低い部分が存在することからも理解できることである。すなわち、本発明にかかる耐摩耗部品は、優れた耐摩耗性を保持しつつ、粗加工工程を省略することができるので、安価に製作することができる。
【実施例１】
【００３１】
３種類のＣｒを含有する鉄系合金粉末を所定の形状にまず成形し、この成形体を所定の温度（例えば、１１８０℃）で真空焼結して焼結体を作製し、焼結体に所定の熱処理を行った後、表面形状を調査した。各試料の材料はＳＫＨ５１に相当し、ここでは試料Ｘ，Ｙ，Ｚという。
【００３２】
表１は、試料Ｘ，Ｙ，Ｚの熱処理後の組成分析結果を示している。
【表１】
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【００３３】
また、図５は各試料の素材に対して行った熱処理パターンを示しており、表２は各試料の材質特性を示している。
【表２】
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【００３４】
その後、試料Ｘ及びＹに対しては４００℃の温度で６時間窒化処理を行ったのに対し、試料Ｚに対しては４８０℃の温度で３時間の大気処理（軽微な酸化処理）を行い、さらに４００℃の温度で６時間の窒化処理を行った。
【００３５】
次に、倍率４０〜２０，０００の走査型電子顕微鏡を用いて、各試料の表面形状及び表面性状を調査、評価した。
【００３６】
図６乃至８は、窒化後の試料Ｘ，Ｙ，Ｚの倍率４０のときの表面状態をそれぞれ示しており、試料Ｙ及びＺは同様の表面状態を呈しているのに対し、試料Ｘは試料Ｙ及びＺに比べて微少粒状を呈しており、活性な表面状態が認められる。
【００３７】
また、図９乃至１２は、試料Ｘの倍率２００、１，０００、５，０００、２０，０００のときの表面状態をそれぞれ示しており、図１３乃至１６は、試料Ｙの倍率２００、１，０００、５，０００、２０，０００のときの表面状態をそれぞれ示している。また、図１７乃至２０は、試料Ｚの倍率２００、１，０００、５，０００、２０，０００のときの表面状態をそれぞれ示しており、図２１及び２２は、試料Ｚの別の部位の倍率５，０００、２０，０００のときの表面状態をそれぞれ示している。
【００３８】
図９乃至１２によれば、試料Ｘの表面は小粒が圧着焼結され焼結粒間隙の表面に微細な凸状析出物が無数に存在しており、これらの微少析出物回りに窒化物粒の析出が認められる。すなわち、試料Ｘは、４００℃の温度で６時間窒化処理を行うことにより内部まで窒化されていることが分かる。
【００３９】
図１３乃至１６によれば、試料Ｙは試料Ｘに比べて焼結粒子が大きく、図９及び１０と図１３及び１４を比較すると分かるように、試料Ｙは比較的平らな表面状態を呈しており、倍率５，０００以上の観察においても、試料Ｘに認められる微細凸状析出物の割合が少なく、安定した（不活性な）表面状態にある。
【００４０】
また、図１７（倍率２００）によれば、試料Ｚ表面の焼結粒子は試料Ｙに類似しており、試料Ｘに比べて大きい状態にあるが、図１８乃至２２に示される倍率１，０００以上の観察によれば、試料Ｚは表面及び焼結粒間隙に微細な析出物が試料Ｘ以上に存在し、微視的には試料Ｘに類似した表面状態が形成されている。
【００４１】
試料Ｙと試料Ｚの相違点は、焼結後の素材の大気処理の有無にあり、前者は非処理状態にあるのに対し、後者は大気処理した状態にある。非処理材は、上述したように表面が平らで安定な状態を呈しているが、大気処理した試料Ｚは表面に凸状析出物が無数に生じていることから、試料Ｘと同様、表面が活性化している。
【００４２】
一方、窒化後の各試料の硬さは表３のとおりであった。
【表３】
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【００４３】
表３から分かるように、表面から深さ０．０１ｍｍ及び０．０５ｍｍの部位における硬さは、試料Ｚ、Ｘ、Ｙの順に前者ほど高い。
【００４４】
表３に示される硬さと上述した表面形状とを比較すると、窒化後の表面に存在する微細析出粒は、図９乃至２２に示されるように、試料Ｚ、Ｙ、Ｘの順に前者ほど密度が高い。試料Ｚは試料Ｙを窒化処理する前に大気処理することにより試料表面に微細な酸化物粒子が形成されていることから、試料Ｚは微細析出した酸化物粒子が表面を活性化させることにより窒化反応が容易になったものと想定される。
【００４５】
また、試料Ｙの場合、窒化温度を上昇するか（例えば、約４３０℃）、あるいは窒化温度は４００℃であっても窒化時間を長くする（例えば、約１０時間）ことにより、表面からの深さ０．５ｍｍの部位における硬さが９００Ｈｖ以上まで高くなる場合もあったが、窒化が不安定で、割れが発生することがあった。
【００４６】
さらに、試料Ｚに対し、処理時間を一定（３時間）にして処理温度を２８０℃、３８０℃、４８０℃、５８０℃に変えて大気処理を行ったところ、２８０℃では表面から深さ１．５ｍｍの部位における硬さが９００Ｈｖを下回ったものの、処理温度が３８０℃以上の場合、表面から深さ１．５ｍｍまでの硬さがすべて９００Ｈｖ以上であることが確認された。
【００４７】
すなわち、試料Ｙ及びＺは窒化性が悪いが、３８０℃の温度で３時間の大気処理を行った後、４００℃の温度で６時間の窒化処理を行うことで、試料Ｘと同様、窒化性が向上する。
【００４８】
なお、各試料は表層近傍における合金元素（Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ）及びＯ濃度に相違が認められ、これら元素濃度分布の相違が窒化反応に影響を与えている。
【００４９】
さらに詳述すると、各試料の表層組成調査を約５０μｍの深さまで実施したところ、いずれの材料も３μｍ以上の深度部分の濃度は殆ど同じ値を示したので、３μｍの深さまでのデータを基に表層を構成する元素の濃度分布を解析した。
【００５０】
その結果、試料Ｘは表層から約０．２μｍの深さに、基材部組成の約２〜３倍に濃化したＣｒ，Ｗ，Ｍｏ及びＶの濃化域が認められ、最表層において約３０％に達するＯ量が検出された。また、試料Ｙの表層近傍におけるＷ，Ｍｏ及びＶ濃度は基材部組成の約１．５倍程度に濃化していたが、Ｃｒは脱元素化現象を呈していた。さらに、最表層におけるＯ濃度は約６％程度であり、試料Ｘに較べると低い。
【００５１】
また、試料Ｚは試料Ｘと同様に表層から約０．２μｍの深さに、基材部組成の約１．５〜２倍に濃化したＷ及びとＭｏと、最表層において約６％程度のＯ量が検出された。一方、Ｃｒ及びＶの挙動は試料Ｙに類似しており、前者は脱元素挙動を後者は最表層において濃化する現象を示していた。
【００５２】
以上より、試料Ｚ表層を構成する元素濃度は、試料Ｘと試料Ｙの中間的様相を有しているものと想定される。
【００５３】
図２３は、各試料の表層における合金元素の最高濃度を示しており、表層におけるＣｒ，Ｗ，Ｍｏ及びＶ量は試料Ｘが最も高い。また、試料Ｙと試料Ｚにおいては、Ｃｒ量は略等量であるが、その他の元素は試料Ｙに較べて試料Ｚが高い。これらの事から、窒化した場合、試料Ｘ，Ｚ，Ｙの順に前者ほど硬化し易い状態にあるものと推察される。
【００５４】
各試料は大気加熱処理することにより窒化が容易になることから、各合金元素の最高濃度部位におけるＯ濃度に着目すると図２４のグラフが得られた。このグラフによれば、Ｖの最高濃度部位におけるＯ濃度の挙動を除くと、試料Ｘは他の試料に比較して高濃度のＯ量が検出される。一方、窒化し難い試料ＹはＯ濃度が最も低い。これらのことから、表層近傍に生じるＣｒ，Ｗ及びＭｏの最高濃度部位におけるＯ濃度の高低が窒化の難易を決定づけているものと想定される。
【００５５】
なお、Ｖ最高濃度部位におけるＯ濃度が試料Ｚで高いのは、試料Ｚでは最表面でＶ濃度が最も高く、他の試料は最表面よりも内部に入った箇所においてＶ濃度が高くなっており、これはＯ量の吸収差によって生じたもので、Ｖ量との直接的関係は薄いものと想定される。
【００５６】
本実施例によれば、試料Ｚは試料Ｘと同様、窒化物の微細な析出粒子が表面を覆っており、その密度は一見すると試料Ｘ以上と思われる。このことが、極表層における硬さの序列を決定づけており、大気処理による表面形状変化によって生じた微細析出粒が窒素の吸収を担ったものと推定される。なお、試料Ｘ及びＺの窒化後の焼結素材の表面のほぼ全面が０．１〜０．５μｍ程度の粒子あるいは突起に覆われているのが観察できた。
【００５７】
以上のことから、試料Ｘ及びＺは本発明にかかる耐摩耗部品の材料として好ましく使用できるのに対し、試料Ｙの使用は好ましくない。
【００５８】
また、以上のことから、次のように判断することができる。
（１）窒化後の材料の表面は素材の表面状態を継続しており、試料Ｘ及び試料Ｚは表面に微細析出物が多数認められるが、試料Ｙは析出物が少なく平面的である。
（２）窒化後の深さ０．０１ｍｍ及び０．０５ｍｍの部位の硬さは、試料Ｚ、Ｘ、Ｙの順に前者ほど高く、表層硬さは表面析出物の密度と関連している。
（３）窒化の難易は、表層に生じる合金元素の濃化、濃度分布状態及び微少酸化物粒子等の表面活性化現象が支配している。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明にかかる耐摩耗部品は、仕上げ加工する際に、柔らかい基地部分の加工量が多くなり、油溜まりとなる微少な窪みが形成され、さらに、柔らかい基地部分に微少な摩耗が発生して油溜まりが形成されるので、耐摩耗性が向上して焼き付きを発生することがなく、エンジンあるいは圧縮機の摺動部品等に使用すると効果的である。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】本発明にかかる耐摩耗部品の断面エッチング写真である。
【図２】図１の耐摩耗部品の表面を研削加工して削り取った表面のエッチング写真である。
【図３】図１の耐摩耗部品の表面のマイクロビッカース硬さ測定圧痕の写真である。
【図４】図１の耐摩耗部品の硬さ分布曲線である。
【図５】各試料の素材に対して行った熱処理パターンを示す図表である。
【図６】窒化後の試料Ｘの倍率４０のときの表面状態を示す写真である。
【図７】窒化後の試料Ｙの倍率４０のときの表面状態を示す写真である。
【図８】窒化後の試料Ｚの倍率４０のときの表面状態を示す写真である。
【図９】窒化後の試料Ｘの倍率２００のときの表面状態を示す写真である。
【図１０】窒化後の試料Ｘの倍率１，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１１】窒化後の試料Ｘの倍率５，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１２】窒化後の試料Ｘの倍率２０，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１３】窒化後の試料Ｙの倍率２００のときの表面状態を示す写真である。
【図１４】窒化後の試料Ｙの倍率１，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１５】窒化後の試料Ｙの倍率５，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１６】窒化後の試料Ｙの倍率２０，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１７】窒化後の試料Ｚの倍率２００のときの表面状態を示す写真である。
【図１８】窒化後の試料Ｚの倍率１，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図１９】窒化後の試料Ｚの倍率５，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図２０】窒化後の試料Ｚの倍率２０，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図２１】窒化後の試料Ｚの別の部位の倍率５，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図２２】窒化後の試料Ｚの別の部位の倍率２０，０００のときの表面状態を示す写真である。
【図２３】各試料の表層近傍における合金元素の最高濃度を示すグラフである。
【図２４】各試料の表層近傍における合金元素の最高濃度部位におけるＯ濃度を示すグラフである。
【符号の説明】
【００６１】
１  空孔
２  化合物層
３  混合組織
８  空孔と空孔の間のマイクロビッカースの圧痕
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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