(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
10〜29質量％のCr、0.1〜1.2質量％のC、1.0質量％以下のSi、
及び1.25質量％以下のMnを含有し、残部がFe及び不可避的不純物である母材
表面に形成された表面硬化層に分散された粒子が、実質的に、最大粒子径
が１０μm以下の粒子状Fe-Cr-Nからなり、その面積率が10〜40％であること
を特徴とする鉄系摺動部材。
【請求項２】
母材が、2.5質量％以下のNi 及び0.75質量％以下のMoからなる
群より選択された少なくとも１種の元素をさらに含有することを特徴とする
請求項１記載の鉄系摺動部材。
【請求項３】
前記表面硬化層が、母材を浸炭後窒化処理を行うことにより形
成 されたものであることを特徴とする請求項１又は２記載の鉄系摺動部材。
【請求項４】
ロータリーコンプレッサのベーンである請求項１から３までの
何れか１項記載の鉄系摺動部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は鉄系摺動部材に関するものであり、さらに詳しく述べるならばロータリーコンプレッサのベーンなどの摺動部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ロータリーコンプレッサのベーンなどにはCr含有鋼材を窒化処理して耐摩耗性を向上させたものが使用されている。特開昭６０―２６１９５号によると、ローラ溝内で摺接するベーンの側面をFe-Cr-Nが点在した窒化層とすることにより耐摩耗性が向上すると述べられている。このFe-Cr-Nは軟窒化により形成された化合物層の下側に存在し、その形状は瓦を敷きつめたようなものであると説明されている。その粒子形態は片状もしくは網状であると言える。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らの研究によると、片状もしくは網状Fe-Cr-Nは厳しい摺動条件での性能は充分ではないことが分かったので、Fe-Cr-Nの形態を優れた摺動特性が実現されるように制御する研究を行い本発明を完成した。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは次の事項を考察した。Cr含有鋼中のCr炭化物は主として、共析反応により生じるラメラー状一次炭化物である(Fe-Cr)7C3およびCr23C6であり、その他には二次炭化物であるFe３Cなどもある。市販のCr鋼材ではCｒ7C3は熱間加工と焼鈍によりかなり粒子状化されているが、炭化物粒子の長径と短径の差は２〜４倍に達することもある。このような組織状態のCr含有鋼を軟窒化するとCr炭化物が窒化物に変換されるが、窒化物は上述のように片状もしくは網状になる。
【０００５】
上述の組織をもつCr含有鋼を浸炭すると(Fe-Cr)7C3がさらに丸みを帯びかつ粗大化する。この過程では、 (Fe-Cr)7C3の炭素はマトリックスに固溶され、炭化物粒子が微細化するとともにマトリックス中の固溶炭素量が高くなる。炭化物粒子が小さくなる際には、粒子の突起状部や幅が小さい部分がマトリックスに優先的に溶け込むために、炭化物粒子は丸みを帯びてくる。片状(Fe-Cr)7C3は熱間圧延加工による変形が大きい鋼材表面部では、圧延方向に向いており、鋼材表面とほぼ平行になっている。一方浸炭ガスから供給される炭素は鋼材表面から内部に拡散するから、片状炭化物が鋼材表面に向いている平坦面側では片状粒子の先端よりも炭化物の成長速度が速くなる。換言すると、片状炭化物がさらに長くなるような炭化物の成長は起こり難く、粒状化が起こり易い。
【０００６】
続いて、窒化処理を行う。粒状化された(Fe-Cr)7C3が分散したCr鋼を窒化すると、炭化物がFe-Cr-Nに変換される。上述のような知見に基づいて完成した本発明の摺動部材は次のとおりである。
【０００７】
本発明の鉄系摺動部材は、10〜29質量％のCr、0.1〜1.2質量％のC、1.0質量％以下のSi、及び1.25質量％以下のMnを含有し、残部がFe及び不可避的不純物である母材表面に形成された表面硬化層に分散された粒子が、実質的に、最大粒子径が10μm以下の粒子状Fe-Cr-Nからなり、その面積率が10〜40%あることを特徴とする。以下、本発明の限定事項を説明する。
【０００８】
本発明の母材において、Cｒ含有量が10質量％未満であると、Cr炭化物量が少なくなり、浸炭後に粒子状化される炭化物が少なくなるために、製品の摺動特性が不足する。一方母材のCr含有量が29質量％を超えると、(a)炭素含有量が高い場合は、Cｒ炭化物量が多くなるために脆化が起こるか、あるいは(b)炭素含有量が低い場合にはδフェライトが生成して強度低下が起こる。このような母材に浸炭・窒化を行っても摺動特性の改良は期待できない。さらに、(a)の場合は鋳造組織中でラメラー状一次炭化物が粗大に成長するために、素材の熱間加工及び粒子状化焼鈍後でも、片状の炭化物がかなり残存する。この結果、浸炭・窒化を行っても所期形状の窒化物が得られない。したがって、Cｒ量は10〜29質量％であり、好ましくは12〜29質量％であり、より好ましくは16〜18質量％である。
【０００９】
本発明の母材において、Cは炭化物を形成するための必須元素である。母材のC量が０．１％未満であると、炭化物量が不足し、あるいはδフェライトが生成して多量のCｒに関して説明したような弊害が起こる。一方母材のCが１．２質量％を超えると、炭化物が量が多くかつ粗大化して多量のCｒに関して説明したような問題が起こる。
【００１０】
続いて、本発明の表面硬化層を説明する。「表面硬化層」とは上記した調質状態の母材よりも実質的に硬度が高い層であり、最表面に形成される窒素化合物層を除いたものである。表面硬化層の硬さは、通常、Hv１２００以上、好ましくはHv８００〜１０００である。また、表面硬化層の組成は母材に炭素及び窒素が侵入したものであるが、浸炭量は通常１．０〜３．０％、窒化量は通常１．０〜１０％であるので、母材の組成にこれらＣとＮが外割で加えられたものである。表面硬化層の厚さは特に限定はされず、好ましくは２０〜５０μmである。
【００１１】
表面硬化層においては、粒子状Fe-Cr-Nが１０〜４０面積％存在して優れた摺動特性を発揮している。粒子状Fe-Cr-Nは母材の(Fe-Cr)7C3を浸炭・窒化して形成することができる。この粒子状Fe-Cr-N系粒子のほかに表面硬化層には、Fe4N,Fe3N,CrN,Cr2Nなどの粒子も存在するが、量が少なく、かつ４００倍の光学顕微鏡では同定できないほど粒子径も小さいので、摺動特性への寄与は少ない。Fe-Cr-Nの粒子状とは、全粒子について平均して最小径に対する最大径の倍率が１．５以下、好ましくは１．２以下であることである。上記した粒子状Fe-Cr-Nを分散させるマトリックスは母材の調質状態に依存するが、焼入・焼戻し母材では焼戻しマルテンサイトであり、また焼鈍母材の場合はフェライトである。本発明が特長とする粒子状Fe-Cr-Nは、最大径が１０μm、好ましくは５μｍ、面積率が１０〜４０％の範囲で、好ましくは１５〜３０％の範囲で優れた摺動特性が得られる。
【００１２】
本発明に係る母材においてNiは不働態膜促進物質であるが、最大で２．５質量％含有させてもよい。しかしながらNiは浸炭と窒化を阻害するので、全く含有させないことが好ましい。
Siは脱酸剤として添加される。特に窒化鋼の場合は、脱酸作用を持つAｌを添加することにより窒化を促進することができるが、Alは本発明が目的とする粒子状窒化物形成に寄与しないので、Siを添加して脱酸することが好ましい。Si量は１．０質量％以下であり、この量を超えると、表面に不働態膜ができ、浸炭が妨げられる。
Mnは脱硫剤として添加され、SをMnS系介在物として存在させる。Mn量は１．２５質量％以下である。
P及びSはともに不純物であり、その量は少ないほどよいが、P0.1%以下及びS０．５％以下は許容される。これらの量は通常の鋼材中の不純物規格量より多いが、表面硬化層は多量のFe-Cr-Nにより摺動特性が改善されているので、P,Sによる機械的性質低下の影響は大きくない。
Moは特殊炭化物を形成して焼戻軟化抵抗性を有するので、高強度母材を得ることができる。しかしMo量が０．７５％を超えると、炭化及び窒化されるべきCr炭化物のCを奪い、結果として固溶Cr量が多くなるので、所期の粒子状化を達成することができない。
【００１３】
本発明において、適用される浸炭法は、固体浸炭、ガス浸炭、プラズマ浸炭、などの方法であり、好ましくは流動層炉ガス浸炭である。浸炭温度は８００〜１０００℃が好ましい。軟窒化はガス窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化などの各種方法で実施することができる。窒化温度は浸炭温度より低いことが好ましく、より好ましくは温度差を２００℃以上とする。
続いて、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。百分率は特記しない限り質量％である。
【００１４】
実施例１
市販のSUS440C（マルテンサイト系高炭素・高クロムステンレス鋼焼入・焼戻し材）につき試験を行った。その組成は、１%C, １６．５%Cr, ０．３%Si,０．４ %Mn, ０．３%P, ０．２%S、残部Feであった。また硬さはＨｖ７５０であった。炭化物平均粒径は２μmであり、その組織形態は「鉄鋼の顕微鏡写真と解説」佐藤知雄編、丸善株式会社昭和３８年７月２０日発行、第１７５頁、第３２３図とほとんど同じであり、未溶解の粒子状もしくは片状炭化物が認められる組織であった。この供試材の表面をＲｚ１．５μmに研磨し、脱脂後次の条件で順次浸炭及び窒化を行った。
【００１５】
（浸炭処理）
まず、合金試料を、炉内温度が９００℃に保持された流動層炉に投入した。なお、炉内雰囲気は窒素雰囲気が保たれ、窒素ガスが７０ｍｌ／ｍｉｎで供給されている。合金試料は、３０分で温室から９００℃に上昇した。
合金試料が９００℃に到達した後、炉内に塩化メチレン‐塩化ビニレン‐塩化アンモニウム（ＮＨ4Ｃｌ）等の塩化物が供給された。炉内に供給された塩化物は、熱により分解され、活性化した塩素を発生した。この塩素は、合金試料を還元することで、合金試料の表面を清浄化した。
その後、窒素ガスの導入量を５５ｍｌ／ｍｉｎに減少させ、プロパンガス（Ｃ3Ｈ8）を１４ｍｌ／ｍｉｎの流量で炉内に３０分間供給した。このプロパンガスは、合金試料の表面において分解され、活性な炭素を析出し、この活性な炭素が合金試料の内部に侵入し、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃを形成した。
この浸炭した合金試料を取り出して、１．５時間で室温にまで冷却した。
【００１６】
（窒化処理）
浸炭処理が施された合金試料を、炉内温度が５７０℃に保持された流動層炉に投入した。なお、炉内雰囲気は窒素雰囲気が保たれ、窒素が７０ｍｌ／ｍｉｎで供給されている。合金試料は、３０分で室温から５７０℃に上昇した。
合金試料が５７０℃に到達した後、炉内に塩化物が供給された。炉内に供給された塩化物は、熱により分解され、活性化した塩素を発生した。この塩素は、合金試料を還元することで、合金試料の表面を清浄化した。
その後、窒素の導入量を４０ｍｌ／ｍｉｎに、減少させ、アンモニアガス（ＮＨ3）を２８ｍｌ／ｍｉｎの流量で炉内に３時間供給した。このアンモニアガスは、合金試料の表面において分解され、活性な窒素を析出し、この活性な窒素が合金試料の内部に侵入し、合金試料のＦｅ−Ｃｒ−Ｃと反応し、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎ構造体を形成した  その後、炉から取り出して、室温にまで１時間で冷却した。以上の浸炭処理および窒化処理を施すことで、摺動部材の表面が形成された。
【００１７】
この処理を行った後供試材を樹脂に埋込んで研磨し、研磨面を５％ナイタール腐食液で５〜１０秒エッチングし、４００倍の金属顕微鏡で写真撮影した。最表面の化合物層を除いた、表面から５〜２０μmの深さで幅が５０μmの部分につき画像処理装置（LUZEX.FS社製品）を使用してFe-Cr-Nの面積率を求めたところ３０面積％であった。供試材表面の断面組織を図１に示す。この図よりFe-Cr-Nは粒子状であった。
【００１８】
比較例１
浸炭を省略した他は実施例１と同様の処理を行った結果の供試材表面の金属顕微鏡写真（倍率４００倍）を図２に示す。化合物層を除いた部分では網状もしくは片状のFe-Cr-Nが生成しており、その面積率は２０％であった。
【００１９】
実施例２
実施例１の方法によりSUS440Cに浸炭・窒化処理を施した。この際、化合物層を除去した厚さ２０μmの表面硬化層において粒子状Fe-Cr-Nの面積率を１０％、２０％、３０％及び４０％と変化させた。なお、それぞれの層の硬さはＨｖ８００、Ｈｖ８５０、Ｈｖ９００及びＨｖ１０００であった。
【００２０】
比較例２
比較のためにSKH51焼結材Ｈｖ８５０も調製した。これらの供試材につき次の条件で摩耗量及び粗さ変化を測定してベーン側面部の摺動特性を評価した。図４において１は供試材２は相手材である。
【００２１】
試験方法：往復摺動試験機
荷重：１５０kgf
潤滑条件：冷凍機油滴下
相手材：鋳鉄FC250(図３の参照符号２)
往復周波数：１０Hｚ（供試材１を往復した）。
【００２２】
試験の結果を図４のグラフに示す。図の棒グラフの左側は試験前の供試材粗さ、右側は試験後の供試材粗さであり、真中の矩形は相手材摩耗量である。Fe-Cr-Nが片状である比較例１相当供試材と本発明供試材を比較すると、本発明材は粗さ変化が少ない。またFe-Cr-N面積率を多くすると相手材摩耗量も少なくすることができる。また、SKH51焼結材はすべての性能が不良である。
【００２３】
上記各種供試材をピン材とし、相手材としてはNi-Cr-Mo系特殊鋳鉄（HRｃ５０〜５３）として、冷媒雰囲気テスター（ピン／リングタイプ）で試験して、ベーン先端部の摺動特性を評価した。図５において、３は供試材からなるピン、４は相手材からなるリング、５はオイルである。試験条件は次のとおりであった。
荷重：９８０N
速度：１．０ｍ／ｓ
オイル：エステル油
冷媒：R407C
オイル・冷媒混合比：９５：５（ｗｔ％）
温度：８０℃（初期時）
試験時間：４ｈ
【００２４】
試験の結果を図６に示す。本発明の供試材であるSUS440C浸炭・窒化材はピン比摩耗量（自身の摩耗）及びリング比摩耗量（相手材摩耗）ともにSUS440C窒化材よりも少なくなっている。また図６の表の下に荷重が１００kgfの条件での摩擦係数を付記した。本発明供試材の摩擦係数はSUS440Cの窒化材より低くなっている。比較材である高速度鋼焼結材の摺動特性はSUS440Cの窒化材と同等であった。
【００２５】
実施例３
実施例２における粒子状Fe-Cr-Nの面積率が３０％の表面硬化層製造条件において、窒化時間を０．５、３、１２時間と変化させることにより、表面硬化層の厚さを１０μm、４０μm、１００μmとした。実施例２と同一方法及び条件で粗さ変化及び相手材摩耗量を測定した結果を図７に示す。これらの厚さ範囲では特に厚さの影響は見られなかった。
【００２６】
【発明の効果】
以上説明したように、Cr鋼を窒化することにより形成されるFe-Cr-Nを粒子状化することにより、耐摩耗性及び相手材耐摩耗性を高めることができる。このために本発明に係る摺動部材はロータリーコンプレッサのベーン、その他の境界潤滑条件で使用される摺動部材として優れた性能を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  SUS440Cを浸炭窒化した本発明に係る摺動部材の表面硬化層の断面金属顕微鏡写真である。
【図２】    SUS440Cを窒化した従来の摺動部材の表面硬化層の断面金属顕微鏡写真である。
【図３】  ロータリーコンプレッサのベーン側面の摺動条件を再現する条件で行われる摩耗試験方法を模式的に図解する図面である。
【図４】  図３の方法で行われた摩耗試験の結果を示すグラフである。
【図５】  ロータリーコンプレッサのベーン先端の摺動条件を再現する条件で行われる摩耗試験方法を模式的に図解する図面である。
【図６】  図６の方法で行われた摩耗試験の結果を示すグラフである。
【図７】  表面硬化層の厚さを変化させた本発明供試材の粗さ変化及び相手材摩耗量を示すグラフである。
【符号の説明】
１−供試材
２−相手材（鋳鉄FC250）
３−供試材（ピン）
４−相手材（リング）
５−オイル
【図１】
0004523736.tif 000002
【図２】
0004523736.tif 000003
【図３】
0004523736.tif 000004
【図４】
0004523736.tif 000005
【図５】
0004523736.tif 000006
【図６】
0004523736.tif 000007
【図７】
0004523736.tif 000008