(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０.０１〜０．１５質量％のC、 １０〜３２質量％のCr、及び０．４〜７．５質量％のMo及び０〜５質量％のNbの1種又は２種（以下「Mo(Nb)と表す」）を総量で０．４〜１０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高Cｒ鉄系材料からなる母材表面に表面硬化層が形成され、この表面硬化層に分散された粒子が、４００倍の光学顕微鏡観察で、最大粒子径が１０μm以下の粒状，片状もしくは網状の少なくとも一つの形態を有するFe-Cr-Mo(Nb)-Nからなり、該表面硬化層の硬さがＨｖ１２００以上であることを特徴とする鉄系摺動部材。
【請求項２】
前記母材が２．５質量％以下のNi、１．０質量％以下のSi、１．２５質量％以下のMn、０．１質量％以下のP、０．５質量％以下のS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種の元素を含有する請求項１記載の鉄系摺動部材。
【請求項３】
前記母材を浸炭後窒化することにより前記表面硬化層を形成した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】
前記母材を窒化することにより前記表面硬化層を形成した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５】
前記窒化をガス窒化、塩浴窒化又はプラズマ窒化で行う請求項３又は４記載の鉄系摺動部材。
【請求項６】
前記窒化を流動床式ガス窒化で行う請求項３又は４記載の鉄系摺動部材。
【請求項７】
ロータリーコンプレッサのベーンである請求項１から６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】
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Ｆｅ2Ｃなどもあることは従来から知られている。
【０００５】
一方、Cr含有鋼にNbをある程度添加するとNbCなどの炭化物が共析反応とは別個の反応により形成されることは従来から知られている。同様に、Cr含有鋼にある程度添加されたNbは(Fe-Cr)7C3およびＣｒ23Ｃ6にも固溶しているが、その形態は上述のものよりも粒状化されることが分かった。
【０００６】
前段落で述べたような組成及び形態を有する炭化物を窒化すると粒状Fe-Cr-Mo(Nb)-Nが生成することが本発明者らの研究により判明した。より詳しく述べると、炭化物の結晶形態は(Fe-Cr)7C3、Cr23C6、Mo2C,NbCなどであるが、WDX（波長分散Ｘ線分光器）により分析される窒化後の粒子の組成はFe-Cr-Mo(Nb)-Nである。図１には表面硬化層の金属顕微鏡組織写真とWDX分析ラインを示す。金属顕微鏡組織写真で白色に見える部分が硬質粒子である。またWDX分析ラインに沿って変化するCr,Mo,Nb,Nのピークは中心部の大きな粒子の位置で全部が高くなっているから、硬質粒子はこれらの原子が全て含有されている。一方Feはこの位置では低くなっているが、絶対量が多いためにFeも粒子中に含有されていると言える。
【０００７】
Fe-Cr-Mo(Nb)-Nの形態は次に述べるように片状、網状及び／又は粒状である。この原因については次のように考察した。（イ）Cr23C6炭化物粒子などのCr炭化物では、1個の粒子が周囲から内部に向かって窒素原子が浸透し、粒子全体が窒化されると、その周囲に窒化物が成長する。この成長は炭化物粒子と相似形の窒化物粒子が形成される。したがって炭化物が片状もしくは網状であると、窒化物も片状もしくは網状になる。（ロ）Mo(Nb)を添加した場合、Cr炭化物に含有されるMo(Nb)とCrでは窒化物生成傾向が異なり、前者は後者より生成傾向が小さい。Cr炭化物中ではMo(Nb)は局所的に濃度変化示す。Mo(Nb)を含有する炭化物粒子が窒化される際には、窒化は粒子の周囲から内部に向かって一様に進行せずむらが発生する。同様に窒化物の粒子周囲への成長もむらが発生する。この結果片状成長傾向が弱められ、粒状成長傾向が強められる。
【０００８】
なお、Cｒ含有鋼の表面には、厚さが数nmのFe-Cr酸化膜が形成されており、これが不働態膜として作用するために優れた耐食性が得られる。この不働態膜を除去せずに表面酸化膜を窒化するFe-Cr-N窒化物が形成される。しかし不働態膜の厚さは窒化層の厚さの1/1000以下であるので、Fe-Cr-Nは上記分析法では検出限界に達しない。
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。
【０００９】
本発明の鉄系摺動部材は、０．０１〜０．１５質量％のC、１０〜３２質量％のCr、及び０．４〜７．５質量％のMo及び０〜５質量％のNbの1種又は２種（以下「Mo(Nb)と表す」）を総量で０．４〜１０質量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Cｒ鉄系材料からなる母材表面に表面硬化層が形成され、この表面硬化層に分散された粒子が、４００倍の光学顕微鏡観察で、最大粒子径が１０μm以下の粒状，片状もしくは網状の少なくとも一つの形態を有するFe-Cr-Mo(Nb)-Nからなり、該表面硬化層の硬さがＨｖ１２００以上であることを特徴とする。
【００１０】
C含有量が２質量％を超えると粗大な初晶炭化物が生成し、製品の摺動特性が劣化する。本発明においては、C含有量は０．０１〜０．１５質量％である。
【００１１】
Cｒ含有量が１０質量％未満であると、表面硬化層内の窒化物の量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３２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母材の脆化が起こるか、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母材の強度低下が起こる。このような母材に窒化を行っても摺動特性の改良は期待できない。したがって、Cｒ量は１０〜３２質量％であり、好ましくは１６〜２４質量％であり、より好ましくは１６〜２０質量％である。
【００１２】
本発明の母材において、Moは炭化物形態を変化させるとともにそれ自身が窒化され、耐摩耗性を発揮するために添加される元素であり、その含有量が０．４質量％未満であると、その効果が少なく、一方７．５質量％を超えると母材と表面硬化層が脆化する。同様に、Nbは炭化物形態を変化させるとともにそれ自身が窒化され、硬度を高め、耐摩耗性を付与するために添加される元素であり、その含有量が５質量％を超えると母材と表面硬化層が脆化する。
【００１３】
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Hv１３００〜１４００である。また、表面硬化層の組成は、母材に窒素あるいは炭素と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。
【００１４】
表面硬化層においては、粒状、片状及び／又は網状Fe-Cr-Mo(Nb)-Nが存在して優れた摺動特性を発揮している。この粒状、片状、網状Fe-Cr-Mo(Nb)-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。
【００１５】
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２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質量%以下及びS０．５質量％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-Mo（Nb）-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。
【００１６】
本発明において適用される窒化はガス窒化、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５００〜６５０℃が好ましい。
同じく本発明において、窒化前に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。
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。
【００１７】
実施例１
０．０２%C, １８%Cr, ２．５%Mo, ０．８%Si, ０．３%Mn, ０．０４%P, ０．００２%S、残部Feの組成を有するCr鋼に次の窒化処理を施した。
【００１８】
（窒化処理）
Cr鋼試料を、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。試料は、３０分で室温から５７０℃に上昇した。
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。その後、炉から取り出して、室温にまで１時間で冷却した。
【００１９】
この供試材の表面をＲｚ１．５μmに研磨し、脱脂を行った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、金属顕微鏡で写真撮影した結果を図２に示す。厚さ５０μｍの表面硬化層において、表面から２０μｍの深さの硬さはHv１４００であった。
【００２０】
実施例２
実施例１の方法により０．０２%C, １８%Cr, 1%Mo,０．８ %Si, ０．３%Mn,０．０４ %P, ０．００２%S、残部Feの組成を有するCr鋼に窒化処理を施した。化合物層を除去した表面硬化層において表面から２０μｍの深さでの硬さはＨｖ１３５０であった。
【００２１】
実施例３
実施例１の方法により  ０．０２%C, １８%Cr, 2.5%Mo,1%Nb, ０．８%Si,０．３%Mn, ０．０４%P, ０．００２%S、残部Feの組成を有するCr鋼に窒化処理を施した。化合物層を除去した厚さ50μmの表面硬化層において表面から２０μｍの深さでの硬さはＨｖ１５００であった。
【００２２】
実施例４
０．０２%C, １８%Cr, 2.5%Mo,1%Nb, ０．８%Si,０．３%Mn,０．０４%P,０．００２%S、残部Feの組成を有するCr鋼に次の浸炭処理を施した。
【００２３】
（浸炭処理）まず、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。試料は、３０分で室温から９００℃に上昇した。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。この浸炭した試料を取り出して、１．５時間で室温にまで冷却した。
【００２４】
浸炭処理後実施例１の方法により窒化処理を施した。化合物層を除去した厚さ５０μmの表面硬化層において表面から２０μｍの深さでの硬さはＨｖ１３００であった。
【００２５】
実施例５
実施例１の方法により０．０２%C, １０%Cr, 2.5%Mo, 1%Nb,０．８ %Si,０．３%Mn, ０．０４%P, ０．００２%S、残部Feの組成を有するCr鋼に実施例１と同様の窒化処理を施した。化合物層を除去した厚さ５０μmの表面硬化層において表面から２０μｍの深さでの硬さはＨｖ１３００であり、表面より１００μｍの深さでの硬さはＨｖ６００であった。
【００２６】
比較例１
比較のためにSKH51焼結材（Ｈｖ８５０）を調製した。
【００２７】
比較例２
実施例１の方法によりSUS440C（C:1.0％,Cr17%,Mo0.2%）に実施例１と同様の条件により窒化処理を施した。この際、表面から２０μmの深さでの表面硬化層の硬さはＨｖ１１５０であった。化合物層を除いた部分では網状もしくは片状のFe-Cr-Nが生成している。
【００２８】
比較例３ 実施例１の方法によりSUS430（Cr17%, Mo0.2%）に実施例１と同様の条件により窒化処理を施した。この際、表面から２０μmの深さでの表面硬化層の硬さはＨｖ１２００であった。
【００２９】
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３において１は供試材、２は相手材である。
【００３０】
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）。
【００３１】
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-Mo(Ｎｂ)-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、SKH51焼結材はすべての性能が不良である。
【００３２】
上記実施例１，３，４及び比較例１，２，３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
【００３３】
試験の結果を図６に示す。本発明の供試材はピン比摩耗量（自身の摩耗）が比較例の供試材よりも少なくなっている。また本発明のリング摩耗量（相手材摩耗）は比較例１（焼結高速度鋼）と同程度に低くなっている。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の窒化材と同程度に低くなっている。
【００３４】
【発明の効果】
以上説明したように、Mo(Nb)を含有するCr鋼を窒化することにより形成されるFe-Cr-Mo(Nb)-Nは粒状化されているので、自身の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】  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及びWDX分析結果を示すチャートである。
【図２】  本発明実施例１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５の方法で行われた摩耗試験の結果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】
0004938181.tif 000002
【図２】
0004938181.tif 000003
【図３】
0004938181.tif 000004
【図５】
0004938181.tif 000005
【図６】
0004938181.tif 000006
【図４】
0004938181.tif 000007