WO2022044392A1 - 摺動部材及びその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a sliding member and a method for manufacturing the same.
- sliding members In recent years, the usage environment of sliding members has been getting harsher. For example, in the aerospace field, high-speed rotation and use in high-temperature and low-temperature environments are required for weight reduction and performance improvement. In the consumer field, performance improvement by ultra-high speed rotation is required for vacuum cleaners, and in the machine tool field, high surface pressure that can withstand heavy cutting is required. Further, in the electric power field, high surface pressure is required to improve power generation efficiency in air volume power generation, and in the construction machinery field, low friction is required to improve the efficiency and operation response of hydraulic pump parts. In the automobile field, various sliding members are used, and there are all needs for high speed rotation, high surface pressure and low friction.
- Damage near the surface of the member to be slid is mainly controlled by the following three types of damage.
- the maximum shear stress of Hertz is generated at a deeper position as the acting load is larger, but considering the surface pressure range used in the current industrial field, it is the maximum at a depth of several tens of ⁇ m to several hundreds of ⁇ m from the surface. Become. Hardening at depths from tens of ⁇ m to hundreds of ⁇ m from the surface is important to increase durability against internal damage caused by the maximum shear stress of Hertz, and it is generally possible to harden from the surface to deep regions. Carburizing and induction hardening have been applied.
- martensite produced by carburizing or induction hardening has higher frictional resistance and lower tempering softening resistance than the compound layer (nitriding layer) generated by nitriding described below.
- the tempering and softening of the sliding portion due to the frictional heat generation of the sliding portion is suppressed as the frictional resistance is lower.
- the compound layer produced by nitriding Fe 2-3 N ⁇ phase and Fe 4 N ⁇ ' is similar to the above reduction in frictional resistance. Phase) etc. are applied.
- Patent Document 1 as a method of carburizing and nitriding a steel member, a Cr-containing steel member is carburized so as to have a carburizing concentration of 1.0% or more, and then only the carbide-forming layer on the surface layer of the steel member is subjected to carburizing treatment.
- a method of subjecting a carburizing treatment and then quenching the steel member is disclosed.
- the surface portion where high durability is required has low frictional resistance and is less likely to be tempered and softened.
- the inside thereof has a hardened layer of several hundred ⁇ m or more.
- the outermost surface of the layer, which has low friction and is less likely to be tempered and softened, and the hardened layer inside it are not completely separated layers, but are inclined layers in which the components of both are continuously changed. Is desirable.
- the soaking treatment described in Patent Document 1 has a soaking concentration of about 0.3%. Further, in Patent Document 1, as an effect, in order to compensate for the decrease in hardenability due to the decrease in the amount of solid solution Cr in the surface layer portion as well as the increase in hardness, the hardness of the deep layer portion is obtained by subjecting only the surface layer portion to a nitriding treatment. Although it is described that the hardenability of the surface layer portion is improved while preventing the deterioration, there is room for improvement in terms of friction reduction on the outermost surface, temper softening resistance, peeling resistance and the like.
- An object of the present invention is to provide a sliding member having a structure for suppressing internal damage, surface damage and softening damage in the vicinity of a surface, having low friction, and having high durability against high surface pressure.
- the sliding member of the present invention has a structure in which a surface layer is formed on the outer surface region of the base material, and the surface layer is a nitride layer containing iron nitride having a nitrogen concentration of 5.9 to 11.1% on a mass basis. It contains a carburized layer located between the nitrided layer and the center of the base metal, and at least a part of the carburized layer is a martensite layer, and between the nitrided layer and the martensite layer, both are included.
- a sloping layer is formed in which the concentrations of nitrogen and carbon, which are the components of the above, are continuously changing.
- the method for manufacturing a sliding member of the present invention is a method for manufacturing a sliding member by forming a surface layer including a nitrided layer and a carburized layer in an outer surface region of the base material, and the base material is predetermined by high-frequency induction heating.
- the nitriding layer includes a high-frequency treatment step of heating to the temperature of the above, a nitriding treatment step of supplying a nitriding gas to form a nitriding layer, and a carburizing step.
- the carburized layer contains% iron nitride and is located between the nitrided layer and the center of the base metal, and at least a part of the carburized layer is a martenesite layer, between the nitrided layer and the martensite layer. Is formed with a sloping layer in which the concentrations of both components, nitrogen and carbon, are continuously changing.
- a sliding member having a structure for suppressing internal damage, surface damage and softening damage in the vicinity of the surface, having low friction, and having high durability against high surface pressure.
- FIG. 1 It is a transmission electron microscope image which shows the cross section of the test piece of Example 1.
- FIG. 1 is a graph which shows the result of having analyzed the cross-sectional structure shown in FIG. 1 by the electron beam microanalyzer. It is an image which shows the result of phase identification of the cross-sectional structure shown in FIG. 1 by electron backscatter diffraction. It is a graph which shows the measurement result of the cross-sectional hardness of the test piece of Example 1.
- FIG. It is a schematic diagram which shows the main part of the reciprocating sliding wear tester. It is a schematic diagram which shows the main part of the rolling fatigue tester. It is a flow figure which shows the manufacturing method of the sliding member of Example 1.
- the present invention relates to a surface treatment technique for sliding members.
- first processing method In the first step, the surface of the steel material is carburized at a temperature of about 900 ° C. to 1000 ° C. and cooled without quenching.
- second step nitriding is performed to form a compound layer at a temperature of about 500 ° C to 580 ° C, and quenching is performed. In this case, since the quenching temperature is lower than the A1 transformation point, the carburized layer is not quenched and the hardness of the carburized layer becomes low.
- the surface of the steel material is carburized at a temperature of about 900 ° C. to 1000 ° C. and quenched.
- the carburized layer hardens due to quenching.
- nitriding is performed to form a compound layer at a temperature of about 500 ° C to 580 ° C.
- the carburized layer cured in the first step is tempered and softened.
- the surface of the steel material is carburized at a temperature of about 900 ° C to 1000 ° C.
- nitriding is performed to form a compound layer by cooling from a carburizing temperature of about 900 ° C. to 1000 ° C. to a nitriding temperature of about 500 ° C. to 580 ° C.
- quenching is performed by heating to about the A1 transformation point or higher (for example, 830 ° C to 850 ° C). In this case, since the heating in the third step requires time for heating the furnace, nitrogen is released from the compound layer formed in the second step, and the compound layer disappears.
- a nitride layer is formed on the outermost surface of the surface layer in the outer surface region of the base material.
- the nitrided layer includes an ⁇ phase (Fe 2-3 N), a ⁇ 'phase (Fe 4 N), or a composite layer of an ⁇ phase and a ⁇ 'phase. These phases have the characteristics of low friction and high temper softening resistance.
- a carburized layer is formed between the nitrided layer and the center of the base metal. At least a part of the carburized layer is a martensite layer (martensite structure).
- the martensite layer is a hardened layer produced by carburizing and quenching and can withstand high surface pressure.
- the martensite layer extends over several hundred ⁇ m.
- an inclined layer is formed in which the concentrations of nitrogen and carbon, which are the components of both, are continuously changed.
- the inclined layer has a structure having excellent peel resistance and high temper softening resistance.
- the first method for constructing the above structure is to heat a carburized steel or a bearing steel carburized in carbon steel or the like by high frequency induction heating or energization heating in an atmosphere of nitride gas to a temperature equal to or higher than the A1 transformation point, for example. , 750 ° C to 850 ° C for several minutes or less, held for about 1 minute, a compound layer is formed on the outermost surface, and quenching is performed.
- the A1 transformation point referred to here means the A1 transformation point of the carburized layer (the same applies hereinafter).
- Nitrogen gas may be filled before heating or after being heated to about 750 ° C to 850 ° C.
- nitriding at about 750 ° C. to 850 ° C. is not performed with a high nitriding potential, the diffusion of nitrogen becomes predominant, a compound layer having a high nitrogen concentration is not formed on the surface, and only an immersion layer having a low nitrogen concentration is formed. Not done.
- ammonia which is a nitriding gas, in the range of 1 ⁇ 10 4 Pa to atmospheric pressure, and the concentration of ammonia is as high as 20% to 100%.
- the temperature, ammonia pressure, and ammonia concentration have a range because there are suitable conditions for obtaining a compound layer in each combination of conditions.
- the second method for constructing the above structure is to heat the carburized steel or the bearing steel carburized in carbon steel or the like by high frequency induction heating or energization heating in the atmosphere of nitride gas at 600 ° C. or higher and lower than the A1 transformation point. Heat to a temperature of several minutes or less, hold for about 1 to 30 minutes, form a compound layer on the outermost surface, and raise the temperature above the A1 transformation point, for example, about 800 ° C to 850 ° C, by high-frequency induction heating or energization heating. It has a step of heating in 1 minute or less and promptly quenching.
- Nitrogen gas may be filled before heating or after being heated to a temperature of 600 ° C. or higher and lower than the A1 transformation point.
- the temperature above the A1 transformation point for example, heating from 800 ° C. to 850 ° C. is not rapidly performed, the nitrogen in the compound layer is decomposed and released into the atmosphere. It is desirable to heat it in 1 minute or less because it may diffuse into the base material and deteriorate the properties of the compound layer or the compound layer may disappear.
- nitriding at a temperature of 600 ° C. or higher and lower than the A1 transformation point is not carried out at a high nitriding potential, the diffusion of nitrogen becomes dominant, a compound layer having a high nitrogen concentration is not formed, and only an immersion layer having a low nitrogen concentration is formed. Not done.
- nitriding at a high nitriding potential it is desirable to carry out nitriding of ammonia, which is a nitriding gas, in the range of 0.1 ⁇ 10 4 Pa to atmospheric pressure, and the concentration of ammonia is as high as 10% to 100%.
- the temperature, ammonia pressure, and ammonia concentration have a range because there are suitable conditions for obtaining a compound layer in each combination of conditions.
- the quenching process be performed at a temperature equal to or higher than the A1 transformation point of the carburized layer.
- the quenching process be performed by heating to a temperature equal to or higher than the A1 transformation point.
- the quenching step is performed by heating to a temperature equal to or higher than the A1 transformation point, it is desirable that the heating is performed at a heating rate that suppresses the decomposition of nitrogen in the nitrided layer.
- the rate of temperature rise is preferably 100 ° C./min or higher.
- test piece in this example was performed as follows.
- a round bar test piece of chrome molybdenum steel SCM435 was used as a base material. This round bar test piece has a carbon concentration of about 0.35% and dimensions of 10 mm in diameter ⁇ 10 mm in length.
- This round bar test piece is heated to 950 ° C in about 1 minute by high frequency induction heating, and the temperature is maintained. That is, the rate of temperature rise is 100 ° C./min or higher.
- acetylene which is a carburized gas
- a carburized layer was formed by vacuum carburizing.
- the material on which the carburized layer is formed in this way may be referred to as a "carburized material”, and the material subjected to the carburized treatment as a pretreatment in this way may be referred to as a "base material".
- the base metal does not need to be carburized to its center.
- the carburized layer changed from the martensite layer to a depth of 1.0 mm or more from the outermost surface of the test piece. This provides durability against internal damage due to the maximum shear stress in Hertz.
- FIG. 1 shows a transmission electron microscope image (TEM image) of the cross-sectional structure of the test piece obtained by the above treatment.
- the cross section of the test piece has the following three layers. That is, the compound layer 1 (nitriding layer), the inclined layer 2, and the carburized layer 3.
- the compound layer 1, the inclined layer 2, and the carburized layer 3 are laminated in order from the outermost surface on the outer surface region of the base metal, and these three layers form the surface layer.
- FIG. 2 shows the results of analysis of the cross-sectional structure shown in FIG. 1 by an electron beam microanalyzer.
- the two graphs shown in FIG. 2 show the concentration distribution of nitrogen and carbon.
- an ⁇ phase (Fe 2-3 N) with a nitrogen concentration of about 8% is formed in the range from the outermost surface to a depth of about 7 ⁇ m, and the inner thickness is about about 7
- a ⁇ 'phase (Fe 4 N) having a nitrogen concentration of about 5.9% is formed in the region of 1 ⁇ m.
- the ⁇ phase and the ⁇ 'phase are the compound layer 1.
- the nitrogen concentration is 11.1% in the case of Fe 2N and 7.7% in the case of Fe 3N .
- the carbon concentration gradually increases in the range from about 8 ⁇ m to about 21 ⁇ m in depth.
- the carbon concentration is almost constant (about 0.8%) inside the depth of about 25 ⁇ m.
- the range from a depth of about 8 ⁇ m to about 21 ⁇ m is called the inclined layer 2, and the region deeper than that is called the carburized layer 3.
- the surface layer contains a nitrided layer (compound layer 1) containing iron nitride having a nitrogen concentration of 5.9 to 11.1%, and is carburized located between the nitrided layer and the central portion of the base metal.
- layer 3 the central portion of the base metal refers to the inner region of the test piece covered with the surface layer.
- At least a part of the carburized layer 3 is a martensite layer.
- the inclined layer 2 is a region formed between the nitrided layer and the martensite layer in which the concentrations of nitrogen and carbon, which are components of both (nitrided layer and martensite layer), are continuously changed. be. More specifically, the inclined layer 2 has a structure in which the nitrogen concentration decreases toward the center of the base metal and the carbon concentration increases toward the center of the base metal.
- FIG. 3 shows the results of phase identification of the cross-sectional structure shown in FIG. 1 by electron backscatter diffraction.
- an ⁇ phase (Fe 2-3 N), a ⁇ 'phase (Fe 4 N), and an ⁇ phase (ferrite) are formed from the outermost surface toward the inside.
- FIG. 4 is a graph showing the measurement result of the cross-sectional hardness.
- the horizontal axis is the distance (depth) from the outermost surface, and the vertical axis is the Vickers hardness Hv0.2 (hardness).
- the hardness of the carburized layer is about 800 Hv near the surface, and the effective curing depth of 550 Hv or more is about 1 mm.
- FIG. 7 collectively shows the processing process of the test piece in this embodiment, that is, the manufacturing method of the sliding member.
- high frequency induction heating capable of heating a material such as a steel material to a predetermined temperature in a very short time is applied.
- a vacuum carburizing treatment S120
- a carburizing gas such as acetylene is supplied to increase the carbon concentration on the surface of the material.
- a nitriding treatment S130
- a nitriding gas such as ammonia is supplied to form a compound layer.
- quenching (S140) and tempering (S150) are performed.
- the round bar test piece was treated in the same manner as in Example 1 to form a carburized layer.
- Example 1 In this example as well, the same structure and hardness as in Example 1 were confirmed.
- FIG. 8 collectively shows the processing process of the test piece in this embodiment, that is, the manufacturing method of the sliding member.
- high frequency induction heating capable of heating a material such as a steel material to a predetermined temperature in a very short time is applied.
- a vacuum carburizing treatment S220
- a carburizing gas such as acetylene is supplied to increase the carbon concentration on the surface of the material.
- a nitriding treatment S230
- a nitriding gas such as ammonia is supplied to form a compound layer.
- induction hardening (S240) and tempering S250 are performed.
- a round bar test piece of bearing steel SUJ2 was used as a base material.
- This round bar test piece has a carbon concentration of about 1% and has dimensions of 10 mm in diameter ⁇ 10 mm in length.
- this base material will be referred to as "bearing steel material”.
- This round bar test piece was supplied with 100% ammonia gas, which is a nitride gas, to a pressure of 9 ⁇ 10 4 Pa, heated to 850 ° C. in about 1 minute by high frequency heating, and held for 1 minute to form a compound layer. did.
- This process can be called a high frequency nitriding process.
- the temperature rising rate in this case is 100 ° C./min or more. It can also be said that the nitriding treatment step is performed by using high frequency induction heating.
- Example 1 In this example as well, the same structure and hardness as in Example 1 were confirmed.
- a round bar test piece of bearing steel SUJ2 was used as a base material. This round bar test piece has a carbon concentration of about 1% and has dimensions of 10 mm in diameter ⁇ 10 mm in length.
- This round bar test piece was supplied with 100% ammonia gas, which is a nitride gas, to a pressure of 6 ⁇ 10 4 Pa, heated to 630 ° C. in about 1 minute by high frequency heating, and held for 3 minutes to form a compound layer. did. Then, ammonia was exhausted, replaced with an inert gas, and then quenched by high-frequency heating. As a result, the carburized layer was organized into martensite. Tempering was carried out at 180 ° C. for 30 minutes.
- ammonia gas which is a nitride gas
- Example 1 In this example as well, the same structure and hardness as in Example 1 were confirmed.
- the conventional method refers to a method of performing carburizing, nitriding or carburizing nitriding without using high frequency heating.
- Example 2 The same round bar test piece as in Example 1 is heated to 950 ° C in about 60 minutes in a vacuum carburizing furnace, and the temperature is maintained. After reaching 950 ° C, acetylene, which is a carburized gas, is supplied, and the carburized layer is quenched by vacuum carburizing for about 5 hours so that the carbon concentration is 0.8% and the effective effect depth is 1 mm. Was formed.
- Example 2 The same round bar test piece as in Example 1 is heated to 570 ° C in about 60 minutes in a nitriding furnace, and the temperature is maintained. After reaching 570 ° C., ammonia as a nitriding gas was supplied, and nitriding treatment was performed for about 3 hours so that the nitrogen concentration became about 8% to form a nitrided layer.
- a round bar test piece similar to that in Example 1 is heated to 950 ° C. in about 60 minutes in a vacuum carburizing furnace, and the temperature is maintained. After reaching 950 ° C., acetylene, which is a carburizing gas, was supplied and vacuum carburized for about 5 hours so that the carbon concentration was 0.8% and the effective effect depth was 1 mm to form a carburized layer. .. Then, a mixed gas in which 5 mol% of ammonia, which is a nitride gas, was mixed with nitrogen was cooled to 850 ° C. in 1 hour while maintaining a pressure of 1 ⁇ 10 3 Pa to form a carburized nitrided layer. After that, quenching was performed.
- the friction coefficient and seizure load were measured using a reciprocating sliding wear tester.
- FIG. 5 is a schematic diagram showing a main part of the reciprocating sliding wear tester.
- the friction test piece 4 and the friction test mating material 5 are installed and fixed in the testing machine.
- Lubricating oil 6 is applied onto the friction test mating material 5, the friction test mating material 5 is raised, and the friction test mating material 5 is brought into contact with the friction test piece 4.
- the friction test mating material 5 is heated to 80 ° C. with a heater to maintain the temperature. After the temperature reaches 80 ° C. and stabilizes, sliding 7 is started. Then, the load 8 is increased in 0.1 kN increments every 2 minutes, and the test is continued until seizure occurs. Friction resistance was measured during the test, and seizure was determined when the frictional resistance increased sharply.
- Table 1 shows the test results of frictional resistance and seizure load.
- FIG. 6 is a schematic diagram showing a main part of a rolling fatigue tester.
- the rolling test piece 9 and the rolling test partner material 10 are installed in the testing machine and fixed.
- the lubricating oil 6 is heated to 60 ° C. and poured over the contact portion between the rolling test piece 9 and the rolling test mating material 10.
- the rolling test mating material 10 is rotated at 1000 RPM by a motor, the rolling test piece 9 is rotated at 800 RPM by another motor, and a load 8 is applied to the contact surface so that the surface pressure of the contact portion becomes 3 GPa. Add.
- the rolling fatigue test is continued. Then, the test is stopped when significant pitching damage occurs in the contact portion, and the life is judged.
- the determination of significant pitching damage is detected by a vibration sensor attached in the vicinity of the rolling test piece 9.
- Table 2 shows the results of the rolling fatigue test.
- the rolling fatigue life is shown as a ratio with the life of conventional nitriding as 1.
- conventional carburizing is 5 times and conventional carburizing nitriding is 7 times.
- Examples 1 and 2 are test pieces obtained by molding a material containing carbon (C) having a content of 0.2 to 0.6% and unavoidable impurities and the balance being iron (Fe) by powder metallurgy. When the same treatment as in the above was performed and the effect was confirmed, it was confirmed that the same effect as in Examples 1 and 2 was obtained.
- C carbon
- Fe iron
- the base metal was formed by powder metallurgy.
- the carbon concentration of the carburized layer of the carburized material is preferably 0.5% or more, and more preferably 0.7% or more.
- the carbon concentration is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.5% or less.
- the nitrogen concentration of the nitrided layer is preferably 0.5% or more , and the upper limit value is preferably 11.1% or less, which corresponds to the case of Fe 2N.
- the lower limit is more preferably 0.7% or more.
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Abstract
母材の外面領域に表面層を形成した構成を有する摺動部材であって、表面層は、窒素濃度が質量基準で5.9~11.1%の窒化鉄を含む窒化層を含み、かつ、窒化層と母材の中心部との間に位置する浸炭層を含み、浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層であり、窒化層とマルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている。これにより、表面近傍における内部損傷、表面損傷及び軟化損傷を抑制する構成を有し、低摩擦で、かつ、高面圧に対する耐久性の高い摺動部材を提供することができる。
Description
本発明は、摺動部材及びその製造方法に関する。
近年、摺動部材の使用環境は、過酷化の一途をたどっている。例えば、航空・宇宙分野では、軽量化、性能向上のために高速回転化、高温及び低温の環境での使用が求められている。民生分野では掃除機などで超高速回転化による性能向上が、工作機械分野では重切削に耐える高面圧化が求められている。また、電力分野では風量発電などで発電効率向上のための高面圧化が、建機分野では油圧ポンプ部品の効率及び動作レスポンスの向上のために低摩擦化が求められている。自動車分野では、多様な摺動部材が使用されており、高速回転、高面圧及び低摩擦の全てのニーズがある。
摺動を受ける部材の表面近傍の損傷は、主に、次に述べる3つの損傷形態に支配される。
(1)ヘルツの最大せん断応力起因の内部せん断損傷(以下「内部損傷」という。)
(2)摺動部の摩擦抵抗に起因する表面のせん断応力起因のせん断損傷(以下「表面損傷」という。)
(3)摺動部の摩擦発熱に伴う摺動部の焼戻し軟化による焼戻し軟化損傷(以下「軟化損傷」という。)
これらの損傷形態の防止又は軽減ができれば、高耐久な摺動部材の提供が可能となる。
(2)摺動部の摩擦抵抗に起因する表面のせん断応力起因のせん断損傷(以下「表面損傷」という。)
(3)摺動部の摩擦発熱に伴う摺動部の焼戻し軟化による焼戻し軟化損傷(以下「軟化損傷」という。)
これらの損傷形態の防止又は軽減ができれば、高耐久な摺動部材の提供が可能となる。
ヘルツの最大せん断応力は、作用荷重が大きいほど深い位置で発生するが、現在の工業分野で使用される面圧範囲で考えると、表面から数十μmから数百μmまでの深さで最大となる。ヘルツの最大せん断応力起因の内部損傷に対する耐久性を高めるには、表面から数十μmから数百μmまでの深さにおける硬化が重要であり、一般的には表面から深い領域まで硬化が可能な浸炭及び高周波焼入れが適用されている。
浸炭や高周波焼入れでできるマルテンサイトは、次に述べる、窒化により生成される化合物層(窒化層)などに比べ摩擦抵抗が高いこと、焼戻し軟化抵抗が低いことが知られている。
摺動部の摩擦抵抗に起因する表面のせん断応力は、摩擦抵抗が低いほど軽減されるため、窒化により生成される化合物層(Fe2~3Nのε相及びFe4Nのγ’相)などが適用されている。
摺動部の摩擦発熱に伴う摺動部の焼戻し軟化は、摩擦抵抗が低いほど抑制される。また、材質的に焼戻し軟化が起きにくい材料ほど抑制されるため、上記の摩擦抵抗の低減と同様に、窒化により生成される化合物層(Fe2~3Nのε相及びFe4Nのγ’相)などが適用されている。
特許文献1には、鋼部材の浸炭窒化方法として、Cr含有の鋼部材を1.0%以上の浸炭濃度となるように浸炭処理し、次にその鋼部材の表層部の炭化物生成層のみに浸窒処理を施し、その後上記鋼部材を焼入れ処理する方法が開示されている。特許文献1には、浸炭濃度は最大3.0%程度とすることが望ましいこと、浸窒処理は0.3~0.4の浸窒濃度となるように行なうことが望ましいこと、浸窒濃度つまりNポテンシャル=0.3%という説明、実施例において浸窒処理を820~880℃で行うこと、実施例の0.1%N有効浸窒深さが0.07~0.09mmであることも開示されている。
高い耐久性が求められる表面部は、表面損傷及び軟化損傷の観点から、摩擦抵抗が小さく、かつ、焼戻し軟化が起こりにくいことが望ましい。また、その内部は、内部損傷の観点から、数百μm以上の硬化層を有することが望ましい。さらには、最外表面が低摩擦で焼戻し軟化が起きにくい層と、その内部の硬化層との間は、完全に分離した層ではなく、両者の成分が連続的に変化する傾斜層であることが望ましい。
このような望ましい表面部の形成は、一般に用いられる炉加熱による表面処理技術では困難であった。
特許文献1に記載の浸窒処理は、浸窒濃度が0.3%程度のものである。また、特許文献1には、効果として、高硬度化とともに、表層部の固溶Cr量の減少により焼入れ性が低下するのを補うため表層部のみに浸窒処理を施すことにより深層部の硬度低下を防止しつつ表層部の焼入れ性を向上させることが記載されているが、最外表面における摩擦低減、焼戻し軟化抵抗、耐剥離性等の観点において改善の余地がある。
本発明は、表面近傍における内部損傷、表面損傷及び軟化損傷を抑制する構成を有し、低摩擦で、かつ、高面圧に対する耐久性の高い摺動部材を提供することを目的とする。
本発明の摺動部材は、母材の外面領域に表面層を形成した構成を有し、表面層は、窒素濃度が質量基準で5.9~11.1%の窒化鉄を含む窒化層を含み、かつ、窒化層と母材の中心部との間に位置する浸炭層を含み、浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層であり、窒化層とマルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている。
本発明の摺動部材の製造方法は、母材の外面領域に窒化層及び浸炭層を含む表面層を形成することにより摺動部材を製造する方法であって、母材を高周波誘導加熱により所定の温度まで加熱する高周波処理工程と、窒化ガスを供給して窒化層を形成する窒化処理工程と、焼入れ工程と、を含み、窒化層は、窒素濃度が質量基準で5.9~11.1%の窒化鉄を含み、浸炭層は、窒化層と母材の中心部との間に位置し、浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層であり、窒化層とマルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている。
本発明によれば、表面近傍における内部損傷、表面損傷及び軟化損傷を抑制する構成を有し、低摩擦で、かつ、高面圧に対する耐久性の高い摺動部材を提供することができる。
本発明は、摺動部材の表面処理技術に関する。
はじめに、浸炭処理及び窒化処理に関する従来の処理方法の問題点について、例を挙げて説明する。
(第1の処理方法)
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行い、焼入れせずに冷却する。第2の工程で500℃から580℃程度の温度で化合物層を形成する窒化を行い、焼入れする。この場合、焼入れ温度がA1変態点より低いため、浸炭層が焼入れされず、浸炭層の硬度が低くなってしまう。
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行い、焼入れせずに冷却する。第2の工程で500℃から580℃程度の温度で化合物層を形成する窒化を行い、焼入れする。この場合、焼入れ温度がA1変態点より低いため、浸炭層が焼入れされず、浸炭層の硬度が低くなってしまう。
(第2の処理方法)
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行い、焼入れを行う。焼入れを行うため、浸炭層は硬化する。第2の工程で500℃から580℃程度の温度で化合物層を形成する窒化を行う。この場合、第1の工程で硬化した浸炭層が焼戻され、軟化してしまう。
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行い、焼入れを行う。焼入れを行うため、浸炭層は硬化する。第2の工程で500℃から580℃程度の温度で化合物層を形成する窒化を行う。この場合、第1の工程で硬化した浸炭層が焼戻され、軟化してしまう。
(第3の処理方法)
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行う。第2の工程で浸炭温度900℃~1000℃程度から窒化温度500℃から580℃程度まで冷却し化合物層を形成する窒化を行う。第3の工程で窒化後にA1変態点以上(例えば830℃~850℃)程度に加熱し焼入れを行う。この場合、炉加熱のため、第3の工程の加熱に時間を要するため、第2の工程で形成した化合物層から窒素が抜けてしまい、化合物層が消失してしまう。
第1の工程で鋼材表面に900℃~1000℃程度の温度で浸炭を行う。第2の工程で浸炭温度900℃~1000℃程度から窒化温度500℃から580℃程度まで冷却し化合物層を形成する窒化を行う。第3の工程で窒化後にA1変態点以上(例えば830℃~850℃)程度に加熱し焼入れを行う。この場合、炉加熱のため、第3の工程の加熱に時間を要するため、第2の工程で形成した化合物層から窒素が抜けてしまい、化合物層が消失してしまう。
つぎに、本発明の実施形態に係る摺動部材の組織形態について説明する。
前記摺動部材においては、母材の外面領域に表面層の最外表面に窒化層が形成されている。窒化層は、ε相(Fe2~3N)、γ’相(Fe4N)、又はε相とγ’相との複合層を含む。これらの相は、低摩擦でかつ焼戻し軟化抵抗の高いという特性を有する。
窒化層と母材の中心部との間には、浸炭層が形成されている。浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層(マルテンサイト組織)である。
マルテンサイト層は、浸炭焼入れにより生成された硬化層であり、高面圧に耐え得る。
マルテンサイト層は、数百μm以上に及んでいる。
マルテンサイト層は、数百μm以上に及んでいる。
また、窒化層と前記マルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている。傾斜層は、耐剥離性に優れ、焼戻し軟化抵抗も高い組織を有する。
上記の組織を構成するための第一の方法は、炭素鋼などに浸炭した浸炭鋼または軸受け鋼を、窒化ガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱又は通電加熱で、A1変態点以上の温度、例えば、750℃~850℃程度に数分以下で加熱し、1分程度保持し、最外表面に化合物層を形成し、焼入れを行う工程を有する。なお、ここでいうA1変態点は、浸炭層のA1変態点を意味する(以下同じ。)。
化合物層を形成する間に、一部の窒素は、炭素鋼などに浸炭した浸炭鋼または軸受け鋼内部に拡散し、窒素および炭素の両成分が連続的に変化する傾斜層も形成される。また、焼入れを行うことで、数百μm以上の深さまでマルテンサイト変態を起こし、硬化する。
窒素ガスは、加熱前から充填しても、750℃~850℃程度に加熱されてから充填してもよい。ここで、750℃~850℃程度の窒化は、高窒化ポテンシャルで実施しないと、窒素の拡散が優勢となり、表面に窒素濃度の高い化合物層が生成されず、窒素濃度の低い浸窒層しか形成されない。高窒化ポテンシャルでの窒化は、窒化ガスであるアンモニアを1×104Paから大気圧の範囲で、かつ、アンモニアの濃度が20%から100%の高濃度で行うことが望ましい。温度、アンモニア圧力およびアンモニア濃度が幅を持つのは、各条件の組合せで化合物層を得るための好適な条件が存在するためである。
上記の組織を構成するための第二の方法は、炭素鋼などに浸炭した浸炭鋼または軸受け鋼を、窒化ガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱又は通電加熱で、600℃以上A1変態点未満の温度に数分以下で加熱し、1分から30分程度保持し、最外表面に化合物層を形成し、A1変態点以上の温度、例えば800℃から850℃程度に、高周波誘導加熱又は通電加熱で、1分以下で加熱し、速やかに焼入れを行う工程を有する。
化合物層を形成する間、および、A1変態点以上の温度、例えば800℃から850℃程度に加熱する間に、一部の窒素は、炭素鋼などに浸炭した浸炭鋼または軸受け鋼の内部に拡散し、傾斜層も形成される。また、焼入れを行うことで、数百μm以上の深さまでマルテンサイト変態を起こし、硬化する。
窒素ガスは、加熱前から充填しても、600℃以上A1変態点未満の温度に加熱されてから充填してもよい。ここで、化合物層を形成した後においては、A1変態点以上の温度、例えば800℃から850℃程度への加熱は、急速に行わないと、化合物層の窒素が分解して雰囲気中に放出されたり、母材の内部に拡散したりして、化合物層の性質を低下させたり、化合物層が消失したりするため、1分以下で加熱することが望ましい。
また、600℃以上A1変態点未満の温度における窒化は、高窒化ポテンシャルで実施しないと、窒素の拡散が優勢となり、窒素濃度の高い化合物層が生成されず、窒素濃度の低い浸窒層しか形成されない。高窒化ポテンシャルでの窒化は、窒化ガスであるアンモニアを0.1×104Paから大気圧の範囲で、かつ、アンモニアの濃度が10%から100%の高濃度で行うことが望ましい。温度、アンモニア圧力およびアンモニア濃度が幅を持つのは、各条件の組合せで化合物層を得るための好適な条件が存在するためである。
まとめると、焼入れ工程は、浸炭層のA1変態点以上の温度で行うことが望ましい。
窒化処理工程をA1変態点未満の温度で行った場合は、焼入れ工程は、A1変態点以上の温度に加熱して行うことが望ましい。
焼入れ工程をA1変態点以上の温度に加熱をして行う場合には、当該加熱は、窒化層における窒素の分解を抑制する昇温速度で行うことが望ましい。この場合の昇温速度は、100℃/分以上であることが望ましい。
以下、実施例について詳細に説明する。なお、実質的に同一又は類似の構成には同一の符号を付し、説明が重複する場合には、その説明を省略する場合がある。また、本明細書においては、試験片等の固体材料に含まれる炭素、窒素等の濃度については、質量基準で表している。
本実施例における試験片の処理は、次のようにして行った。
クロムモリブデン鋼SCM435の丸棒試験片を母材として用いた。この丸棒試験片は、炭素濃度が約0.35%であり、寸法は直径10mm×長さ10mmである。
この丸棒試験片を高周波誘導加熱により約1分で950℃まで加熱し、その温度を保持する。すなわち、昇温速度は、100℃/分以上である。950℃に到達した後、浸炭ガスであるアセチレンを供給し、炭素濃度が0.8%、有効効果深さ(ビッカース硬さで550Hv以上となる表面からの硬化深さ)が1mmとなるように真空浸炭処理を施して浸炭層を形成した。なお、このように浸炭層を形成した材料を「浸炭材」と呼ぶことにし、このように前処理として浸炭処理を施した材料を「母材」と呼んでもよい。このように、母材は、その中心部まで浸炭されている必要はない。
つぎに、高周波誘導加熱およびアセチレン供給を停止し、不活性ガスで強制冷却しながら850℃まで約1分で降温し、真空排気した後、窒化ガスである100%アンモニアガスを供給して9×104Paに約30秒で復圧し、1分間保持して化合物層を形成した。
その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、焼入れを行った。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、焼入れを行った。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
この結果、浸炭層は、試験片の最外表面からの深さが1.0mm以上の範囲までマルテンサイト層と変化した。これにより、ヘルツの最大せん断応力に起因する内部損傷に対する耐久性が得られる。
図1は、上記の処理により得られた試験片の断面組織の透過型電子顕微鏡画像(TEM画像)を示したものである。
本図から、試験片の断面には、次の三つの層が存在することがわかる。すなわち、化合物層1(窒化層)、傾斜層2及び浸炭層3である。
言い換えると、母材の外面領域には、最外表面から順に、化合物層1、傾斜層2、浸炭層3が積層され、これらの三つの層が表面層を形成している。
当該三つの層のそれぞれをこのように呼ぶ理由は、次のとおりである。
図2は、図1に示す断面組織を電子線マイクロアナライザにより分析した結果を示したものである。
図2に示す二つのグラフは、窒素及び炭素の濃度分布を示したものである。
本図の窒素の濃度分布のグラフから、最外表面から深さ約7μmまでの範囲に、窒素濃度が約8%のε相(Fe2~3N)が形成され、その内側の厚さ約1μmの領域に、窒素濃度が約5.9%のγ’相(Fe4N)が形成されていることがわかる。ε相及びγ’相が化合物層1である。なお、窒素濃度は、Fe2Nの場合は11.1%、Fe3Nの場合は7.7%となる。
化合物層1の内側においては、厚さ約1μmの領域で急峻な窒素濃度の低下が見られる。そして、深さ約9μmから内部に向かって、窒素濃度が緩やかに低下する領域がある。
一方、炭素の濃度分布のグラフから、深さ約8μmから約21μmまでの範囲においては、炭素濃度が徐々に増加していることがわかる。そして、深さ約25μmより内側においては、炭素濃度がほぼ一定値(約0.8%)となっている。
本図の左側の画像に示された状態も加味して、深さ約8μmから約21μmまでの範囲を傾斜層2と呼び、それよりも深い領域を浸炭層3と呼ぶことにする。
まとめると、表面層は、窒素濃度が5.9~11.1%の窒化鉄を含む窒化層(化合物層1)を含み、かつ、窒化層と母材の中心部との間に位置する浸炭層3を含む。ここで、母材の中心部とは、試験片のうち、表面層に覆われた内側の領域をいう。なお、浸炭層3の少なくとも一部は、マルテンサイト層である。
また、傾斜層2は、窒化層とマルテンサイト層との間に形成された、両者(窒化層及びマルテンサイト層)の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している領域である。更に具体的には、傾斜層2は、窒素濃度が母材の中心部に向かうに従って減少し、かつ、炭素濃度が母材の中心部に向かうに従って増加する構成を有する。
図3は、図1に示す断面組織を電子線後方散乱回折により相同定をした結果を示したものである。
本図に示すように、最外表面から内部に向かって、ε相(Fe2~3N)、γ’相(Fe4N)、α相(フェライト)が形成されている。
図4は、断面硬度の測定結果を示すグラフである。横軸に最外表面からの距離(深さ)、縦軸にビッカース硬さHv0.2(硬度)をとっている。
上述のとおり、化合物層1及び傾斜層2の厚さは、合計でも30μm弱であるため、硬度は、大部分浸炭層3の硬度を測定していることになる。浸炭層の硬度は、表面近くで約800Hvであり、550Hv以上の有効硬化深さは、約1mmである。
図7は、本実施例における試験片の処理工程、すなわち摺動部材の製造方法をまとめて示したものである。
本図に示すように、摺動部材の製造方法は、鋼材等の材料を所定の温度まで非常に短い時間で加熱することができる高周波誘導加熱(S110)を施す。そして、アセチレン等の浸炭ガスを供給して材料の表面の炭素濃度を増加させる真空浸炭処理(S120)を施す。つぎに、アンモニア等の窒化ガスを供給して化合物層を形成する窒化処理(S130)を施す。その後、焼入れ(S140)及び焼戻し(S150)を行う。
本実施例においては、実施例1と同様にして、丸棒試験片の処理を行い、浸炭層を形成した。
その後、高周波誘導加熱およびアセチレン供給を停止し、不活性ガスで強制冷却しながら630℃まで約5分で降温し、真空排気した後、窒化ガスである100%アンモニアガスを供給して6×104Paに約30秒で復圧し、3分間保持して化合物層を形成した。
その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、高周波加熱(高周波誘導加熱)による焼入れを行い、900℃まで加熱した。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、高周波加熱(高周波誘導加熱)による焼入れを行い、900℃まで加熱した。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
本実施例においても、実施例1と同等の組織および硬度を確認した。
図8は、本実施例における試験片の処理工程、すなわち摺動部材の製造方法をまとめて示したものである。
本図に示すように、摺動部材の製造方法は、鋼材等の材料を所定の温度まで非常に短い時間で加熱することができる高周波誘導加熱(S210)を施す。そして、アセチレン等の浸炭ガスを供給して材料の表面の炭素濃度を増加させる真空浸炭処理(S220)を施す。つぎに、アンモニア等の窒化ガスを供給して化合物層を形成する窒化処理(S230)を施す。その後、高周波焼入れ(S240)及び焼戻し(S250)を行う。
軸受け鋼SUJ2の丸棒試験片を母材として用いた。この丸棒試験片は、炭素濃度が約1%であり、寸法は直径10mm×長さ10mmである。ここで、この母材を「軸受鋼材」と呼ぶことにする。
この丸棒試験片を、窒化ガスである100%アンモニアガスを供給して圧力9×104Paとし、高周波加熱により850℃まで約1分で昇温し、1分間保持して化合物層を形成した。この処理は、高周波窒化処理と呼ぶことができる。この場合の昇温速度は、100℃/分以上である。また、窒化処理工程は、高周波誘導加熱を用いて行う、ということもできる。
その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、焼入れを行った。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
本実施例においても、実施例1と同等の組織および硬度を確認した。
軸受け鋼SUJ2の丸棒試験片を母材として用いた。この丸棒試験片は、炭素濃度が約1%であり、寸法は直径10mm×長さ10mmである。
この丸棒試験片を、窒化ガスである100%アンモニアガスを供給して圧力6×104Paとし、高周波加熱により630℃まで約1分で昇温し、3分間保持して化合物層を形成した。その後、アンモニアを排気し、不活性ガスで置換した後に、高周波加熱による焼入れを行った。これにより、浸炭層をマルテンサイト組織化した。焼戻しは、180℃で30分実施した。
本実施例においても、実施例1と同等の組織および硬度を確認した。
(往復摺動摩耗試験)
本発明の効果を確認するため、従来法により作製した試験片と実施例1~4の試験片とについて、摩擦係数及び焼付き荷重の測定を行った。ここで、従来法とは、高周波加熱を用いないで、浸炭、窒化又は浸炭窒化の処理を施す方法をいう。
本発明の効果を確認するため、従来法により作製した試験片と実施例1~4の試験片とについて、摩擦係数及び焼付き荷重の測定を行った。ここで、従来法とは、高周波加熱を用いないで、浸炭、窒化又は浸炭窒化の処理を施す方法をいう。
従来法の浸炭(従来浸炭)は、次のようにして行った。
実施例1と同様の丸棒試験片を、真空浸炭炉において約60分で950℃まで加熱し、その温度を保持する。950℃に到達した後、浸炭ガスであるアセチレンを供給し、炭素濃度が0.8%、有効効果深さが1mmとなるように約5時間の真空浸炭処理を施して焼入れを行い、浸炭層を形成した。
従来法の窒化(従来窒化)は、次のようにして行った。
実施例1と同様の丸棒試験片を、窒化炉において約60分で570℃まで加熱し、その温度を保持する。570℃に到達した後、窒化ガスであるアンモニアを供給し、窒素濃度が約8%となるように約3時間の窒化処理を施して、窒化層を形成した。
従来法の浸炭窒化(従来浸炭窒化)は、次のようにして行った。
実施例1と同様の丸棒試験片を、真空浸炭炉において約60分で950℃まで加熱し、その温度を保持する。950℃に到達した後、浸炭ガスであるアセチレンを供給し、炭素濃度が0.8%、有効効果深さが1mmとなるように約5時間の真空浸炭処理を施して、浸炭層を形成した。その後、窒素に、窒化ガスであるアンモニアを5mol%混合した混合ガスを1×103Paの圧力を維持しながら、850℃まで1時間で冷却し、浸炭窒化層を形成した。その後、焼入れを行った。
摩擦係数及び焼付き荷重の測定は、往復摺動摩耗試験機を用いて実施した。
図5は、往復摺動摩耗試験機の要部を示す模式図である。
本図に示すように、摩擦試験片4及び摩擦試験相手材5を試験機に設置し、固定する。
摩擦試験相手材5の上に潤滑油6を塗布し、摩擦試験相手材5を上昇させ、摩擦試験片4と接触させる。この状態で、摩擦試験相手材5を80℃にヒータで加熱し、その温度を保持する。温度が80℃に到達し、安定した後、摺動7を開始する。そして、荷重8を0.1kNきざみで2分毎に上昇させ、焼付きが生じるまで試験を継続する。試験中は摩擦抵抗を測定し、摩擦抵抗の急増をもって焼付きとした。
摩擦試験相手材5の上に潤滑油6を塗布し、摩擦試験相手材5を上昇させ、摩擦試験片4と接触させる。この状態で、摩擦試験相手材5を80℃にヒータで加熱し、その温度を保持する。温度が80℃に到達し、安定した後、摺動7を開始する。そして、荷重8を0.1kNきざみで2分毎に上昇させ、焼付きが生じるまで試験を継続する。試験中は摩擦抵抗を測定し、摩擦抵抗の急増をもって焼付きとした。
表1は、摩擦抵抗及び焼付き荷重の試験結果を示したものである。
本表から、摩擦係数は、実施例1~4のいずれも、従来法で最も低い、従来法の窒化と同等であることがわかる。焼付き荷重は、実施例1~4のいずれも、従来法を大きく上回ることがわかる。
(転がり疲労試験)
さらに、転がり疲労寿命についても、実施例1~4と従来法とを比較した。
さらに、転がり疲労寿命についても、実施例1~4と従来法とを比較した。
図6は、転がり疲労試験機の要部を示す模式図である。
本図に示すように、転がり試験片9及び転がり試験相手材10を試験機に設置し、固定する。潤滑油6は、60℃に加熱し、転がり試験片9と転がり試験相手材10との接触部にかけ流す。この状態で、転がり試験相手材10をモータにより1000RPMで回転させ、転がり試験片9を別のモータにより800RPMで回転させるとともに、接触面に荷重8を接触部の面圧が3GPaとなるように負荷を加える。この状態で転がり疲労試験を継続する。そして、接触部に有意なピッチング損傷が発生した時点で試験を停止し、寿命と判断する。有意なピッチング損傷の判定は、転がり試験片9の近傍に取り付けた振動センサで検知する。
表2は、転がり疲労試験の結果を示したものである。
本表においては、転がり疲労寿命は、従来窒化の寿命を1として比で示している。
従来窒化に比べ、従来浸炭が5倍、従来浸炭窒化が7倍である。
これに対して、実施例1~4はいずれも、10倍以上であり、有意なピッチング損傷が確認されなかった。
(連続耐久試験)
本発明の効果を確認するため、従来法である浸炭を施した減速機用の遊星歯車と、実施例1の処理を施した遊星歯車と、を同じ減速機の一段目に組み込み、500時間の連続耐久試験を実施した。
本発明の効果を確認するため、従来法である浸炭を施した減速機用の遊星歯車と、実施例1の処理を施した遊星歯車と、を同じ減速機の一段目に組み込み、500時間の連続耐久試験を実施した。
試験終了後に減速機を分解し、各々の歯車の表面観察を実施した結果、従来法である浸炭を施した歯車は、表面にマイクロピッチングが多数認められたが、実施例1の処理を施した歯車には、マイクロピッチングがほとんど認められなかった。このことから、本発明の効果が確認された。
含有量0.2~0.6%の炭素(C)と、不可避の不純物と、を含み、残部が鉄(Fe)である材料を、粉末冶金により成形した試験片について、実施例1及び2と同様の処理を施して、効果を確認したところ、実施例1及び2と同等の効果が得られることが確認された。
すなわち、本実施例においては、母材を粉末冶金により形成した。
浸炭鋼や軸受け鋼と同等の炭素濃度を有する合金を金属三次元プリンタで造形した。すなわち、母材を金属三次元プリンタにより形成した。その後、実施例1及び2と同様の処理を施して、効果を確認したところ、実施例1及び2と同等の効果が得られることが確認された。
なお、浸炭材の浸炭層の炭素濃度は、0.5%以上が望ましく、0.7%以上が更に望ましい。また、当該炭素濃度は、2.0%以下が望ましく、1.5%以下が更に望ましい。
また、窒化層の窒素濃度は、0.5%以上が望ましく、上限値としてはFe2Nの場合に相当する11.1%以下が望ましい。下限値としては、0.7%以上が更に望ましい。
1:化合物層、2:傾斜層、3:浸炭層、4:摩擦試験片、5:摩擦試験相手材、6:潤滑油、7:摺動、8:荷重、9:転がり試験片、10:転がり試験相手材。
Claims (13)
- 母材の外面領域に表面層を形成した構成を有し、
前記表面層は、窒素濃度が質量基準で5.9~11.1%の窒化鉄を含む窒化層を含み、かつ、前記窒化層と前記母材の中心部との間に位置する浸炭層を含み、
前記浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層であり、
前記窒化層と前記マルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている、摺動部材。 - 前記窒化層は、ε相(Fe2~3N)、γ’相(Fe4N)、又は前記ε相と前記γ’相との複合層を含む、請求項1記載の摺動部材。
- 前記母材は、浸炭材又は軸受鋼材である、請求項1記載の摺動部材。
- 前記傾斜層は、前記窒素の前記濃度が前記母材の前記中心部に向かうに従って減少し、かつ、前記炭素の前記濃度が前記母材の前記中心部に向かうに従って増加する構成を有する、請求項1記載の摺動部材。
- 前記浸炭層は、前記表面層の最外表面からの深さが1.0mm以上の範囲まで前記マルテンサイト層で構成されている、請求項1記載の摺動部材。
- 母材の外面領域に窒化層及び浸炭層を含む表面層を形成することにより摺動部材を製造する方法であって、
前記母材を高周波誘導加熱により所定の温度まで加熱する高周波処理工程と、
窒化ガスを供給して前記窒化層を形成する窒化処理工程と、
焼入れ工程と、を含み、
前記窒化層は、窒素濃度が質量基準で5.9~11.1%の窒化鉄を含み、
前記浸炭層は、前記窒化層と前記母材の中心部との間に位置し、
前記浸炭層の少なくとも一部は、マルテンサイト層であり、
前記窒化層と前記マルテンサイト層との間には、両者の成分である窒素と炭素との濃度が連続的に変化している傾斜層が形成されている、摺動部材の製造方法。 - 前記窒化処理工程は、前記高周波誘導加熱を用いて行う、請求項6記載の摺動部材の製造方法。
- 前記焼入れ工程は、前記浸炭層のA1変態点以上の温度で行う、請求項6記載の摺動部材の製造方法。
- 前記窒化処理工程を前記A1変態点未満の温度で行った場合は、前記焼入れ工程は、前記A1変態点以上の温度に加熱して行う、請求項8記載の摺動部材の製造方法。
- 前記焼入れ工程を前記A1変態点以上の温度に加熱をして行う場合には、当該加熱は、前記窒化層における窒素の分解を抑制する昇温速度で行う、請求項9記載の摺動部材の製造方法。
- 前記昇温速度は、100℃/分以上である、請求項10記載の摺動部材の製造方法。
- 前記母材を粉末冶金により形成する工程を更に含む、請求項6記載の摺動部材の製造方法。
- 前記母材を金属三次元プリンタにより形成する工程を更に含む、請求項6記載の摺動部材の製造方法。
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