TW202248141A - 二硫化鉬粒子和潤滑組成物 - Google Patents

Abstract

二硫化鉬粒子具有二硫化鉬的2H結晶結構和3R結晶結構，二硫化鉬的結晶相中的所述3R結晶結構的存在比為10%以上，使用由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓，基於解析式L=Kλ/（βcosθ）並藉由擴張型里特沃爾德解析計算出的所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下。（所述式中，K是依存於XRD光學系統（入射側和檢測器側）和設置的裝置常數，L是微晶的大小[m]，λ是測定X射線波長[m]，β是半值寬度[rad]，θ是繞射線的布拉格角[rad]）

Description

二硫化鉬粒子和潤滑組成物

本發明是有關於一種二硫化鉬粒子和潤滑組成物。 本申請案基於2021年3月24日向日本提出申請的日本專利特願2021-050478主張優先權，並將其內容引用至本申請案中。

關於二硫化鉬，以汽車行業為中心作為用於減少摩擦磨損的潤滑劑而廣為人知，特別是作為發動機油等液體系潤滑劑於各國被使用。已知以二硫化鉬（MoS ₂）為代表的鉬硫化物例如作為固體的滑動構件或潤滑脂中所含的潤滑劑的應用（參照專利文獻1～專利文獻3）。

將天然的二硫化鉬礦物磨削而製作的廉價粉末為μm級的尺寸，且比重為5左右而非常大，因此存在單位添加重量的效果小的缺點。此外，已知一般而言可用作潤滑劑的二硫化鉬是六方晶固體潤滑材，僅具有2H（六方晶）作為結晶結構。 [現有技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2017-115920號公報 [專利文獻2]日本專利特開2013-144758號公報 [專利文獻3]日本專利第6614471號公報

[發明所欲解決之課題] 關於作為本申請人獨自開發的產品的nm尺寸的二硫化鉬粒子，作為其結晶結構，不僅具有2H，而且具有罕見的3R（菱面體晶）的結構。根據該技術，藉由以本申請人擁有的技術「nm尺寸的三氧化鉬微粒子」為原料製造二硫化鉬粒子，能夠合成於礦山品的粉碎或由通用三氧化鉬的合成中難以達成的「含有3R結構且具有有利於nm尺度且大表面積化的輕量性的二硫化鉬」。

然而，於該nm尺寸的二硫化鉬中，與根據粒徑預測的X射線繞射（X-Ray Diffraction）峰值的半值寬度相比，實際的半值寬度明顯大，因此未達到結晶的狀態，即微晶尺寸、或2H結晶結構與3R結晶結構的存在比等的定量。因此，存在難以掌握微晶尺寸或所述存在比是否因製造條件的不同而變化、進而是否對應用評價中的摩擦特性造成影響的問題。

本發明的目的在於提供一種具有適當的粒子尺寸和微晶尺寸且可提高摩擦特性的二硫化鉬粒子和潤滑組成物。 [解決課題之手段]

本發明者等人著眼於所述二硫化鉬粒子的製造時的加熱條件進行了進一步的解析，結果發現：（1）由於加熱條件的變更，XRD峰值強度或半值寬度發生變化，因此基於該變化，能夠對2H結晶結構和3R結晶結構的微晶尺寸或結晶度的變化進行定量，另外，（2）根據該加熱條件，2H結晶結構與3R結晶結構的比率發生變化，能夠使用可考慮微晶尺寸的里特沃爾德解析（Rietveld analysis）軟體（馬爾文帕納科（Malvern Panalytical）公司製造，高分普魯斯（HighScore Plus），以下稱為「擴張型里特沃爾德解析」）對該比率進行定量，其結果（3）於油分散體系中的摩擦試驗中摩擦係數發生變化，因此藉由對該摩擦係數進行定量，可提高摩擦特性。 另外，所述擴張型里特沃爾德解析的結果發現，根據加熱條件，存在二硫化鉬粒子的2H結晶結構包含具有較小的微晶尺寸的一個結晶相的情況、以及包含與所述一個結晶相相比具有大的微晶尺寸的結晶相（第一結晶相）和與所述一個結晶相相比具有更小的微晶尺寸的低結晶相（第二結晶相）的情況。

即，本發明提供以下結構。 [1]一種二硫化鉬粒子，具有二硫化鉬的2H結晶結構和3R結晶結構， 二硫化鉬的結晶相中的所述3R結晶結構的存在比為10%以上， 使用由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓，基於解析式L=Kλ/（βcosθ）並藉由擴張型里特沃爾德解析計算出的所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下。 （所述式中，K是依存於XRD光學系統（入射側和檢測器側）和設置的裝置常數，L是微晶的大小[m]，λ是測定X射線波長[m]，β是半值寬度[rad]，θ是繞射線的布拉格角[rad]）

[2]如所述[1]所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述3R結晶結構包括包含基於所述解析式計算出的微晶尺寸為5 nm以上且50 nm以下的微晶的結晶相。

[3]如所述[1]所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構包括包含具有基於所述解析式計算出的規定的微晶尺寸的微晶的一個結晶相， 所述2H結晶結構的所述結晶相的微晶尺寸為1 nm以上且20 nm以下。

[4]如所述[3]所述的二硫化鉬粒子，其中使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構和所述3R結晶結構於結晶相中的存在比為10：90～90：10。

[5]如所述[1]所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構包括包含具有基於所述解析式計算出的規定的微晶尺寸的微晶的第一結晶相、以及微晶尺寸比所述第一結晶相小的第二結晶相， 所述2H結晶結構的所述第二結晶相的微晶尺寸為1 nm以上且20 nm以下。

[6]如所述[5]所述的二硫化鉬粒子，其中使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構的所述第一結晶相、所述3R結晶結構和所述2H結晶結構的所述第二結晶相於結晶相中的存在比為30～10：10～70：80～15。

[7]如所述[1]～[6]中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中所述二硫化鉬粒子包含非晶相，所述二硫化鉬粒子的所述非晶相的存在比為5%以上。

[8]如所述[1]～[7]中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中於由鉬的K吸收端的延伸X射線吸收精細結構（Extended X-Ray Absorption Fine Structure，EXAFS）輪廓獲得的徑向分佈函數中，起因於Mo-S的峰值的強度I與起因於Mo-Mo的峰值強度II之比（I/II）大於1.0。

[9]如所述[1]～[8]中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中藉由動態光散射法求出的二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀為10 nm以上且1000 nm以下。

[10]如所述[1]～[9]中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中利用布厄特（Brunauer Emmett Teller，BET）法測定而得的所述二硫化鉬粒子的比表面積為10 m ²/g以上。

[11]一種潤滑組成物，含有：如所述[1]～[10]中任一項所述的二硫化鉬粒子；包含礦物油、合成油和部分合成油中的一種或多種的基油；以及分散劑等添加劑。

[12]如所述[11]所述的潤滑組成物，其中相對於所述潤滑組成物的總質量100質量%，含有0.0001質量%以上且10質量%以下的所述二硫化鉬粒子。

[13]如所述[11]或[12]所述的潤滑組成物，更含有有機金屬系錯合物粒子。

[14]如所述[13]所述的潤滑組成物，其中相對於所述潤滑組成物的總質量100質量%，含有0.0001質量%以上且10質量%以下的所述有機金屬系錯合物粒子。 [發明的效果]

根據本發明，可提供一種具有適當的粒子尺寸、微晶尺寸和結晶結構且可提高摩擦特性的二硫化鉬粒子和潤滑組成物。

以下，參照圖式對本發明的實施方式進行詳細說明。

＜二硫化鉬粒子＞ 本實施方式的二硫化鉬粒子具有二硫化鉬的2H結晶結構和3R結晶結構，二硫化鉬的結晶相中的所述3R結晶結構的存在比為10%以上，使用由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓，基於解析式L=Kλ/（βcosθ）並藉由擴張型里特沃爾德解析計算出的所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下。所述式中，K是依存於XRD光學系統（入射側和檢測器側）和設置的裝置常數，L是微晶的大小[m]，λ是測定X射線波長[m]，K是常數，β是半值寬度[rad]，θ是繞射線的布拉格角[rad]。

本實施方式的二硫化鉬（MoS ₂）粒子是包含2H結晶結構和3R結晶結構者。一般而言可用作潤滑劑的二硫化鉬是六方晶固體潤滑材，作為結晶結構，具有大致2H結晶結構（參照圖6）。於使用二硫化鉬的結晶相中的3R結晶結構的存在比為10%以上的二硫化鉬粒子作為潤滑劑的情況下，不僅即便施加高負荷亦難以產生留痕（image sticking），而且具有使摩擦係數下降20%～30%的優異的摩擦特性。二硫化鉬的結晶相中的3R結晶結構的存在比可為5%以上且60%以下，亦可為20%以上且60%以下，較佳為20%以上且60%以下，亦可為20%以上且45%以下。

關於二硫化鉬粒子具有2H結晶結構和3R結晶結構，例如可使用可考慮微晶尺寸的擴張型里特沃爾德解析軟體（馬爾文帕納科（Malvern Panalytical）公司製造，高分普魯斯（HighScore Plus））來確認。該里特沃爾德解析軟體中，使用包含微晶尺寸的結晶結構模型來對XRD的繞射輪廓整體進行模擬，與實驗中獲得的XRD的繞射輪廓相比，以實驗中獲得的繞射輪廓與計算中獲得的繞射輪廓的殘差成為最小的方式利用最小二乘法將結晶結構模型的晶格常數、原子座標等結晶結構因子、重量分率（存在比）等最佳化，高精度地鑑定2H結晶結構和3R結晶結構的各相並進行定量，藉此除了藉由通常的里特沃爾德解析計算出的結晶結構類型和其比率以外，還可計算出微晶尺寸。以下，本專利中，將所述使用高分普魯斯（HighScore Plus）的解析方法稱為「擴張型里特沃爾德解析」。

本實施方式中的二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀較佳為10 nm以上且1000 nm以下。 市售的MoS ₂是礦石的粉碎品，含有許多粒徑超過1 μm的大小的物質，於包含單位重量的潤滑劑的效果小、黏性小的基油的潤滑組成物中，成為沈降的主要原因。另一方面，藉由如本實施方式般所述中值粒徑D ₅₀為1000 nm以下，於使用二硫化鉬粒子作為潤滑劑時，即便施加高負荷亦難以產生留痕。其是由於，於高負荷時，被滑動材的摩擦面彼此接近至彼此小於1 μm（即，1000 nm）的距離時，該潤滑劑未自該間隙排除而殘存，能夠持續維持潤滑性能。另外，藉由所述中值粒徑D ₅₀為1000 nm以下，於用於含有基油的潤滑組成物時，難以沈降，保存穩定性優異。

另外，藉由二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀為1000 nm以下，所述二硫化鉬粒子成為浮游成分而難以沈降，因此即便被滑動材的摩擦面彼此以容易受到垂直或接近垂直的重力的影響的狀態排列，亦可以於滑動前的時間點已經進入被滑動材的摩擦面彼此的間隙的狀態存在。另外，二硫化鉬進入間隙，於受到層狀化合物特有的剪切力時，結晶面之間發生滑動，亦具有降低接觸面彼此的摩擦係數的效果。因此，認為與先前的容易沈降的二硫化鉬粒子相比，可防止滑動開始時的被滑動構件的磨削、磨損等，結果可有助於被滑動材的摩擦面的長壽命化。

另外，可將本實施方式的二硫化鉬粒子作為潤滑劑供給至例如多個金屬球的滑動部。於該情況下，於在高負荷時彼此按壓至金屬球與金屬球之間的距離小於1 μm（=1000 nm）的距離時，所述中值粒徑D ₅₀為1000 nm以下而小，因此可不自所述金屬球彼此的縫隙排除而殘留於該間隙中，於此狀況下，在受到層狀化合物特有的剪切力時，於結晶面間發生滑動，顯現出接觸面彼此的摩擦係數減少效果，金屬球的摩擦面彼此的接觸概率（或者接觸面積×時間）保持低狀態，從而認為難以發生由互相磨碰引起的留痕。

就所述效果的方面而言，所述二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀較佳為600 nm以下，更佳為500 nm以下，進而佳為400 nm以下。所述二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀可為20 nm以上，亦可為40 nm以上。二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀例如使用動態光散射式粒徑分佈測定裝置（麥奇克拜爾（MicrotracBEL）公司製造，納諾特克波II（Nanotrac WaveII））或雷射繞射式粒度分佈測定裝置（島津製作所製造的SALD-7000）等進行測定。

另外，本實施方式的二硫化鉬粒子中，所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下。若所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下，則於用作潤滑油等基油中所含的分散劑時，在進入間隙時，微晶尺寸越小，在受到剪切力時在層間越容易發生滑動，可減小該分散系的摩擦係數，可提高摩擦特性。所述3R結晶結構的微晶尺寸較佳為藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的值。摩擦係數可根據例如使用了球盤（ball-on-disk）試驗機或4球試驗機的斯特里貝克（stribeck）曲線測定。

就所述效果的觀點而言，藉由所述擴張型里特沃爾德解析獲得的所述3R結晶結構較佳為包括包含基於所述解析式計算出的微晶尺寸為1 nm以上且50 nm以下的微晶的結晶相，所述微晶尺寸更佳為5 nm以上且50 nm以下，進而佳為10 nm以上且40 nm以下。 另外，本實施方式的二硫化鉬粒子中，所述2H結晶結構的微晶尺寸較佳為1 nm以上且150 nm以下。若所述2H結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下，則於用作潤滑油等基油中所含的分散劑時，可減小該分散體系的摩擦係數，可提高摩擦特性。 所述2H結晶結構的微晶尺寸較佳為根據擴張型里特沃爾德解析獲得的值。藉由所述里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構較佳為包含基於所述解析式計算出的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下的微晶的結晶相，所述微晶尺寸更佳為5 nm以上且150 nm以下。

藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構較佳為包括包含具有規定的微晶尺寸的微晶的一個結晶相。於後述的製造方法中，藉由將熱處理中的加熱溫度設為較低溫，可獲得包含一個結晶相的2H結晶結構。於該情況下，所述2H結晶結構的微晶尺寸更佳為1 nm以上且20 nm以下，較佳為5 nm以上且15 nm以下。

所述2H結晶結構的微晶尺寸和所述3R結晶結構的微晶尺寸例如亦可使用XRD繞射輪廓的峰值半值寬度來計算出。

使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構和所述3R結晶結構於結晶相中的存在比（2H：3R）較佳為10：90～90：10。若結晶相中的3R結晶結構的存在比為10%以上且90%以下，則於使用二硫化鉬粒子作為潤滑劑的情況下，在施加高負荷時難以產生留痕，可使摩擦係數下降20%～30%。

就所述效果的觀點而言，使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構和所述3R結晶結構於結晶相中的存在比（2H：3R）更佳為10：90～80：20，進而佳為40：60～80：20。

另外，藉由所述擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構亦可包括包含具有規定的微晶尺寸的微晶的結晶相第一結晶相、以及微晶尺寸比所述第一結晶相小的第二結晶相。於後述的製造方法中，作為後處理，藉由對二硫化鉬粒子進一步進行加熱，可獲得包含第一結晶相與第二結晶相的2H結晶結構。所述2H結晶結構的所述第一結晶相的微晶尺寸例如大於20 nm且為150 nm以下，可為50 nm以上且150 nm以下，亦可為100 nm以上且150 nm以下。其中，為了減少摩擦係數，較佳為於所述2H結晶結構的結晶相中不存在所述第一結晶相或者其存在比少。另外，所述2H結晶結構的第二結晶相的微晶尺寸較佳為1 nm以上且20 nm以下，可為1 nm以上且10 nm以下，亦可為5 nm以上且15 nm以下。

所述2H結晶結構的所述第一結晶相的微晶尺寸、所述3R結晶結構的微晶尺寸和所述2H結晶結構的所述第二結晶相的微晶尺寸亦可與所述同樣地例如使用XRD繞射輪廓的峰值半值寬度來計算出。

使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構的所述第一結晶相、所述3R結晶結構、和所述2H結晶結構的所述第二結晶相於結晶相中的存在比（2H（第一結晶相）：3R：2H（第二結晶相））較佳為30～0：10～70：80～15。若結晶相中的2H結晶結構的第一結晶相、3R結晶結構和2H結晶結構的第二結晶相的存在比為30～10：10～70：80～15，則於使用二硫化鉬粒子作為潤滑劑的情況下，在施加高負荷時難以產生留痕，可使摩擦係數下降20%～30%。

就所述效果的觀點而言，使用由所述XRD獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構的所述第一結晶相、所述3R結晶結構、和所述2H結晶結構的所述第二結晶相的存在比更佳為30～0：10～70：80～15，進而佳為25～0：20～60：75～20。

於所述二硫化鉬粒子的、由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓中，39.5°附近的峰值和49.5°附近的峰值源自2H結晶結構，32.5°附近的峰值、39.5°附近的峰值和49.5°附近的峰值源自3R結晶結構，39.5°附近的峰值和49.5°附近的峰值的半值寬度較佳為1°以上。進而，所述二硫化鉬粒子亦可包含1H結晶結構等二硫化鉬的2H結晶結構、3R結晶結構以外的結晶結構。

所述二硫化鉬粒子包含亞穩結構的3R結晶結構，該方面可藉由以下來進行區別，即，於由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓中，39.5°附近的峰值和49.5°附近的峰值均包含2H結晶結構和3R結晶結構的合成峰值。

實際上，使用由所述粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓，藉由39.5°附近的峰值和49.5°附近的寬幅峰值決定2H結晶結構的存在比。另外，藉由利用32.5°附近的2個峰值與39.5°附近的2個峰值將39.5°附近的峰值和49.5°附近的寬幅峰值的差分最佳化，而決定3R結晶結構的存在比。即，39.5°附近的峰值和49.5°附近的峰值均是源自2H結晶結構和3R結晶結構的合成波，藉由該些合成波，可計算出二硫化鉬粒子中2H結晶結構和3R結晶結構的存在比。

另外，二硫化鉬粒子亦可包含非晶相。二硫化鉬粒子的非晶相的存在比由100（%）-（結晶度（%））表示，較佳為5%以上，更佳為15%以上，進而佳為20%以上。若二硫化鉬粒子的非晶相的存在比為5%以上，則摩擦係數進一步下降，可提高摩擦特性。

利用穿透式電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）拍攝時的二維圖像中的所述二硫化鉬粒子的一次粒子的形狀可為粒子狀、球狀、板狀、針狀、繩狀、帶狀或片狀，該些形狀亦可組合包含。所述鉬硫化物的形狀較佳為圓盤狀、帶狀或片狀，50個鉬硫化物的一次粒子的形狀較佳為平均而言具有長度（縱）×寬度（橫）×厚度（高度）=50 nm～1000 nm×50 nm～1000 nm×3 nm～100 nm的範圍的大小，更佳為具有100 nm～500 nm×100 nm～500 nm×5 nm～50 nm的範圍的大小，特佳為具有50 nm～200 nm×50 nm～200 nm×5 nm～20 nm的範圍的大小。藉由為圓盤狀、帶狀或片狀，可加大二硫化鉬粒子的比表面積。此處，所謂圓盤狀、帶狀或片狀，是指薄層形狀。鉬硫化物的一次粒子的縱橫比（aspect ratio）、即（長度（縱橫的大小）/厚度（高度））的值較佳為以50個的平均計為1.2～1200，更佳為2～800，進而佳為5～400，特佳為10～200。

藉由所述二硫化鉬粒子的一次粒子的形狀為縱橫比大的圓盤狀、帶狀或片狀而非單純的球狀，從而效率更良好地覆蓋即將接觸的被滑動材的摩擦面彼此，且發生結晶結構的相間滑動而可期待減少被滑動材的摩擦面彼此的接觸概率（或者接觸面積×時間），從而認為難以產生由彼此磨碰產生的磨損或留痕。

所述二硫化鉬粒子的利用BET法測定而得的比表面積較佳為10 m ²/g以上，更佳為30 m ²/g以上，特佳為40 m ²/g以上。所述二硫化鉬粒子的利用BET法測定而得的比表面積可為300 m ²/g以下，亦可為200 m ²/g以下。

所述二硫化鉬粒子的一次粒子中，構成所述一次粒子的層分別藉由較弱的彼此作用接近，藉由如摩擦般的外力可容易地使彼此的層偏離。因此，於所述二硫化鉬粒子的一次粒子被夾持於作為被滑動材的金屬與金屬之間時，由於其摩擦力，構成所述一次粒子的層彼此偏離，降低表觀的摩擦係數，且亦可防止作為被滑動材的金屬彼此的接觸。 若所述二硫化鉬粒子的利用BET法測定而得的比表面積為10 m ²/g以上，則於所述一次粒子存在於作為被滑動材的金屬與金屬之間時，可進一步降低作為被滑動材的金屬彼此接觸的面積，因此認為有助於潤滑劑的性能提高和防止留痕此兩者。

於所述二硫化鉬粒子的由鉬的K吸收端的延伸X射線吸收精細結構（EXAFS）輪廓獲得的徑向分佈函數中，起因於Mo-S的峰值的強度I與起因於Mo-Mo的峰值強度II之比（I/II）較佳為大於1.0，更佳為1.1以上，特佳為1.2以上。

二硫化鉬的結晶結構無論是2H結晶結構抑或是3R結晶結構，由於共價鍵，Mo-S間的距離大致相同，因此於鉬的K吸收端的延伸X射線吸收精細結構（EXAFS）輪廓中，起因於Mo-S的峰值的強度相同。另一方面，二硫化鉬的2H結晶結構為六方晶（hexagonal），因此相同的六邊形位於Mo原子的六邊形的90°正下方，因此Mo-Mo間的距離變近，起因於Mo-Mo的峰值強度II變強。 反之，二硫化鉬的3R結晶結構為菱形晶（rhombohedral），因此並非六邊形的90°正下方，而是偏離一半而存在六邊形，因此Mo-Mo間的距離變遠，起因於Mo-Mo的峰值強度II變弱。 於二硫化鉬的純粹的2H結晶結構中，所述比（I/II）變小，但隨著包含3R結晶結構，所述比（I/II）變大。 3R結晶結構中，三層的各個Mo原子的六邊形彼此偏離六邊形的一半，因此與兩層的Mo原子的六邊形垂直且規則地排列的2H結晶結構相比，各層間的彼此作用小，可期待變得容易滑動。 2H結晶結構中，若微晶尺寸小，則亦可期待更容易發生接觸面的滑動。

認為三氧化鉬的存在會對潤滑性能造成不良影響，因此所述二硫化鉬粒子向MoS ₂的轉化率R _C較佳為70%以上，更佳為80%以上，進而佳為90%以上。 所述二硫化鉬粒子向MoS ₂的轉化率R _C顯示出接近100%的數字，藉此雖然藉由利用摩擦進行的加熱而發揮潤滑性能，但可使潤滑特性比可副產或含有三氧化鉬的其他二硫化鉬原材料或其前驅物優異。

二硫化鉬粒子向MoS ₂的轉化率R _C可根據藉由對二硫化鉬粒子進行X射線繞射（XRD）測定而獲得的輪廓資料，藉由參考強度比（Reference Intensity Ratio，RIR）法來求出。可使用二硫化鉬（MoS ₂）的RIR值K _A和歸屬於二硫化鉬（MoS ₂）的（002）面或（003）面的2θ=14.4°±0.5°附近的峰值的積分強度I _A、以及各氧化鉬（作為原料的MoO ₃、和作為反應中間體的Mo ₉O ₂₅、Mo ₄O ₁₁、MoO ₂等）的RIR值K _B和各氧化鉬（作為原料的MoO ₃、和作為反應中間體的Mo ₉O ₂₅、Mo ₄O ₁₁、MoO ₂等）的最強線峰值的積分強度I _B，由下式（1）求出向MoS ₂的轉化率R _C。 R _C（%）=（I _A/K _A）/（Σ（I _B/K _B））×100 …（1） 此處，RIR值可分別使用無機結晶結構資料庫（Inorganic Crystal Structure Database，ICSD）（一般社團法人化學資訊協會製造）中記載的值，解析時可使用綜合粉末X射線解析軟體（理學（Rigaku）公司製造，PDXL2）。

再者，本實施方式的含粒子的潤滑脂組成物較佳為含有二硫化鉬粒子（MoS ₂），但並不限於此，亦可含有MoS _x（X=1～3）所表示的硫化鉬粒子，亦可含有MoS _x（X=1～3）所表示的硫化鉬粒子的一種或多種。

＜二硫化鉬粒子的製造方法＞ 所述二硫化鉬粒子例如可藉由於硫源的存在下、於溫度200℃～1000℃下對一次粒子的平均粒徑為2 nm以上且1000 nm以下的三氧化鉬粒子進行加熱而加以製造。

所謂三氧化鉬粒子的一次粒子的平均粒徑，是指利用掃描式電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）或穿透式電子顯微鏡（TEM）拍攝三氧化鉬粒子，對二維圖像上的構成凝聚體的最小單位的粒子（即一次粒子），測量其長徑（觀察到的最長部分的費雷特直徑（Feret's Diameter））和短徑（相對於其最長部分的費雷特直徑，垂直方向的短的費雷特直徑），將其平均值作為一次粒徑時，隨機選擇的50個一次粒子的一次粒徑的平均值。

於所述二硫化鉬粒子的製造方法中，所述三氧化鉬粒子的一次粒子的平均粒徑較佳為1 μm以下。就與硫的反應性的方面而言，更佳為600 nm以下，進而佳為400 nm以下，特佳為200 nm以下。所述三氧化鉬粒子的一次粒子的平均粒徑可為2 nm以上，亦可為5 nm以上，亦可為10 nm以上。

所述二硫化鉬粒子的製造中使用的三氧化鉬粒子較佳為包括包含三氧化鉬的β結晶結構的一次粒子的集合體。與僅包括α結晶作為結晶結構的現有的三氧化鉬粒子相比，所述三氧化鉬粒子與硫的反應性良好，且由於包含三氧化鉬的β結晶結構，因此於與硫源的反應中，可加大向MoS ₂的轉化率R _C。

三氧化鉬的β結晶結構可藉由於由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓中，歸屬於MoO ₃的β結晶的（011）面的（2θ：23.01°附近、No.86426（無機結晶結構資料庫（ICSD）））的峰值的存在來確認。三氧化鉬的α結晶結構可藉由MoO ₃的α結晶的（021）面（2θ：27.32°附近＿No.166363（無機結晶結構資料庫（ICSD）））的峰值的存在來確認。

所述三氧化鉬粒子較佳為於由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓中，歸屬於MoO ₃的β結晶的（011）面的峰值強度與歸屬於MoO ₃的α結晶的（021）面（2θ：27.32°附近＿No.166363（無機結晶結構資料庫（ICSD）））的峰值強度之比（β（011）/α（021））為0.1以上。

歸屬於MoO ₃的β結晶的（011）面的峰值強度、和歸屬於MoO ₃的α結晶的（021）面的峰值強度分別讀取峰值的最大強度，求出所述比（β（011）/α（021））。

於所述三氧化鉬粒子中，所述比（β（011）/α（021））較佳為0.1～10.0，更佳為0.2～10.0，特佳為0.4～10.0。

三氧化鉬的β結晶結構於由拉曼分光測定獲得的拉曼光譜中，亦可藉由頻率773、848 cm ^-1和905 cm ^-1下的峰值的存在來確認。三氧化鉬的α結晶結構可藉由頻率663、816 cm ^-1和991 cm ^-1下的峰值的存在來確認。

所述三氧化鉬粉體的一次粒子的平均粒徑亦可為5 nm以上且2000 nm以下。

作為硫源，例如可列舉硫、硫化氫等，該些可單獨使用，亦可併用兩種。

所述二硫化鉬粒子的製造方法亦可包括：於不存在硫源的情況下，於溫度100℃～800℃下對包括包含三氧化鉬的β結晶結構的一次粒子的集合體的三氧化鉬粒子進行加熱，繼而，於硫源的存在下，於溫度200℃～1000℃下進行加熱。

硫源的存在下的加熱時間只要是硫化反應充分進行的時間即可，可為1小時～20小時，亦可為2小時～15小時，亦可為3小時～10小時。

於所述二硫化鉬粒子的製造方法中，所述硫源的S量相對於所述三氧化鉬粒子的MoO ₃量的裝入比較佳為硫化反應充分進行的條件。相對於所述三氧化鉬粒子的MoO ₃量100莫耳%，所述硫源的S量較佳為450莫耳%以上，更佳為600莫耳%以上，進而佳為700莫耳%以上。相對於所述三氧化鉬粒子的MoO ₃量100莫耳%，所述硫源的S量可為3000莫耳%以下，亦可為2000莫耳%以下，亦可為1500莫耳%以下。

於所述二硫化鉬粒子的製造方法中，存在所述硫源的情況下的加熱溫度只要是硫化反應充分進行的溫度即可，較佳為320℃以上，更佳為340℃以上，進而佳為360℃以上。另外，所述加熱溫度可為320℃～1000℃，亦可為340℃～1000℃，亦可為360℃～500℃。藉由將所述加熱溫度設為低溫，所述二硫化鉬粒子的結晶度變小，可使非晶相的存在比增大。

於所述二硫化鉬粒子的製造方法中，作為後處理，可根據需要對所得的二硫化鉬粒子進行冷卻後進行加熱。本加熱處理中，較佳為例如於惰性環境下對二硫化鉬粒子進行煅燒。藉由對所得的二硫化鉬粒子進行加熱、煅燒，而促進非晶相的結晶化，結晶度提高。另外，伴隨著結晶度的提高，分別新生成2H結晶結構與3R結晶結構，2H結晶結構與3R結晶結構的存在比發生變化。如此若進行再加熱作為後處理，則雖然二硫化鉬粒子的結晶度提高，各層的由潤滑引起的剝離容易度在某種程度上降低，但是有助於摩擦特性的提高的3R結晶結構的存在比增大，因此與僅2H結晶結構的情況相比，可提高摩擦特性。另外，藉由變更對所得的二硫化鉬粒子進行加熱時的溫度，可調整2H結晶結構與3R結晶結構的存在比。

藉由於規定溫度以上對所得的二硫化鉬粒子進行加熱、煅燒，於非晶相變化為2H結晶結構時，新生成包含微晶尺寸為20 nm以下、較佳為10 nm以下的微晶的第二結晶相。此時，於在2H結晶結構中在二硫化鉬粒子的加熱前存在微晶尺寸為10 nm以下的微晶的情況下，於二硫化鉬粒子的加熱後，該微晶成長至100 nm以上的微晶尺寸，生成包含該成長的微晶的第一結晶相。

如上所述，推測於二硫化鉬粒子的結晶結構中，構成3R結晶結構的結晶相有助於摩擦特性的提高，構成2H結晶結構的第一結晶相不有助於摩擦特性或者可能成為使摩擦特性下降的主要原因。因此，就提高3R結晶結構的結晶相的存在比並且盡可能使2H結晶結構的第一結晶相的存在比降低的觀點而言，後處理中的二硫化鉬粒子的加熱溫度較佳為500℃～900℃，更佳為500℃～800℃。

另外，後處理中的二硫化鉬粒子的加熱速度較佳為1℃/min以上且50℃/min以下，更佳為2℃/min以上且10℃/min以下。

於所述二硫化鉬粒子的製造方法中，所述三氧化鉬粒子較佳為利用螢光X射線（X-Ray Fluorescence，XRF）測定的MoO ₃的含有比例為99.5%以上。藉此，可加大向MoS ₂的轉化率R _C，可獲得高純度的、無生成源自雜質的二硫化物之虞的、保存穩定性良好的二硫化鉬。

所述三氧化鉬粒子較佳為利用BET法測定而得的比表面積為10 m ²/g～100 m ²/g。

於所述三氧化鉬粒子中，就與硫的反應性變得良好的方面而言，所述比表面積較佳為10 m ²/g以上，更佳為20 m ²/g以上，進而佳為30 m ²/g以上。於所述三氧化鉬粒子中，就製造變得容易的方面而言，較佳為100 m ²/g以下，亦可為90 m ²/g以下，亦可為80 m ²/g以下。

所述三氧化鉬粒子較佳為於由鉬的K吸收端的延伸X射線吸收精細結構（EXAFS）輪廓獲得的徑向分佈函數中，起因於Mo-O的峰值的強度I與起因於Mo-Mo的峰值強度II之比（I/II）大於1.1。

起因於Mo-O的峰值的強度I、和起因於Mo-Mo的峰值強度II分別讀取峰值的最大強度，求出所述比（I/II）。認為所述比（I/II）是於三氧化鉬粒子中獲得MoO ₃的β結晶結構的標準，所述比（I/II）越大，與硫的反應性越優異。

於所述三氧化鉬粒子中，所述比（I/II）較佳為1.1～5.0，亦可為1.2～4.0，亦可為1.2～3.0。

（三氧化鉬粒子的製造方法） 所述三氧化鉬粒子可藉由使氧化鉬前驅物化合物氣化而形成三氧化鉬蒸氣，且對所述三氧化鉬蒸氣進行冷卻而加以製造。

所述三氧化鉬粒子的製造方法較佳為包括：對包含氧化鉬前驅物化合物和除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物的原料混合物進行煅燒，使所述氧化鉬前驅物化合物氣化而形成三氧化鉬蒸氣，且所述金屬化合物相對於所述原料混合物100質量%的比例以氧化物換算計為70質量%以下。

所述三氧化鉬粒子的製造方法可使用圖1所示的製造裝置1較佳地實施。

圖1是表示作為本實施方式的二硫化鉬粒子的原料的三氧化鉬粒子的製造中可使用的裝置的一例的概略圖。 如圖1所示，製造裝置1具有：煅燒爐2，對三氧化鉬前驅物化合物或所述原料混合物進行煅燒，使所述三氧化鉬前驅物化合物氣化；十字（交叉）型的冷卻配管3，其與所述煅燒爐2連接，使藉由所述煅燒而氣化的三氧化鉬蒸氣粒子化；以及回收機4，其是回收於所述冷卻配管3中粒子化的三氧化鉬粒子的回收單元。此時，所述煅燒爐2和冷卻配管3經由排氣口5連接。另外，所述冷卻配管3於左端部於外部氣體吸氣口（未圖示）配置有開度調整風門6，於上端部配置有觀察窗7。於回收機4連接有作為第一送風單元的排風裝置8。藉由該排風裝置8排風，而對回收機4和冷卻配管3的內部氣體進行抽吸，將外部氣體自冷卻配管3所具有的開度調整風門6送風至冷卻配管3。即，藉由排風裝置8發揮抽吸功能，從而被動地於冷卻配管3產生送風。再者，製造裝置1亦可具有外部冷卻裝置9，藉此能夠任意地控制自煅燒爐2產生的三氧化鉬蒸氣的冷卻條件。

藉由打開開度調整風門6，自外部氣體吸氣口取入空氣，於空氣環境下對在煅燒爐2中氣化的三氧化鉬蒸氣進行冷卻，製成三氧化鉬粒子，藉此可使所述比（I/II）大於1.1，於三氧化鉬粒子中容易獲得MoO ₃的β結晶結構。於使用液態氮對三氧化鉬蒸氣進行冷卻的情況下等，氮環境下的氧濃度低的狀態下的三氧化鉬蒸氣的冷卻容易增加氧缺陷密度且使所述比（I/II）下降。

作為所述氧化鉬前驅物化合物，只要是藉由對其進行煅燒而形成三氧化鉬蒸氣的化合物則並無特別限定，可列舉：金屬鉬、三氧化鉬、二氧化鉬、硫化鉬、鉬酸銨、磷鉬酸（H ₃PMo ₁₂O ₄₀）、矽鉬酸（H ₄SiMo ₁₂O ₄₀）、鉬酸鋁、鉬酸矽、鉬酸鎂（MgMo _nO _3n+1（n=1～3））、鉬酸鈉（Na ₂Mo _nO _3n+1（n=1～3））、鉬酸鈦、鉬酸鐵、鉬酸鉀（K ₂Mo _nO _3n+1（n=1～3））、鉬酸鋅、鉬酸硼、鉬酸鋰（Li ₂Mo _nO _3n+1（n=1～3））、鉬酸鈷、鉬酸鎳、鉬酸錳、鉬酸鉻、鉬酸銫、鉬酸鋇、鉬酸鍶、鉬酸釔、鉬酸鋯、鉬酸銅等。該些氧化鉬前驅物化合物可單獨使用，亦可組合使用兩種以上。氧化鉬前驅物化合物的形態並無特別限定，例如可為三氧化鉬等粉體狀，亦可為鉬酸銨水溶液般的液體。較佳為處理性且能量效率良好的粉體狀。

作為三氧化鉬前驅物化合物，特佳為使用市售的α結晶的三氧化鉬。另外，於使用鉬酸銨作為氧化鉬前驅物化合物的情況下，藉由煅燒而轉化為熱力學穩定的三氧化鉬，因此氣化的氧化鉬前驅物化合物成為所述三氧化鉬。

藉由對包含氧化鉬前驅物化合物和除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物的原料混合物進行煅燒，亦可形成三氧化鉬蒸氣。

該些中，就容易控制所得的三氧化鉬粉體的純度、一次粒子的平均粒徑、結晶結構的方面而言，氧化鉬前驅物化合物較佳為包含三氧化鉬。

氧化鉬前驅物化合物與除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物有時會生成中間體，但即便於該情況下，中間體亦可藉由煅燒而分解，使三氧化鉬以熱力學穩定的形態氣化。

作為除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物，該些中，為了防止煅燒爐的損傷，較佳為使用鋁化合物，為了提高三氧化鉬粒子的純度，亦可不使用除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物。

作為所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物，並無特別限定，例如可列舉：鋁化合物、矽化合物、鈦化合物、鎂化合物、鈉化合物、鉀化合物、鋯化合物、釔化合物、鋅化合物、銅化合物、鐵化合物等。該些中，作為所述金屬化合物，較佳為使用所述鋁化合物、矽化合物、鈦化合物或鎂化合物。

氧化鉬前驅物化合物與除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物有時會生成中間體，但即便於該情況下，所述中間體亦可藉由煅燒而分解，使三氧化鉬以熱力學穩定的形態氣化。

作為除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物，為了防止煅燒爐的損傷，較佳為使用鋁化合物。於所述製造方法中，為了提高三氧化鉬粉體的純度，亦可不使用除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物。

作為鋁化合物，可列舉：氯化鋁、硫酸鋁、鹼性乙酸鋁、氫氧化鋁、水鋁石、擬水鋁石、過渡氧化物鋁（γ-氧化物鋁、δ-氧化物鋁、θ-氧化物鋁等）、α-氧化物鋁、具有兩種以上的結晶相的混合氧化物鋁等。

於煅燒包含氧化鉬前驅物化合物和除所述氧化鉬前驅物化合物以外的金屬化合物的原料混合物時，所述氧化鉬前驅物化合物相對於所述原料混合物100質量%的含有比例較佳為40質量%以上且100質量%以下，亦可為45質量%以上且100質量%以下，亦可為50質量%以上且100質量%以下。

作為煅燒溫度，亦根據所使用的氧化鉬前驅物化合物、金屬化合物、和所期望的三氧化鉬粒子等而不同，但通常較佳為設為中間體可分解的溫度。例如，於使用鉬化合物作為氧化鉬前驅物化合物、使用鋁化合物作為金屬化合物的情況下，就作為中間體而可形成鉬酸鋁而言，煅燒溫度較佳為500℃～1500℃，更佳為600℃～1550℃，進而佳為700℃～1600℃。

關於煅燒時間，並無特別限制，例如可設為1分鐘～30小時，可設為10分鐘～25小時，可設為100分鐘～20小時。

升溫速度亦根據所使用的氧化鉬前驅物化合物、所述金屬化合物、和所期望的三氧化鉬粒子的特性等而不同，但就製造效率的觀點而言，較佳為0.1℃/分鐘～100℃/分鐘，更佳為1℃/分鐘～50℃/分鐘，進而佳為2℃/分鐘～10℃/分鐘。

煅燒爐內的內部壓力並無特別限制，可為正壓亦可為減壓，但就將氧化鉬前驅物化合物較佳地自煅燒爐排出至冷卻配管的觀點而言，煅燒較佳為於減壓下進行。作為具體的減壓度，較佳為-5000 Pa～-10 Pa，更佳為-2000 Pa～-20 Pa，進而佳為-1000 Pa～-50 Pa。若減壓度為-5000 Pa以上，則不會過度要求煅燒爐的高氣密性和機械強度，可減少製造成本，因此較佳。另一方面，若減壓度為-10 Pa以下，則可防止煅燒爐的排出口處的氧化鉬前驅物化合物的堵塞，因此較佳。

再者，於於煅燒中向煅燒爐送風氣體的情況下，送風的氣體的溫度較佳為5℃～500℃，更佳為10℃～100℃。

另外，相對於煅燒爐的有效容積為100 L，氣體的送風速度較佳為1 L/min以上且500 L/min以下，更佳為10 L/min以上且200 L/min以下。

氣化的三氧化鉬蒸氣的溫度亦根據所使用的氧化鉬前驅物化合物的種類而不同，但較佳為200℃～2000℃，更佳為400℃～1500℃。再者，若氣化的三氧化鉬蒸氣的溫度為2000℃以下，則通常於冷卻配管中，有藉由外部氣體（0℃～100℃）的送風可容易地粒子化的傾向。

自煅燒爐排出的三氧化鉬蒸氣的排出速度可藉由所使用的所述氧化鉬前驅物化合物量、所述金屬化合物量、煅燒爐的溫度、氣體向煅燒爐內的送風、煅燒爐排氣口的口徑來控制。雖然亦根據冷卻配管的冷卻能力而不同，但三氧化鉬蒸氣自煅燒爐向冷卻配管的排出速度較佳為0.001 g/min以上且100 g/min以下，更佳為0.1 g/min以上且50 g/min以下。

另外，自煅燒爐排出的氣體中所含的三氧化鉬蒸氣的含量較佳為0.01 mg/L以上且1000 mg/L以下，更佳為1 mg/L以上且500 mg/L以下。

其次，對所述三氧化鉬蒸氣進行冷卻而粒子化。 三氧化鉬蒸氣的冷卻藉由使冷卻配管處於低溫來進行。此時，作為冷卻方法，可列舉：藉由如上所述向冷卻配管中送風氣體進行的冷卻、藉由冷卻配管所具有的冷卻機構進行的冷卻、藉由外部冷卻裝置進行的冷卻等。

三氧化鉬蒸氣的冷卻較佳為於空氣環境下進行。藉由於空氣環境下對三氧化鉬蒸氣進行冷卻，製成三氧化鉬粒子，可使所述比（I/II）大於1.1，於三氧化鉬粒子中，容易獲得MoO ₃的β結晶結構。

冷卻溫度（冷卻配管的溫度）並無特別限制，但較佳為-100℃～600℃，更佳為-50℃～400℃。

三氧化鉬蒸氣的冷卻速度並無特別限制，但較佳為100℃/s以上且100000℃/s以下，更佳為1000℃/s以上且50000℃/s以下。再者，三氧化鉬蒸氣的冷卻速度越快，越有獲得粒徑小、比表面積大的三氧化鉬粒子的傾向。

於冷卻方法是藉由向冷卻配管中送風氣體進行的冷卻的情況下，送風的氣體的溫度較佳為-100℃～300℃，更佳為-50℃～100℃。

另外，氣體的送風速度較佳為0.1 m ³/min以上且20 m ³/min以下，更佳為1 m ³/min以上且10 m ³/min以下。若氣體的送風速度為0.1 m ³/min以上，則可實現高的冷卻速度，可防止冷卻配管的堵塞，因此較佳。另一方面，若氣體的送風速度為20 m ³/min以下，則不需要高價的第一送風單元（排風機等），可降低製造成本，因此較佳。

對三氧化鉬蒸氣進行冷卻而獲得的粒子輸送至回收機中回收。

所述三氧化鉬粒子的製造方法亦可將對所述三氧化鉬蒸氣進行冷卻而獲得的粒子再次於100℃～320℃的溫度下煅燒。

即，亦可將藉由所述三氧化鉬粒子的製造方法而獲得的三氧化鉬粒子再次於100℃～320℃的溫度下煅燒。再次煅燒的煅燒溫度可為120℃～280℃，亦可為140℃～240℃。再次煅燒的煅燒時間例如可設為1分鐘～4小時，可設為10分鐘～5小時，可設為100分鐘～6小時。但是，藉由再次煅燒，三氧化鉬的β結晶結構的一部分消失，若於350℃以上的溫度下煅燒4小時，則三氧化鉬粒子中的β結晶結構消失，所述比（β（011）/α（021））成為0，與硫的反應性受損。 藉由以上說明的三氧化鉬粒子的製造方法，可製造對於製造所述二硫化鉬粒子而言較佳的三氧化鉬粒子。

＜潤滑組成物＞ 本實施方式的潤滑組成物含有：所述二硫化鉬粒子；以及包含礦物油、合成油和部分合成油中的一種或多種的基油。

關於作為礦物油的基油，包括藉由鑿岩獲得的油、自植物或動物獲得的油、以及該些的混合物，例如，作為此種油，可列舉：蓖麻油、豬油、橄欖油、花生油、玉米油、大豆油、亞麻籽油、液體石油、和石蠟性、環烷性、或者石蠟-環烷混合性的種類的基油等，但並不限定於該些。此種基油可於需要的情況下進行部分氫化或完全氫化。

關於作為合成油的基油，例如可列舉：聚α-烯烴系、烴系、酯系、醚系、矽酮系、烷基萘系或全氟烷基聚醚系的基油。

所謂作為部分合成油的基油，是指混合了該些礦物油和合成油的基油。

所述潤滑組成物可並無限制地使用一般於潤滑組成物中使用的基油作為基油。

本實施方式的潤滑組成物中使用的基油於40℃下的動態黏度可為1 mm ²/s以上且1000 mm ²/s以下，亦可為5 mm ²/s以上且200 mm ²/s以下，亦可為10 mm ²/s以上且150 mm ²/s以下。本實施方式的潤滑組成物中，二硫化鉬粒子的利用動態光散射法求出的中值粒徑D ₅₀為10 nm以上且1000 nm以下而小，因此即便使用黏性較小的基油，亦可抑制二硫化鉬粒子的沈降。

相對於所述潤滑組成物的總質量100質量%，所述潤滑組成物較佳為含有0.0001質量%以上且10質量%以下的作為所述潤滑劑的二硫化鉬粒子，更佳為含有0.01質量%以上且10質量%以下，進而佳為含有0.01質量%以上且1質量%以下。

本實施方式的潤滑組成物亦可為於所述樹脂組成物中更含有有機金屬系錯合物粒子者。相對於含有所述樹脂組成物與有機金屬系錯合物粒子的本潤滑組成物的總質量100質量%，該樹脂組成物較佳為含有0.0001質量%以上且10質量%以下的有機金屬系錯合物粒子，更佳為含有0.01質量%以上且10質量%以下，進而佳為含有0.01質量%以上且1質量%以下。藉由含有0.0001質量%以上且10質量%以下的有機金屬系錯合物粒子，可使摩擦係數大幅下降，另外，能夠長期維持低摩擦係數。

作為構成有機金屬系錯合物粒子的有機金屬系錯合物而具有代表性的物質有二烷基二硫代胺基甲酸鉬（MoDTC）、二烷基二硫代磷酸鉬（MoDTP）等有機鉬系錯合物。另外，亦可含有二烷基二硫代磷酸鋅（ZnDTP）等有機鋅系錯合物。另外，亦可將該些公知的有機金屬系錯合物粒子組合多種而含有。

更靠前敘述的潤滑組成物以及所述潤滑組成物可更含有清潔劑、黏度調整劑、發泡抑制劑、防腐蝕劑、防鏽劑、抗氧化劑、抗磨損劑和摩擦調整劑等公知的添加劑。

所述潤滑組成物可更含有一般的潤滑油中所含的公知的分散劑。由於分散劑的存在，藉由進一步抑制沈降，可確實地確保保存穩定性。 [實施例]

以下，對本發明的實施例進行說明。本發明並不限定於以下的實施例。 [合成例] （三氧化鉬粒子的製造） 準備相當於耐熱容器的煅燒爐、設置有外部氣體供給口的冷卻配管、以及回收鉬氧化物的集塵器。作為煅燒爐，使用輥道窯（roller hearth kiln，RHK）模擬器（則武股份有限公司（Noritake Company Limited）製造），作為集塵器，使用VF-5N集塵器（安滿能（Amano）公司製造）來進行金屬氧化物的製造。 將氫氧化鋁（日本輕金屬公司製造）1.5 kg與三氧化鉬（日本無機公司製造）1 kg混合，繼而裝入至匣缽中，將煅燒爐、冷卻配管與集塵器連結，於溫度1100℃下煅燒10小時。於煅燒過程中，自煅燒爐的側面和下面導入外部氣體（送風速度：150 L/min，外部氣體溫度：25℃）。三氧化鉬於爐內蒸發後，於集塵器附近冷卻而以粒子的形式析出，因此藉由集塵器回收三氧化鉬。 煅燒後，自匣缽中取出1.0 kg的作為藍色粉末的氧化鋁與利用集塵器回收的三氧化鉬0.8 kg。 回收的三氧化鉬的一次粒徑為1 μm以下，藉由螢光X射線測定，可確認到三氧化鉬的純度為99.8%。

（二硫化鉬粒子的製造） [實施例1] 向氧化鋁坩堝中加入合成例1中製作的三氧化鉬的40.0 g（277.9 mmol）、硫粉末（關東化學公司製造）40.0 g（1250 mmol，相對於Mo原子而言為4.5等量），利用攪拌棒混合，以使粉末變得均勻。混合後，於氧化鋁坩堝上放置蓋子，投入至高溫環境煅燒爐（本山（motoyama）公司製造，SKM-2030P-OP）中，對爐內部抽真空後進行氮置換，之後進行煅燒。關於煅燒條件，自25℃的室溫條件以5℃/min的速度升溫，於達到500℃後保持4小時。煅燒步驟中，將氮氣以0.5 L/min送風。然後，藉由自然放冷使爐內降溫，獲得44.5 g的二硫化鉬粒子。 對於該二硫化鉬粒子的試樣，利用比表面積計（麥奇克拜爾（MicrotracBEL）公司製造，拜爾索普迷你（BELSORP-mini））進行測定，藉由BET法計算出根據氮氣的吸附量所測定的每1 g試樣的表面積作為比表面積，結果為44.5 m ²/g。

[實施例2] 與實施例1同樣地製作二硫化鉬粒子，然後，將二硫化鉬粒子的3.39 g放入至氧化鋁坩堝（東京硝子器械公司製造，BA-0）中並加蓋，使用管狀爐（山田（yamada）電機公司製造，TSS-1130-P），於氮環境下以升溫速度5℃/min、煅燒溫度950℃對二硫化鉬粒子進行4小時煅燒，並進行自然放冷，而獲得3.27 g的二硫化鉬粒子。

[實施例3] 除了將二硫化鉬粒子的煅燒溫度變更為1100度以外，與實施例2同樣地以3.41 g的裝入量獲得3.13 g的二硫化鉬粒子。

[比較例1] 準備市售的二硫化鉬（MoS ₂）粒子（關東化學公司製造，二硫化鉬試劑）。

利用以下的方法對實施例1～實施例3和比較例1中獲得的二硫化鉬粒子進行測定並進行行化。

[結晶結構的鑑定和解析] 於SUS製測定試樣用支架上對測定面平滑地填充二硫化鉬粒子的試樣以成為厚度2.4 mm、內徑27 mm，並將其設置於多用途X射線繞射（XRD）裝置（馬爾文帕納科（Malvern Panalytical）公司製造，易品琳（Empyrean）3）中，以Cu/Kα射線、45 kV/40 mA、於入射側使用單色器、於檢測器側使用半導體高速檢測器（1D型號），利用集中法，使用旋轉載台，於測定時間8分鐘（實施例1和實施例2、比較例1）或10分鐘（實施例3）、步長0.066度（實施例1和實施例2、比較例1）或0.026度（實施例3）、掃描範圍5度以上且100度以下的條件下進行測定，而獲得XRD輪廓。 包含微晶尺寸評價在內的里特沃爾德解析使用軟體（馬爾文帕納科（Malvern Panalytical）公司製造，高分普魯斯（HighScore Plus））進行。

二硫化鉬粒子的結晶度的計算藉由如下方式進行：（1）於10°～95°的範圍內確定源自裝置的背景A與所得的繞射輪廓的邊界線，自所得的繞射輪廓中減去背景A，（2）於10°～95°的範圍內確定源自非晶相的無定形光暈（amorphous halo）的寬幅峰值B，自所得的繞射輪廓進一步減去背景B，（3）將源自較背景A、無定形光暈B而言更上方的結晶的峰值強度的合計除以除去背景A的XRD輪廓中的強度的合計值。結晶度的最大值為99.95%，表示二硫化鉬粒子的全部結晶化的狀態。

關於二硫化鉬粒子中的2H結晶結構的第一結晶相、3R結晶結構和2H結晶結構的第二結晶相的存在比，具體而言，於實施例1中，藉由如下方式求出：利用40°和50°附近的寬幅峰值確定2H結晶結構的微晶尺寸與存在比，對於其差分，利用33°附近的2個峰值與40°附近的2個峰值將3R結晶結構參數最佳化，藉此進行將整體的實測XRD輪廓再現的作業。 於上述中亦無法充分擬合XRD輪廓的實施例2～實施例3中，藉由設定具有比結晶相中的2H結晶結構（結晶相）小的微晶尺寸的結晶結構並將整體的實測XRD輪廓再現而求出。

[微晶尺寸的評價基礎式和計算] 一般而言，使用繞射輪廓，將解析式L=Kλ/βcosθ作為基礎式，求出2H結晶結構（第一結晶相和第二結晶相）和3R結晶結構的微晶尺寸。所述式中，K是依存於XRD光學系統（入射側和檢測器側）和設置的裝置常數，L是微晶的大小[m]，λ是測定X射線波長[m]，β是半值寬度[rad]，θ是繞射線的布拉格角[rad]。

[二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀的測定] 向丙酮20 cc中添加二硫化鉬粉末0.1 g，於冰浴中實施4小時超音波處理後，進而利用丙酮，適宜調整為動態光散射式粒徑分佈測定裝置（麥奇克拜爾（MicrotracBEL）公司製造，納諾特克波II（Nanotrac WaveII））的可測定範圍的濃度，獲得測定樣品。使用該測定樣品，藉由動態光散射式粒徑分佈測定裝置測定粒徑0.0001 μm～10 μm的範圍的粒徑分佈，計算出中值粒徑D ₅₀（z平均）。再者，對於中值粒徑D ₅₀超過10 μm者（比較例1），同樣地調整溶液，藉由雷射繞射式粒度分佈測定裝置（島津製作所製造，SALD-7000）測定粒徑0.015 μm～500 μm的範圍的粒徑分佈，算出中值粒徑D ₅₀。

[二硫化鉬粒子的（I/II）的測定] 利用研缽將二硫化鉬粒子36.45 mg與氮化硼333.0 mg混合。量取該混合物123.15 mg，壓縮成形為ϕ8 mm的錠劑，獲得測定樣品。使用該測定樣品，利用愛知縣同步加速器光中心（Aichi Synchrotron Light Center）的BL5S1，藉由透射法測定延伸X射線吸收精細結構（EXAFS）。解析中使用阿西娜（Athena）（網際網路＜全球資源定址器（uniform resource locator，URL）：https://bruceravel.github.io/demeter/＞）。 於由該輪廓獲得的徑向分佈函數中，起因於Mo-S的峰值的強度I與起因於Mo-Mo的峰值強度II之比（I/II）為1.26（=19/15）。

[含有二硫化鉬粒子的潤滑組成物的摩擦係數測定和摩擦評價] 相對於潤滑油（JXTG公司製造，超級油（Super Oil）N32）90質量份，加入添加劑（三洋化成公司製造，阿庫柏（Acrube）702）10質量份與所述二硫化鉬粒子0.08質量份，進行1小時超音波分散，製備潤滑組成物。 於流變儀試驗機（安東帕（Anton Paar）公司製造，MCR-502）上安裝用於評價滑動特性的溫度能夠調節的專用載台（tribology cell），進行摩擦磨損試驗。於將3個SUJ2特殊不鏽鋼製圓柱狀銷的平面部分沿高度方向傾斜45度且自正上方觀看時沿水平方向彼此以120度為單位均等地排列的載台上，放入利用所述方法製備的潤滑組成物，浸漬接觸面，自其上部使一個1/2吋的SUJ2特殊不鏽鋼製球接觸，沿垂直方向施加規定負荷。於靜置5分鐘後，使該SUJ2球的轉速自3.0×10 ^-5rpm變化至3120 rpm，取得各轉速下的摩擦係數。將摩擦係數為比較例的摩擦係數以下的情況設為良好「○」，將最好的情況設為「◎」，將超過比較例的摩擦係數或者同等的情況設為不良「×」。 將所述測定、評價的結果示於表1～表2和圖2～圖11B中。

[表1]

	加熱條件	MoS 2粒子	比表面積
煅燒溫度 [℃]	後煅燒溫度 [℃]	結晶度 [%]	非晶相存在比 [%]	D 50[nm]	BET法[m 3/g]
實施例1	500	-	78.7	21.3	251	44.5
實施例2	500	950	89.1	10.9	245	35.0
實施例3	500	1100	94.4	5.6	319	12.3
比較例1	-	-	99.95	0.05	13340	5.6

[表2]

	2H結晶結構 （超過20 nm）	3R結晶結構 （結晶相）	2H結晶結構 （20 nm以下）	摩擦係數	摩擦評價
結晶相中的存在比 [%]	微晶尺寸 [nm]	結晶相中的存在比 [%]	微晶尺寸 [nm]	結晶相中的存在比 [%]	微晶尺寸 [nm]	0.33 rpm [-]	50 rpm [-]
實施例1	0	-	28.5	11.8	71.5	9.6	0.189	0.115	◎
實施例2	23.5	134.9	49.3	12.5	27.2	3.0	0.254	0.120	○
實施例3	21.3	118.3	57.7	36.3	21.0	4.3	0.242	0.125	○
比較例1	97.1	64.9	2.9	88.3	0	-	0.283	0.143	×

首先，將實施例1～實施例3中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓的一部分示於圖2中。如該圖所示，實施例1～實施例3均於2θ：14°附近主峰值（圖中的A）一致，另外，與作為參考的3R結晶結構和2H結晶結構的主峰值亦一致。另外，實施例1～實施例3中，於2θ：39.5°附近和2θ：49.5°附近峰值（圖中的B）一致，與作為參考的3R結晶結構和2H結晶結構的峰值的位置亦大致一致，但峰值形狀不同，因此可確認到根據加熱條件而3R結晶結構與2H結晶結構的存在比和微晶尺寸不同。

另外，該圖中，實施例1～實施例3中的繞射輪廓彼此不同，藉此確認了二硫化鉬粒子的結晶狀態根據有無後煅燒和後煅燒溫度的不同而變化。

其次，若試著對實施例1～實施例3的各繞射輪廓進行波形分離，則實施例1（煅燒溫度500℃，無後煅燒）中，根據圖3的結果確認了存在3R結晶結構與2H結晶結構此兩種。另外，實施例2（煅燒溫度500℃、後煅燒溫度950℃）和實施例3（煅燒溫度500℃、後煅燒溫度1100℃）中，圖2中繞射輪廓與實施例1不同，因此除了3R結晶結構與2H結晶結構以外，假定存在微晶尺寸小的2H結晶結構的第二結晶相，進行擴張型里特沃爾德解析。其結果，確認了實施例2～實施例3中，除了作為結晶相的3R結晶結構與2H結晶結構的第一結晶相以外，均存在微晶尺寸極小的2H結晶結構的第二結晶相（圖4、圖5）。

另一方面，比較例1中，如圖6所示，確認了市售的二硫化鉬粒子中存在若干量的3R結晶結構，但確認了幾乎全部由2H結晶結構構成（參照表2）。另外，結晶度為99.95%，確認了市售的二硫化鉬粒子全部由結晶相構成。另外，市售的二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀為13340 nm。

其次，將實施例1～實施例3中的最終煅燒溫度與微晶尺寸的關係示於圖7中。如圖7所示，可知實施例1中，2H結晶結構（結晶相）的微晶尺寸為9.6 nm，3R結晶結構（結晶相）的微晶尺寸為11.8 nm，2H結晶結構（結晶相）的微晶尺寸為10 nm以下而小。另外，實施例2中，2H結晶結構（第一結晶相）的微晶尺寸為134.9 nm，3R結晶結構（結晶相）的微晶尺寸為12.5 nm，2H結晶結構（第二結晶相）的微晶尺寸為3.0 nm。實施例3中，2H結晶結構（第一結晶相）的微晶尺寸為118.3 nm，3R結晶結構（結晶相）的微晶尺寸為36.3 nm，2H結晶結構（第二結晶相）的微晶尺寸為4.3 nm。據此，可知藉由後煅燒，2H結晶結構（結晶相）的微晶大大成長，成為2H結晶結構（第一結晶相）的微晶，另外，藉由後煅燒新生成的2H結晶結構（第二結晶相）的微晶尺寸比後煅燒前的2H結晶結構（結晶相）小。

其次，將於計算出實施例2和實施例3中獲得的二硫化鉬粒子的結晶度時使用的X射線繞射（XRD）輪廓分別示於圖8和圖9中。另外，將實施例1～實施例3中的煅燒溫度與結晶度的關係示於圖10中。 根據所得的繞射輪廓計算出結晶度，結果為：實施例1（煅燒溫度500℃、無後煅燒）中結晶度為78.7%，實施例2（煅燒溫度500℃、後煅燒溫度950℃）中結晶度為89.1%，實施例3（煅燒溫度500℃、後煅燒溫度1100℃）中結晶度為94.4%。根據該結果確認了，若進行後煅燒則結晶度提高，另外，若於使煅燒溫度相同的基礎上提高後煅燒溫度，則二硫化鉬粒子的結晶度進一步提高。

其次，將實施例1～實施例3中的煅燒溫度與結晶相中的2H結晶結構和3R結晶結構的存在比的關係示於圖11A中。計算出各結晶結構的存在比，結果為：實施例1中，結晶相中的2H結晶結構（微晶尺寸20 nm以下）的存在比為71.5%，3R結晶結構的存在比為28.5%。實施例2中，結晶相中的2H結晶結構的第一結晶相（微晶尺寸超過20 nm）的存在比為23.5%，3R結晶結構的存在比為49.3%，2H結晶結構的第二結晶相（微晶尺寸20 nm以下）的存在比為27.2%。另外，實施例3中，結晶相中的2H結晶結構的第一結晶相（微晶尺寸超過20 nm）的存在比為21.3%，3R結晶結構的存在比為57.7%，2H結晶結構的第二結晶相（微晶尺寸20 nm以下）的存在比為21.0%。根據該結果，可知若於煅燒溫度500℃下對三氧化鉬粒子進行煅燒，則可使結晶相中的3R結晶結構的存在比提高至30%左右。進而確認了，若於950℃下進行後煅燒，則二硫化鉬粒子的非晶相的存在比為10.9%而降低，但結晶相中的3R結晶結構的存在比變得更高，另外，若於使煅燒溫度相同的基礎上使後煅燒溫度為1100℃而提高，則二硫化鉬粒子的非晶相的存在比為5.6%而降低，但結晶相中的3R結晶結構的存在比變得更高。

圖11B是表示實施例1～實施例3和比較例1中的煅燒溫度與粒子中的2H結晶結構的第一結晶相和第二結晶相、3R結晶結構和非晶相的存在比的關係的圖。如圖11B所示，可知實施例1中，粒子中的3R結晶結構的存在比與比較例1相比大大增大。另外，可知包含微晶尺寸為20 nm以下的結晶相的2H結晶結構的存在比與實施例2～實施例3相比提高，進而，二硫化鉬粒子的非晶相的存在比與實施例2～實施例3相比亦提高。 可知實施例2、實施例3中，雖然藉由促進非晶相的結晶化，非晶相的存在比與實施例1相比降低，但與比較例1相比提高，另外，伴隨於此，3R結晶結構的存在比與比較例1相比提高。 另外，可知實施例2、實施例3中，於藉由後煅燒非晶相變化為2H結晶結構時，生成微晶尺寸為20 nm以下的第二結晶相，於500℃煅燒時微晶尺寸為20 nm以下的2H結晶結構的微晶於後煅燒中成長為100 nm以上的微晶（參照表2）。

將實施例1～實施例3和比較例1中計算出的摩擦係數和摩擦評價的結果示於表2中。根據表2的結果，可知實施例1中，結晶相中的3R結晶結構的存在比為28.5%且3R結晶結構的微晶尺寸為11.8 nm，與結晶相中的3R結晶結構的存在比和微晶尺寸為2.9%、88.3 nm的比較例1相比，摩擦係數小，摩擦特性提高。另外，可知實施例1中，包含結晶相中的微晶尺寸為20 nm以下的微晶的2H結晶結構的存在比為71.5%，另外，粒子中的非晶相的存在比為21.3%，與實施例2～實施例3相比，摩擦係數變得更小，摩擦特性進一步提高。

可知實施例2、實施例3中，結晶相中的3R結晶結構的存在比分別為49.3%、57.7%且3R結晶結構的微晶尺寸分別為12.5 nm、36.3 nm，與比較例1相比摩擦係數小，摩擦特性提高。另外，可知實施例2、實施例3中，雖然包含微晶尺寸為20 nm以下的結晶相的2H結晶結構的存在比和粒子中的非晶相的存在比與實施例1相比小，但3R結晶結構的存在比和3R結晶結構的微晶尺寸與實施例1相比增大，結果與比較例1相比，獲得良好的摩擦係數。

根據以上說明的實施例1～實施例3和比較例1，證實了二硫化鉬粒子的3R結晶結構與其微晶尺寸、以及利用動態光散射法求出的中值粒徑D ₅₀對摩擦特性造成大的影響。另外，根據本實施例的結果，推測於二硫化鉬的3R結晶結構的存在比為20%以上、其微晶尺寸為1 nm以上且50 nm以下的情況下，3R結晶結構的存在比和微晶尺寸的作用產生大大的影響，即便是利用動態光散射法求出的中值粒徑D ₅₀超過1000 nm的二硫化鉬粒子，亦可獲得良好的摩擦係數。

[含有二硫化鉬粒子與有機金屬系錯合物粒子的潤滑組成物的摩擦係數測定和摩擦評價] [實施例4] 相對於潤滑油（JXTG公司製造，超級油（Super Oil）N32）89質量份，加入添加劑（三洋化成公司製造，阿庫柏（Acrube）702）10質量份、實施例1的二硫化鉬粒子0.08質量份、以及有機金屬系錯合物粒子（艾迪科（ADEKA）公司製造，櫻花潤滑油（Sakura-Lube）525（MoDTC））0.8質量份，進行1小時超音波分散，製備潤滑組成物。

[實施例5] 除了不添加有機金屬系錯合物粒子且添加實施例1的二硫化鉬粒子0.08質量份以外，與實施例4同樣地製備潤滑組成物。

[比較例2] 除了未添加實施例1的二硫化鉬粒子和有機金屬系錯合物粒子中的任一者以外，與實施例4同樣地製備潤滑組成物。

[比較例3] 除了不添加實施例1的二硫化鉬粒子且添加有機金屬系錯合物粒子（艾迪科（ADEKA）公司製造，櫻花潤滑油（Sakura-Lube）525（MoDTC））0.8質量份以外，與實施例4同樣地製備潤滑組成物。

於流變儀試驗機（安東帕（Anton Paar）公司製造，MCR-502）上安裝用於評價滑動特性的溫度能夠調節的專用載台（tribology cell），進行摩擦磨損試驗。於將3個SUJ2特殊不鏽鋼製圓柱狀銷的平面部分沿高度方向傾斜45度且自正上方觀看時沿水平方向彼此以120度為單位均等地排列的載台上，放入利用所述方法製備的潤滑組成物，浸漬接觸面，自其上部使一個1/2吋的SUJ2特殊不鏽鋼製球接觸，沿垂直方向施加規定負荷。於靜置5分鐘後，使載台溫度變化至25℃～100℃，取得各溫度下的摩擦係數。載台溫度與潤滑組成物的溫度相等，藉由使載台溫度變化，可調節潤滑組成物的溫度。此時，SUJ2球的轉速設為600 rpm。將本潤滑組成物設為實施例4，與表3所示的比較例2～比較例4的摩擦係數進行比較。將摩擦係數為比較例2的摩擦係數以下的情況設為良好「○」，將於相同溫度下最好的情況設為「◎」，將超過比較例2的摩擦係數或者同等的情況設為不良「×」。將結果示於表3中。

[表3]

	潤滑組成 [質量份]	摩擦係數 [-]	摩擦係數的時間依存性
	潤滑油	添加劑	實施例1的二硫化鉬粒子	有機金屬系錯合物粒子	25℃	50℃	75℃	100℃
實施例4	89	10	0.08	0.8	◎	◎	◎	◎	○
0.0447	0.0399	0.0408	0.0447
實施例5	90	10	0.08	0	○	○	○	○	-
0.0634	0.0673	0.0824	0.0846
比較例2	90	10	0	0	-	-	-	-	-
0.0916	0.0914	0.097	0.0959
比較例3	89	10	0	0.8	○	○	○	○	×
0.072	0.0623	0.0436	0.0455

根據表3的結果，可知實施例4中，藉由潤滑組成物含有二硫化鉬粒子與有機金屬系錯合物粒子此兩者，該些兩個粒子的摩擦係數減少效果組合，於25℃～100℃的溫度範圍內可使摩擦係數大大下降。 另外，於僅含有二硫化鉬粒子的實施例5中，與比較例2相比，可於全部溫度範圍內使摩擦係數下降，特別是於25℃～50℃的溫度範圍內摩擦係數大大下降。 另一方面，於僅含有有機金屬系錯合物粒子的比較例3中，與不含有二硫化鉬粒子和有機金屬系錯合物粒子中的任一者的比較例2相比，雖然於全部溫度範圍內摩擦係數低，但與實施例4相比，特別是於25℃～50℃的溫度範圍內摩擦係數增大。

其次，代表性地將測定實施例4與比較例3中的75℃下的摩擦係數的時間依存性的結果示於圖12中。 如圖12所示，可知於含有實施例1的二硫化鉬粒子和有機金屬系錯合物粒子此兩者的實施例4中，於經過600秒後，產生起因於作為有機金屬系錯合物粒子使用的二烷基二硫代胺基甲酸鉬（MoDTC）（艾迪科（ADEKA）公司製造，櫻花潤滑油（Sakura-Lube）525）的淤渣，摩擦係數暫時增大，但由於二硫化鉬粒子而摩擦係數下降，於淤渣產生後，亦可於150秒以上的長時間內維持與淤渣產生前同等的低摩擦係數（增加約20%），摩擦係數的時間依存性良好「○」。

另一方面，於僅含有有機金屬系錯合物粒子的比較例3中，於經過600秒後，產生起因於作為有機金屬系錯合物粒子使用的二烷基二硫代胺基甲酸鉬（MoDTC）（艾迪科（ADEKA）公司製造，櫻花潤滑油（Sakura-Lube）525）的淤渣，摩擦係數增大，成為高負荷狀態而無法繼續進行試驗，因此摩擦係數的時間依存性不良「×」。

1:製造裝置 2:煅燒爐 3:冷卻配管 4:回收機 5:排氣口 6:開度調整風門 7:觀察窗 8:排風裝置 9:外部冷卻裝置

圖1是表示作為本實施方式的二硫化鉬粒子的原料的三氧化鉬粒子的製造中可使用的裝置的一例的概略圖。 圖2是將實施例1～實施例3中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓重疊顯示的圖。 圖3是表示實施例1中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖4是表示實施例2中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖5是表示實施例3中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖6是表示比較例1中獲得的二硫化鉬粒子的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖7是表示實施例1～實施例3中的煅燒溫度與微晶尺寸的關係的圖。 圖8是表示於計算出實施例2中獲得的二硫化鉬粒子的結晶度時使用的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖9是表示於計算出實施例3中獲得的二硫化鉬粒子的結晶度時使用的X射線繞射（XRD）輪廓的圖。 圖10是表示實施例1～實施例3中的煅燒溫度與結晶度的關係的圖。 圖11A是表示實施例1～實施例3中的煅燒溫度與結晶相中的2H結晶結構和3R結晶結構的存在比的關係的圖。 圖11B是表示實施例1～實施例3和比較例1中的煅燒溫度與粒子中的2H結晶結構的第一結晶相和第二結晶相、3R結晶結構以及非晶相的存在比的關係的圖。 圖12是表示測定實施例4與比較例3中的75℃下的摩擦係數的時間依存性的結果的曲線圖。

1:製造裝置

2:煅燒爐

3:冷卻配管

4:回收機

5:排氣口

6:開度調整風門

7:觀察窗

8:排風裝置

9:外部冷卻裝置

Claims (14)

1. 一種二硫化鉬粒子，具有二硫化鉬的2H結晶結構和3R結晶結構， 二硫化鉬的結晶相中的所述3R結晶結構的存在比為10%以上， 使用由使用Cu-Kα射線作為X射線源的粉末X射線繞射（XRD）獲得的輪廓，基於解析式L=Kλ/（βcosθ）並藉由擴張型里特沃爾德解析計算出的所述3R結晶結構的微晶尺寸為1 nm以上且150 nm以下， 所述式中，K是依存於X射線繞射光學系統（入射側和檢測器側）和設置的裝置常數，L是微晶的大小[m]，λ是測定X射線波長[m]，β是半值寬度[rad]，θ是繞射線的布拉格角[rad]。
2. 如請求項1所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述3R結晶結構包括包含基於所述解析式計算出的微晶尺寸為5 nm以上且50 nm以下的微晶的結晶相。
3. 如請求項1所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構包括包含具有規定的微晶尺寸的微晶的一個結晶相， 所述2H結晶結構的所述結晶相的微晶尺寸為1 nm以上且20 nm以下。
4. 如請求項3所述的二硫化鉬粒子，其中使用由所述X射線繞射獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構和所述3R結晶結構於結晶相中的存在比為10：90～90：10。
5. 如請求項1所述的二硫化鉬粒子，其中藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構包括包含具有規定的微晶尺寸的微晶的第一結晶相、以及微晶尺寸比所述第一結晶相小的第二結晶相， 所述2H結晶結構的所述第二結晶相的微晶尺寸為1 nm以上且20 nm以下。
6. 如請求項5所述的二硫化鉬粒子，其中使用由所述X射線繞射獲得的輪廓並藉由擴張型里特沃爾德解析獲得的所述2H結晶結構的所述第一結晶相、所述3R結晶結構和所述2H結晶結構的所述第二結晶相於結晶相中的存在比為30～10：10～70：80～15。
7. 如請求項1至6中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中所述二硫化鉬粒子包含非晶相，所述二硫化鉬粒子的所述非晶相的存在比為5%以上。
8. 如請求項1至6中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中於由鉬的K吸收端的延伸X射線吸收精細結構（EXAFS）輪廓獲得的徑向分佈函數中，起因於Mo-S的峰值的強度I與起因於Mo-Mo的峰值強度II之比（I/II）大於1.0。
9. 如請求項1至8中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中藉由動態光散射法求出的二硫化鉬粒子的中值粒徑D ₅₀為10 nm以上且1000 nm以下。
10. 如請求項1至9中任一項所述的二硫化鉬粒子，其中利用布厄特法測定而得的所述二硫化鉬粒子的比表面積為10 m ²/g以上。
11. 一種潤滑組成物，含有：如請求項1至10中任一項所述的二硫化鉬粒子；包括礦物油、合成油和部分合成油中的一種或多種的基油；以及添加劑。
12. 如請求項11所述的潤滑組成物，其中相對於所述潤滑組成物的總質量100質量%，含有0.0001質量%以上且10質量%以下的所述二硫化鉬粒子。
13. 如請求項11或12所述的潤滑組成物，更含有有機金屬系錯合物粒子。
14. 如請求項13所述的潤滑組成物，其中相對於所述潤滑組成物的總質量100質量%，含有0.0001質量%以上且10質量%以下的所述有機金屬系錯合物粒子。

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