JP6328043B2 - Sliding member - Google Patents
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Description
本発明は、耐食性が高く、且つ、摺動層と鋼裏金との接合が強い摺動部材に関する。 The present invention relates to a sliding member having high corrosion resistance and strong bonding between a sliding layer and a steel back metal.
従来、燃料噴射ポンプ用の摺動部材には、５〜２５％程度の気孔率を有する焼結銅系材料が用いられている。この摺動部材は、摺動部材の内部に存在する気孔を介して、液体燃料を円筒形状の摺動部材の外周面側から内周面（摺動面）側に供給することにより、内周面（摺動面）に液体燃料の流体潤滑膜を形成し、高速回転する軸を支承するようになっている。このような焼結銅系材料は、燃料中に含まれる有機酸、硫黄成分による銅合金の腐食が起こり、この銅系腐食生成物が燃料に混入する問題がある。このため、耐食性を高めるためにＮｉ、Ａｌ、Ｚｎを含有させた焼結銅系摺動材料が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。 Conventionally, a sintered copper-based material having a porosity of about 5 to 25% is used for a sliding member for a fuel injection pump. This sliding member supplies the liquid fuel from the outer peripheral surface side to the inner peripheral surface (sliding surface) side of the cylindrical sliding member through the pores existing inside the sliding member. A fluid lubricating film of liquid fuel is formed on the surface (sliding surface), and a shaft that rotates at high speed is supported. Such a sintered copper-based material has a problem that corrosion of a copper alloy occurs due to an organic acid and a sulfur component contained in the fuel, and this copper-based corrosion product is mixed into the fuel. For this reason, in order to improve corrosion resistance, the sintered copper-type sliding material containing Ni, Al, and Zn is proposed (for example, refer patent documents 1-3).
また、従来、鋼裏金の表面に銅めっき層を介して銅合金からなる多孔質焼結層を設け、更に、多孔質焼結層の空孔部および表面に樹脂組成物を含浸被覆した複層の摺動材料からなる摺動部材が用いられている（例えば、特許文献４、５参照）。そして、このような複層摺動材料を燃料噴射ポンプ用の摺動部材に適用したものが提案されている（例えば、特許文献６参照）。 Conventionally, a porous sintered layer made of a copper alloy has been provided on the surface of the steel back metal via a copper plating layer, and further, a multi-layer in which pores and surfaces of the porous sintered layer are impregnated and coated with a resin composition The sliding member which consists of these sliding materials is used (for example, refer patent document 4, 5). And what applied such a multilayer sliding material to the sliding member for fuel-injection pumps is proposed (for example, refer patent document 6).
ところで、特許文献１〜３の焼結銅系摺動材料は、Ｎｉ、Ａｌ、Ｚｎを含有させて耐食性を高めてはいるが、燃料中に含まれる有機酸、硫黄成分による銅合金の腐食を完全には防止できない。また、特許文献１〜３の焼結銅系摺動材料は、摺動部材の内部全体に気孔を形成するために強度が低く、特に特許文献６に示すようなコモンレール方式の燃料噴射ポンプ等に用いられる摺動部材としては負荷能力が不十分である。 By the way, although the sintered copper-type sliding material of patent documents 1-3 contains Ni, Al, and Zn and has improved corrosion resistance, corrosion of the copper alloy by the organic acid contained in fuel, and a sulfur component is carried out. It cannot be completely prevented. In addition, the sintered copper-based sliding material of Patent Documents 1 to 3 is low in strength to form pores in the entire inside of the sliding member, and is particularly suitable for a common rail fuel injection pump as shown in Patent Document 6 and the like. As the sliding member used, the load capacity is insufficient.
また、特許文献４〜６の複層摺動材料では、鋼裏金の構成を有するので強度は高い。しかしながら、銅合金からなる多孔質焼結層は、燃料あるいは潤滑油中に含まれる有機酸や硫黄成分で銅合金の腐食が起こる。また、特許文献４〜６のような銅めっき層を鋼裏金の表面に設けることなく、単にＦｅまたはＦｅ合金の粉末を鋼裏金の表面に散布し焼結して多孔質焼結層を形成し、更に、多孔質焼結層に樹脂組成物を含浸した摺動材料は、摺動層と鋼裏金との界面での接合が弱くなることが判明した。 Moreover, in the multilayer sliding material of patent documents 4-6, since it has the structure of a steel back metal, intensity | strength is high. However, the porous sintered layer made of a copper alloy is corroded by an organic acid or sulfur component contained in the fuel or lubricating oil. Further, without providing a copper plating layer as in Patent Documents 4 to 6 on the surface of the steel back metal, a powder of Fe or Fe alloy is simply sprayed on the surface of the steel back metal and sintered to form a porous sintered layer. Furthermore, it has been found that the sliding material in which the porous sintered layer is impregnated with the resin composition has weak bonding at the interface between the sliding layer and the steel backing metal.
本発明は、上記した事情に鑑みなされたものであり、その目的とするところは、耐食性が高く、且つ、摺動層と鋼裏金との接合が強い摺動部材を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a sliding member having high corrosion resistance and strong bonding between the sliding layer and the steel back metal.
上記した目的を達成するために、請求項１に係る発明においては、鋼裏金層上に多孔質焼結層と樹脂組成物とからなる摺動層が設けられた摺動部材において、前記多孔質焼結層は、Ｎｉ−Ｐ合金相と粒状のＦｅまたはＦｅ合金相とからなり、前記Ｎｉ−Ｐ合金相は、前記粒状のＦｅまたはＦｅ合金相どうし及び前記粒状のＦｅまたはＦｅ合金相と前記鋼裏金層とをつなぐバインダとして機能しており、前記鋼裏金層は、炭素の含有量が０．０５〜０．３質量％の炭素鋼であるとともに、組織がフェライト相とパーライト相とからなり、前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中の前記パーライト相の割合は、３０体積％以下であり、前記摺動層との界面となる前記鋼裏金層の表面には、組織中の前記パーライト相の割合が５０体積％以上である高パーライト相部が形成されていることを特徴とする。 In order to achieve the above object, in the invention according to claim 1, in the sliding member in which a sliding layer comprising a porous sintered layer and a resin composition is provided on a steel back metal layer, the porous member The sintered layer includes a Ni—P alloy phase and a granular Fe or Fe alloy phase, and the Ni—P alloy phase includes the granular Fe or Fe alloy phase and the granular Fe or Fe alloy phase. It functions as a binder that connects the steel back metal layer, and the steel back metal layer is carbon steel having a carbon content of 0.05 to 0.3% by mass, and the structure is composed of a ferrite phase and a pearlite phase. The ratio of the pearlite phase in the structure in the central portion in the thickness direction of the steel back metal layer is 30% by volume or less, and the surface of the steel back metal layer serving as an interface with the sliding layer is in the structure. The proportion of the pearlite phase is 50% by volume or less. Wherein the high-pearlite phase portion is formed is.
請求項２に係る発明においては、請求項１記載の摺動部材において、前記高パーライト相部の組織中の前記パーライト相の割合は、前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中の前記パーライト相の割合に対して２倍以上となっていることを特徴とする。 In the invention which concerns on Claim 2, in the sliding member of Claim 1, the ratio of the said pearlite phase in the structure | tissue of the said high pearlite phase part is in the structure | tissue in the center part of the thickness direction of the said steel back metal layer. It is more than twice the ratio of the pearlite phase.
請求項３に係る発明においては、請求項１又は請求項２記載の摺動部材において、前記高パーライト相部の平均厚さは、５０〜４００μｍであることを特徴とする。 According to a third aspect of the present invention, in the sliding member according to the first or second aspect, an average thickness of the high pearlite phase part is 50 to 400 μm.
請求項４に係る発明においては、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の摺動部材において、前記高パーライト相部は、組織が網目状のフェライト相と該網目状のフェライト相に囲まれた粗大なパーライト相とからなり、前記粗大なパーライト相の平均粒径は、前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中の前記パーライト相の平均粒径に対して３倍以上大きいことを特徴とする。 According to a fourth aspect of the present invention, in the sliding member according to any one of the first to third aspects, the high pearlite phase portion is surrounded by a network-like ferrite phase and the mesh-like ferrite phase. The average particle size of the coarse pearlite phase is three times or more larger than the average particle size of the pearlite phase in the structure at the center in the thickness direction of the steel backing metal layer. It is characterized by that.
請求項５に係る発明においては、請求項４記載の摺動部材において、前記高パーライト相部の前記摺動層との界面となる表面における前記網目状のフェライト相の面積率は、９０％以上であることを特徴とする。 In the invention according to claim 5, in the sliding member according to claim 4, the area ratio of the mesh-like ferrite phase on the surface serving as the interface with the sliding layer of the high pearlite phase portion is 90% or more. It is characterized by being.
請求項６に係る発明においては、請求項４又は請求項５記載の摺動部材において、前記高パーライト相部の前記摺動層との界面となる表面における前記網目状のフェライト相の厚さは、最大で５μｍであることを特徴とする。 In the invention according to claim 6, in the sliding member according to claim 4 or claim 5, the thickness of the mesh-like ferrite phase on the surface serving as an interface with the sliding layer of the high pearlite phase portion is The maximum length is 5 μm.
請求項７に係る発明においては、請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の摺動部材において、前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする。 In the invention which concerns on Claim 7, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 6, the composition of the said Ni-P alloy phase is 9-13 mass% P, remainder Ni, and an unavoidable impurity It is characterized by comprising.
請求項８に係る発明においては、請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の摺動部材において、前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰ、及び選択成分として１〜４質量％のＢ、１〜１２質量％のＳｉ、１〜１２質量％のＣｒ、１〜３質量％のＦｅ、０．５〜５質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＣｕから選択される１種以上を含有し、残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする。 In the invention which concerns on Claim 8, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 6, the composition of the said Ni-P alloy phase is 9-13 mass% P, and is 1 as a selective component. ~ 4 mass% B, 1-12 mass% Si, 1-12 mass% Cr, 1-3 mass% Fe, 0.5-5 mass% Sn, 0.5-5 mass% Cu It contains at least one selected from the group consisting of the remaining Ni and inevitable impurities.
請求項９に係る発明においては、請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の摺動部材において、前記多孔質焼結層における前記Ｎｉ−Ｐ合金相の割合は、前記多孔質焼結層の１００質量部に対して前記Ｎｉ−Ｐ合金相が５〜４０質量部であることを特徴とする。 In the invention which concerns on Claim 9, in the sliding member in any one of Claims 1 thru | or 8, the ratio of the said Ni-P alloy phase in the said porous sintered layer is the said porous sintered layer. The said Ni-P alloy phase is 5-40 mass parts with respect to 100 mass parts of this, It is characterized by the above-mentioned.
請求項１に係る発明においては、摺動層を構成する多孔質焼結層は、Ｎｉ−Ｐ合金相と粒状のＦｅまたはＦｅ合金相とからなり、有機酸や硫黄成分に対する耐食性が高い。多孔質焼結層のＮｉ−Ｐ合金相は、粒状のＦｅまたはＦｅ合金相どうし及び粒状のＦｅまたはＦｅ合金相と鋼裏金層とをつなぐバインダとして機能する。また、鋼裏金層は、炭素の含有量が０．０５〜０．３質量％の炭素鋼であるとともに、組織がフェライト相とパーライト相とからなるが、鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中のパーライト相の割合は、３０体積％以下であり、一方、摺動層との界面となる鋼裏金層の表面には、組織中のパーライト相の割合が５０体積％以上である高パーライト相部が形成される。このため、本発明の摺動部材は、軸受装置の運転により摺動部材に外力が加わり弾性変形した場合において、摺動層と鋼裏金層の高パーライト相部との界面でのせん断が起き難くなり、摺動層と鋼裏金層との接合を強くすることができる。 In the invention concerning Claim 1, the porous sintered layer which comprises a sliding layer consists of a Ni-P alloy phase and a granular Fe or Fe alloy phase, and has high corrosion resistance with respect to an organic acid and a sulfur component. The Ni-P alloy phase of the porous sintered layer functions as a binder that connects the granular Fe or Fe alloy phase and the granular Fe or Fe alloy phase with the steel back metal layer. The steel back metal layer is carbon steel having a carbon content of 0.05 to 0.3% by mass, and the structure is composed of a ferrite phase and a pearlite phase. The ratio of the pearlite phase in the structure is 30% by volume or less, while the ratio of the pearlite phase in the structure is 50% by volume or more on the surface of the steel back metal layer serving as the interface with the sliding layer. A pearlite phase is formed. For this reason, the sliding member of the present invention is less likely to shear at the interface between the sliding layer and the high pearlite phase portion of the steel back metal layer when an external force is applied to the sliding member due to the operation of the bearing device and elastically deforms. Thus, the bonding between the sliding layer and the steel back metal layer can be strengthened.
本実施形態に係る鋼裏金層２の表面に高パーライト相部８を形成した摺動部材１について、図１乃至図３を参照して説明する。図１は、鋼裏金層２の表面に高パーライト相部８を形成した摺動部材１の断面を示す模式図である。図２は、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近の組織を示す拡大図であり、図３は、鋼裏金層２の表面付近の高パーライト相部の組織を示す拡大図である。 A sliding member 1 in which a high pearlite phase portion 8 is formed on the surface of a steel back metal layer 2 according to this embodiment will be described with reference to FIGS. 1 to 3. FIG. 1 is a schematic view showing a cross section of a sliding member 1 in which a high pearlite phase portion 8 is formed on the surface of a steel back metal layer 2. FIG. 2 is an enlarged view showing the structure near the center of the steel back metal layer 2 in the thickness direction, and FIG. 3 is an enlarged view showing the structure of the high pearlite phase near the surface of the steel back metal layer 2.
図１に示すように、摺動部材１は、鋼裏金層２と摺動層３とからなり、摺動層３は、鋼裏金層２上に形成された多孔質焼結層４と樹脂組成物５とからなる。また、多孔質焼結層４は、粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６とＮｉ−Ｐ合金相７とからなる。このＮｉ−Ｐ合金相７は、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒どうし、あるいは、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒と鋼裏金層２の表面とをつなぐバインダとなっている。また、図１に示すように、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒どうし、あるいは、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒と鋼裏金層２の表面とは、Ｎｉ−Ｐ合金相７を介して接合している。なお、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒どうし、あるいは、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒と鋼裏金層２の表面とは、直接、接触、あるいは、焼結により接合している部分が形成されていてもよい。また、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒は、表面の一部がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われていない部分が形成されていてもよい。また、多孔質焼結層４は、樹脂組成物５を含浸させるための空孔を有し、その空孔率は１０〜６０％である。より好ましくは、空孔率は２０〜４０％である。 As shown in FIG. 1, the sliding member 1 includes a steel backing metal layer 2 and a sliding layer 3, and the sliding layer 3 is composed of a porous sintered layer 4 formed on the steel backing metal layer 2 and a resin composition. It consists of thing 5. The porous sintered layer 4 is composed of granular Fe or Fe alloy phase 6 and Ni—P alloy phase 7. The Ni—P alloy phase 7 is a binder that connects the Fe or Fe alloy phase 6 grains or the Fe or Fe alloy phase 6 grains and the surface of the steel back metal layer 2. Further, as shown in FIG. 1, the grains of Fe or Fe alloy phase 6, or the grains of Fe or Fe alloy phase 6 and the surface of steel back metal layer 2 are bonded via Ni—P alloy phase 7. ing. The Fe or Fe alloy phase 6 grains, or the Fe or Fe alloy phase 6 grains and the surface of the steel back metal layer 2 are formed with portions that are directly contacted or joined by sintering. May be. Further, the Fe or Fe alloy phase 6 grains may be formed such that a part of the surface is not covered with the Ni-P alloy phase 7. The porous sintered layer 4 has pores for impregnating the resin composition 5, and the porosity is 10 to 60%. More preferably, the porosity is 20 to 40%.
鋼裏金層２には、炭素成分の含有量が０．０５〜０．３質量％である炭素鋼（亜共析鋼）を用いる。炭素成分の含有量が０．０５質量％未満の炭素鋼を用いる場合には、鋼裏金層２の強度が低く、摺動部材１の強度が不十分となる。一方、炭素の含有量が０．３質量％を超える炭素鋼を用いる場合には、鋼裏金層２の高パーライト相部８に遊離セメンタイト相（パーライト相１０を構成する層状のセメンタイト相以外のセメンタイト相）が多く形成される場合があり、鋼裏金層２が脆くなることがある。 For the steel back metal layer 2, carbon steel (hyeutectoid steel) having a carbon component content of 0.05 to 0.3% by mass is used. When carbon steel having a carbon component content of less than 0.05% by mass is used, the strength of the steel back metal layer 2 is low, and the strength of the sliding member 1 is insufficient. On the other hand, when carbon steel having a carbon content exceeding 0.3 mass% is used, a free cementite phase (cementite other than the layered cementite phase constituting the pearlite phase 10) is formed in the high pearlite phase portion 8 of the steel backing metal layer 2. Phase) may be formed, and the steel back metal layer 2 may become brittle.
鋼裏金層２の組織は、フェライト相９とパーライト相１０とからなる。鋼裏金層２におけるフェライト相９は、炭素成分の含有量が最大で０．０２質量％と少なく、純鉄に近い組成の相である。一方、鋼裏金層２におけるパーライト相１０は、フェライト相と鉄炭化物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）相とが薄い板状に交互に並んで形成されるラメラ組織の相である。このパーライト相１０は、フェライト相９よりも炭素成分の量が多い。このため、鋼裏金層２は、組織中のパーライト相１０の割合が多いほど、変形抵抗が高くなる。 The structure of the steel back metal layer 2 is composed of a ferrite phase 9 and a pearlite phase 10. The ferrite phase 9 in the steel back metal layer 2 is a phase having a composition close to that of pure iron with a maximum carbon component content of 0.02% by mass. On the other hand, the pearlite phase 10 in the steel back metal layer 2 is a lamellar structure phase in which a ferrite phase and a cementite (Fe 3 C) phase that is an iron carbide are alternately arranged in a thin plate shape. The pearlite phase 10 has a larger amount of carbon component than the ferrite phase 9. For this reason, the steel backing metal layer 2 has a higher deformation resistance as the proportion of the pearlite phase 10 in the structure is larger.
図２に示すように、鋼裏金層２の厚さ方向（摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面に対して垂直方向）の中央部における組織は、フェライト相９を主体とし、組織中のパーライト相１０の割合が３０体積％以下である。この組織は、炭素成分の含有量に応じてパーライト相１０の割合が決められる通常の亜共析鋼の組織であり、変形抵抗はそれほど高くなく、延性が高い。また、このような組織の鋼裏金層２は、円筒形状の軸受等への摺動部材１の成形性に優れるとともに、軸受を軸受ハウジング部１６の軸受保持穴１７（図４参照）に圧入した際に、軸受の外周面（鋼裏金層２）が軸受保持穴１７の内周面に密着しうるため、好適である。 As shown in FIG. 2, the structure in the central portion in the thickness direction of the steel back metal layer 2 (perpendicular to the surface of the steel back metal layer 2 serving as the interface with the sliding layer 3) is mainly composed of the ferrite phase 9. The ratio of the pearlite phase 10 in the structure is 30% by volume or less. This structure is a structure of normal hypoeutectoid steel in which the proportion of the pearlite phase 10 is determined according to the carbon component content, and the deformation resistance is not so high and the ductility is high. Further, the steel back metal layer 2 having such a structure is excellent in moldability of the sliding member 1 to a cylindrical bearing or the like, and the bearing is press-fitted into the bearing holding hole 17 (see FIG. 4) of the bearing housing portion 16. At this time, the outer peripheral surface of the bearing (steel back metal layer 2) can be in close contact with the inner peripheral surface of the bearing holding hole 17, which is preferable.
図３に示すように、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面付近は、組織中のパーライト相１０の割合が５０体積％以上である高パーライト相部８が形成されており、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近に比べて、変形抵抗が高くなっている。また、鋼裏金層２の高パーライト相部８の組織中のパーライト相１０の体積割合は、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部における組織中のパーライト相１０の体積割合に対して２倍以上とすることが好ましい。なお、鋼裏金層２の組織は、高パーライト相部８を除き、厚さ方向の中央部付近の組織と概ね同じになっている。 As shown in FIG. 3, a high pearlite phase portion 8 in which the ratio of the pearlite phase 10 in the structure is 50% by volume or more is formed in the vicinity of the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the sliding layer 3. The deformation resistance is higher than that in the vicinity of the central portion of the steel back metal layer 2 in the thickness direction. Moreover, the volume ratio of the pearlite phase 10 in the structure of the high pearlite phase part 8 of the steel backing metal layer 2 is twice the volume ratio of the pearlite phase 10 in the structure in the central part in the thickness direction of the steel backing metal layer 2. The above is preferable. The structure of the steel back metal layer 2 is substantially the same as the structure near the center in the thickness direction, except for the high pearlite phase part 8.
なお、鋼裏金層２は、前記炭素成分を含有し、さらに、０．１質量％以下のＳｉ、１質量％以下のＭｎ、０．０４質量％以下のＰ、０．０４質量％以下のＳのいずれか一種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成であってもよい。また、鋼裏金層２の組織は、フェライト相９とパーライト相１０とからなるが、微細な析出物（走査電子顕微鏡を用い１０００倍で組織観察を行っても検出できない析出物相）を含むことは許容される。 In addition, the steel back metal layer 2 contains the carbon component, and further 0.1% by mass or less of Si, 1% by mass or less of Mn, 0.04% by mass or less of P, and 0.04% by mass or less of S. The composition which contains any one or more of these, and consists of remainder Fe and an unavoidable impurity may be sufficient. The structure of the steel back metal layer 2 is composed of a ferrite phase 9 and a pearlite phase 10, but contains fine precipitates (precipitate phases that cannot be detected even if the structure is observed at 1000 times using a scanning electron microscope). Is acceptable.
本実施形態では、電子顕微鏡を用いて摺動部材１の厚さ方向に平行な方向に切断された断面組織において、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近、及び、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面付近のそれぞれの複数個所（例えば３箇所）を倍率５００倍で電子像を撮影し、その画像を一般的な画像解析手法（解析ソフト：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて、組織中のパーライト相１０の面積率を測定した。そして、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部における組織中のパーライト相１０の割合（面積率）が３０％以下となっていること、及び、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面付近における組織中のパーライト相１０の割合（面積率）が５０％以上となっていることで、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面に高パーライト相部８が形成されていることが確認できる。なお、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近におけるパーライト相１０の面積率の観察部は、厳密な意味での鋼裏金層２の厚さ方向に中央部位置でなくてもよい。これは、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部位置から高パーライト相部８までの間、および、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部位置から鋼裏金層２の高パーライト相部８とは反対側の表面までの間の組織が、実質的にほぼ同じ組織（同じパーライト相１０の面積率）になっているからである。なお、本実施形態では、鋼裏金層２の組織中のパーライト相１０の割合は、断面視における面積率として測定したが、この面積率の値は、鋼裏金層２の組織中のパーライト相１０の体積率に相当するものである。 In the present embodiment, in the cross-sectional structure cut in the direction parallel to the thickness direction of the sliding member 1 using an electron microscope, the vicinity of the central portion of the steel back metal layer 2 in the thickness direction, and the sliding layer 3 and An electronic image is taken at a magnification of 500 times at each of a plurality of locations (for example, three locations) near the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface of the steel, and the images are analyzed using a general image analysis technique (analysis software: Image-Pro Plus ( Version 4.5); manufactured by Planetron Co., Ltd.), the area ratio of the pearlite phase 10 in the tissue was measured. And the ratio (area ratio) of the pearlite phase 10 in the structure | tissue in the center part of the thickness direction of the steel back metal layer 2 is 30% or less, and the steel back metal layer used as the interface with the sliding layer 3 Since the ratio (area ratio) of the pearlite phase 10 in the structure near the surface of 2 is 50% or more, the high pearlite phase portion 8 is formed on the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the sliding layer 3. It can be confirmed that it is formed. In addition, the observation part of the area ratio of the pearlite phase 10 in the vicinity of the center part in the thickness direction of the steel back metal layer 2 may not be located at the center part in the thickness direction of the steel back metal layer 2 in a strict sense. This is from the middle position in the thickness direction of the steel back metal layer 2 to the high pearlite phase part 8 and from the middle position in the thickness direction of the steel back metal layer 2 to the high pearlite phase part 8 of the steel back metal layer 2. This is because the structure up to the opposite surface has substantially the same structure (area ratio of the same pearlite phase 10). In the present embodiment, the ratio of the pearlite phase 10 in the structure of the steel back metal layer 2 is measured as an area ratio in a cross-sectional view. The value of this area ratio is the pearlite phase 10 in the structure of the steel back metal layer 2. It corresponds to the volume ratio of.
上記した高パーライト相部８の厚さは、摺動層３との界面から５０〜４００μｍである。より好ましくは、高パーライト相部８の厚さは５０〜２００μｍである。なお、鋼裏金層２の厚さは、一般的な摺動部材では最小で０．５ｍｍのものがあるが、このような薄い厚さの鋼裏金層２を用いる場合には、鋼裏金層２の厚さに対し、高パーライト相部８の厚さを３０％以下にするべきである。 The thickness of the high pearlite phase portion 8 is 50 to 400 μm from the interface with the sliding layer 3. More preferably, the thickness of the high pearlite phase portion 8 is 50 to 200 μm. The thickness of the steel back metal layer 2 is a minimum of 0.5 mm in a general sliding member. However, when the steel back metal layer 2 having such a thin thickness is used, the steel back metal layer 2 is used. The thickness of the high pearlite phase portion 8 should be 30% or less with respect to the thickness of.
また、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の高パーライト相部８の表面には、多孔質焼結層４におけるＮｉ−Ｐ合金相７から拡散したＮｉ成分が含まれている。多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７から鋼裏金層２の高パーライト相部８に拡散したＮｉ成分は極微量であるが、ＥＰＭＡ（エレクトロンプローブマイクロアナライザー）測定により高パーライト相部８に拡散したＮｉ成分が確認される。また、高パーライト相部８の摺動層３との界面となる表面から内部へ向かって次第にＮｉ成分の濃度が減少していることが確認できる。 Further, the surface of the high pearlite phase portion 8 of the steel back metal layer 2 serving as the interface with the sliding layer 3 contains Ni components diffused from the Ni—P alloy phase 7 in the porous sintered layer 4. Although the Ni component diffused from the Ni-P alloy phase 7 of the porous sintered layer 4 to the high pearlite phase portion 8 of the steel back metal layer 2 is extremely small, the high pearlite phase portion 8 is measured by EPMA (electron probe microanalyzer) measurement. The Ni component diffused in is confirmed. Further, it can be confirmed that the concentration of the Ni component gradually decreases from the surface serving as the interface with the sliding layer 3 of the high pearlite phase portion 8 toward the inside.
図２に示すように、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近の組織は、粒状のフェライト相９からなる素地に粒状のパーライト相１０が分散した通常の亜共析鋼の組織であるが、図３に示すように高パーライト相部８の組織は、網目状のフェライト相９と、該網目状のフェライト相９に囲まれた粗大なパーライト相１０と、からなる。ここで、高パーライト相部８の組織中の粗大なパーライト相１０の平均粒径は、高パーライト相部８と鋼裏金層２の厚さ方向中央部付近との変形抵抗の差を大きくするため、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近の組織中のパーライト相１０の平均粒径に対して３倍以上大きくすることが好ましい。 As shown in FIG. 2, the structure near the center in the thickness direction of the steel back metal layer 2 is a structure of a normal hypoeutectoid steel in which granular pearlite phase 10 is dispersed in a base made of granular ferrite phase 9. However, as shown in FIG. 3, the structure of the high pearlite phase portion 8 is composed of a mesh-like ferrite phase 9 and a coarse pearlite phase 10 surrounded by the mesh-like ferrite phase 9. Here, the average particle diameter of the coarse pearlite phase 10 in the structure of the high pearlite phase portion 8 is to increase the difference in deformation resistance between the high pearlite phase portion 8 and the central portion in the thickness direction of the steel backing metal layer 2. The steel backing metal layer 2 is preferably made larger by 3 times or more than the average particle size of the pearlite phase 10 in the structure near the center in the thickness direction.
なお、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部および高パーライト相部８におけるパーライト相１０の平均粒径の確認方法としては、具体的には、段落［００２６］に記載した方法により撮影した画像を、一般的な画像解析手法（解析ソフト：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて、各パーライト相１０の面積を測定し、それを円と想定した場合の平均直径に換算して求めることができる。 In addition, as a confirmation method of the average particle diameter of the pearlite phase 10 in the center part of the thickness direction of the steel backing metal layer 2 and the high pearlite phase part 8, specifically, an image photographed by the method described in paragraph [0026] Is measured using a general image analysis method (analysis software: Image-Pro Plus (Version 4.5); manufactured by Planetron Co., Ltd.), and the area of each pearlite phase 10 is measured and assumed to be a circle. It can be calculated in terms of an average diameter.
また、図３に示すように、鋼裏金層２の高パーライト相部８は、摺動層３との界面となる表面の大部分が、前記した網目状のフェライト相９によって構成されるため、摺動層３の多孔質焼結層４や樹脂組成物５との接合強度が高くなる。これは、パーライト相１０は、鉄炭化物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）相を含むため、フェライト相９に比べると、摺動層３の多孔質焼結層４や樹脂組成物５との接合が弱くなるからである。なお、高パーライト相部８の摺動層３との界面となる表面における網目状のフェライト相９の面積率は、鋼裏金層２と摺動層３との接合強度を高めるため、９０％以上とすることが好ましい。 Further, as shown in FIG. 3, the high pearlite phase portion 8 of the steel back metal layer 2 is constituted by the above-described network-like ferrite phase 9, most of the surface serving as the interface with the sliding layer 3. The bonding strength between the sliding layer 3 and the porous sintered layer 4 or the resin composition 5 is increased. This is because the pearlite phase 10 includes a cementite (Fe 3 C) phase, which is an iron carbide, and therefore, compared to the ferrite phase 9, the pearlite phase 10 is bonded to the porous sintered layer 4 and the resin composition 5 of the sliding layer 3. Because it becomes weak. The area ratio of the mesh-like ferrite phase 9 on the surface that becomes the interface with the sliding layer 3 of the high pearlite phase portion 8 is 90% or more in order to increase the bonding strength between the steel back metal layer 2 and the sliding layer 3. It is preferable that
また、高パーライト相部８の摺動層３との界面における網目状のフェライト相９の厚さは、最大で５μｍ以下とすることが好ましい。網目状のフェライト相９の厚さが５μｍを超えると、高パーライト相部８の組織中のフェライト相９の体積割合が増加し、パーライト相１０の体積割合が減少することで、高パーライト相部８の変形抵抗が低くなるからである。 In addition, the thickness of the network-like ferrite phase 9 at the interface between the high pearlite phase portion 8 and the sliding layer 3 is preferably 5 μm or less. When the thickness of the mesh-like ferrite phase 9 exceeds 5 μm, the volume fraction of the ferrite phase 9 in the structure of the high pearlite phase portion 8 increases, and the volume fraction of the pearlite phase 10 decreases, so that the high pearlite phase portion This is because the deformation resistance of FIG.
なお、高パーライト相部８の摺動層３との界面におけるフェライト相９の面積率は、直接、測定はできないが、段落［００２６］に記載した方法により撮影した画像を、一般的な画像解析手法（解析ソフト：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて、その画像中の摺動層３との界面となる線の全長に対するフェライト相９による長さの割合を測定することにより確認できる。 Although the area ratio of the ferrite phase 9 at the interface between the high pearlite phase portion 8 and the sliding layer 3 cannot be directly measured, an image taken by the method described in paragraph [0026] is used for general image analysis. Using the method (analysis software: Image-Pro Plus (Version 4.5); manufactured by Planetron Co., Ltd.), the ratio of the length due to the ferrite phase 9 to the total length of the line serving as the interface with the sliding layer 3 in the image It can be confirmed by measuring.
Ｎｉ−Ｐ合金相７の組成は、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉおよび不可避不純物からなる。このＮｉ−Ｐ合金相７の組成は、Ｎｉ−Ｐ合金の融点が低くなる組成範囲である。なお、Ｎｉ−Ｐ合金相７の組成は、１０〜１２質量％のＰと残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることがより望ましい。 The composition of the Ni-P alloy phase 7 consists of 9 to 13% by mass of P, the balance Ni and unavoidable impurities. The composition of the Ni—P alloy phase 7 is a composition range in which the melting point of the Ni—P alloy is lowered. The composition of the Ni-P alloy phase 7 is more preferably composed of 10 to 12% by mass of P, the remaining Ni and inevitable impurities.
鋼裏金層２上に多孔質焼結層４を焼結するときの昇温過程では、後述するが、鋼裏金層２のフェライト相９とパーライト相１０とからなる組織は、オーステナイト相に変態する高温度にまで昇温させる必要があり、鋼裏金層２の組織が十分にオーステナイト相に変態する温度にて、上記組成範囲のＮｉ−Ｐ合金相７成分の全てを液相化することで、Ｎｉ−Ｐ合金相７が、粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６どうし、あるいは、粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６と鋼裏金層２の表面とをつなぐバインダとなり、鋼裏金層２上に粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６とＮｉ−Ｐ合金相７とからなる多孔質焼結層４が形成される。そして、焼結後の冷却過程においては、鋼裏金層２の多孔質焼結層４との界面となる表面の冷却速度を速くすることで、高パーライト相部８が形成される。ここで、Ｎｉ−Ｐ合金相７の組成は、Ｐの含有量が９質量％未満、あるいは、１３質量％を超えると、Ｎｉ−Ｐ合金の融点が高くなり、焼結温度を高くする必要があるが、上記組成範囲である場合には、Ｎｉ−Ｐ合金の融点が低く、過度に焼結温度を高くする必要がないので、焼結後の冷却過程において鋼裏金層２の表面に高パーライト相部８が形成される速度で冷却することが容易となる。 In the temperature rising process when the porous sintered layer 4 is sintered on the steel back metal layer 2, the structure composed of the ferrite phase 9 and the pearlite phase 10 of the steel back metal layer 2 is transformed into an austenite phase. It is necessary to raise the temperature to a high temperature, and at the temperature at which the structure of the steel back metal layer 2 is sufficiently transformed into the austenite phase, all the seven components of the Ni-P alloy phase in the above composition range are converted into a liquid phase, The Ni—P alloy phase 7 becomes a binder that connects the granular Fe or the Fe alloy phase 6 or the granular Fe or the Fe alloy phase 6 and the surface of the steel back metal layer 2. Or the porous sintered layer 4 which consists of the Fe alloy phase 6 and the Ni-P alloy phase 7 is formed. And in the cooling process after sintering, the high pearlite phase part 8 is formed by making the cooling rate of the surface used as the interface with the porous sintered layer 4 of the steel back metal layer 2 high. Here, as for the composition of the Ni-P alloy phase 7, if the P content is less than 9% by mass or exceeds 13% by mass, the melting point of the Ni-P alloy becomes high and the sintering temperature needs to be increased. However, in the case of the above composition range, the melting point of the Ni-P alloy is low, and it is not necessary to excessively increase the sintering temperature. Therefore, high pearlite is formed on the surface of the steel back metal layer 2 in the cooling process after sintering. It becomes easy to cool at a speed at which the phase portion 8 is formed.
なお、Ｎｉ−Ｐ合金相７は、前記組成に、さらに、選択成分として１〜４質量％のＢ、１〜１２質量％のＳｉ、１〜１２質量％のＣｒ、１〜３質量％のＦｅ、０．５〜５質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＣｕから選択される１種以上を含有させて、Ｎｉ−Ｐ合金相７の強度を調整してもよい。なお、選択成分の中でＣｕ成分をＮｉ−Ｐ合金相７に含有させる場合、Ｎｉ−Ｐ合金相７の耐食性に影響を及ぼさないようにするため、その含有量は５質量％以下にする必要がある。また、これら選択成分を含有するＮｉ−Ｐ合金相７は、Ｎｉ素地部が必須成分であるＰ及び選択成分であるＢ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｕを固溶した形態の組織が好ましいが、Ｎｉ素地部が含有成分による２次相（析出物、晶出物）を含んだ形態の組織であってもよい。 In addition, the Ni-P alloy phase 7 is further added to the above composition as an optional component of 1 to 4% by mass of B, 1 to 12% by mass of Si, 1 to 12% by mass of Cr, and 1 to 3% by mass of Fe. The strength of the Ni-P alloy phase 7 may be adjusted by adding one or more selected from 0.5 to 5% by mass of Sn and 0.5 to 5% by mass of Cu. In addition, in order to prevent the corrosion resistance of the Ni-P alloy phase 7 from being affected when the Cu component is included in the Ni-P alloy phase 7 among the selected components, the content needs to be 5% by mass or less. There is. Further, the Ni—P alloy phase 7 containing these selective components preferably has a structure in which the Ni base portion is a solid solution with P as an essential component and B, Si, Cr, Fe, Sn, and Cu as selective components. However, the Ni base portion may have a structure including a secondary phase (precipitate and crystallized product) due to the contained component.
多孔質焼結層４におけるＮｉ−Ｐ合金相７の割合は、多孔質焼結層４の１００質量部に対してＮｉ−Ｐ合金相７が５〜４０質量部であり、より好ましくは、１０〜２０質量部である。このＮｉ−Ｐ合金相７の割合は、Ｎｉ−Ｐ合金相７がＦｅまたはＦｅ合金相６の粒どうし、あるいは、ＦｅまたはＦｅ合金相６の粒と鋼裏金層２の表面とを結びつけるバインダとなり、鋼裏金層２の表面に多孔質焼結層４を形成するために好適な範囲である。Ｎｉ−Ｐ合金相７の割合が５質量部未満であると、多孔質焼結層４の強度や、多孔質焼結層４と鋼裏金層２との接合が不十分となる。一方、Ｎｉ−Ｐ合金相７の割合が４０質量部を超えると、焼結時、空孔となるべき部分がＮｉ−Ｐ合金で充填されてしまうので、多孔質焼結層４の空孔率が小さくなりすぎる。 The ratio of the Ni—P alloy phase 7 in the porous sintered layer 4 is 5 to 40 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the porous sintered layer 4, more preferably 10 ˜20 parts by mass. The proportion of the Ni—P alloy phase 7 is a binder that connects the Ni—P alloy phase 7 between the Fe or Fe alloy phase 6 grains, or the Fe or Fe alloy phase 6 grains and the surface of the steel backing metal layer 2. This is a preferable range for forming the porous sintered layer 4 on the surface of the steel back metal layer 2. When the proportion of the Ni-P alloy phase 7 is less than 5 parts by mass, the strength of the porous sintered layer 4 and the bonding between the porous sintered layer 4 and the steel back metal layer 2 are insufficient. On the other hand, when the proportion of the Ni-P alloy phase 7 exceeds 40 parts by mass, the portion to be vacant is filled with the Ni-P alloy during sintering, so the porosity of the porous sintered layer 4 Is too small.
多孔質焼結層４における粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６は、平均粒径が４５〜１８０μｍであればよい。また、粒状のＦｅ合金の組成は限定されない。一般市販される、純鉄、亜共析鋼、共析鋼、過共析鋼、鋳鉄、高速度鋼、工具鋼、オーステナイト系ステンレス、フェライト系ステンレス等の粒を用いることができる。いずれのＦｅ合金を用いても、有機酸や硫黄成分に対する耐食性は、従来の銅合金を用いるよりも優れている。なお、多孔質焼結層４を構成する粒状のＦｅまたはＦｅ合金相６は、その表面（Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる表面）に、Ｎｉ−Ｐ合金相７の成分との反応相が形成されていてもよい。 The granular Fe or Fe alloy phase 6 in the porous sintered layer 4 may have an average particle diameter of 45 to 180 μm. The composition of the granular Fe alloy is not limited. Generally commercially available grains such as pure iron, hypoeutectoid steel, eutectoid steel, hypereutectoid steel, cast iron, high speed steel, tool steel, austenitic stainless steel, ferritic stainless steel and the like can be used. Whichever Fe alloy is used, the corrosion resistance to organic acids and sulfur components is superior to that of conventional copper alloys. The granular Fe or Fe alloy phase 6 constituting the porous sintered layer 4 reacts with the components of the Ni—P alloy phase 7 on its surface (surface that becomes an interface with the Ni—P alloy phase 7). A phase may be formed.
樹脂組成物５は、多孔質焼結層４の空孔部および表面に含浸被覆される。樹脂組成物５としては、一般的な摺動用樹脂組成物を用いることができる。具体的には、フッ素樹脂、ポリエーテルエーテルケトン、 ポリアミド、ポリイミド、ポリアミドイミド、ポリベンゾイミダゾール、エポキシ、フェノール、ポリアセタール、ポリエチレン、ポリプロピレン、ポリオレフィン、ポリフェニレンサルファイドのいずれか一種以上の樹脂に、さらに、固体潤滑剤としてグラファイト、グラフェン、フッ化黒鉛、二硫化モリブデン、フッ素樹脂、ポリエチレン、ポリオレフィン、窒化ホウ素、二硫化錫のいずれか一種以上を含む樹脂組成物を用いることができる。また、樹脂組成物５には、さらに充填剤として、粒状、あるいは、繊維状の金属、金属化合物、セラミック、無機化合物、有機化合物のいずれか一種以上を含有させることができる。なお、樹脂組成物５を構成する樹脂、固体潤滑剤、充填剤は、ここで例示したものに限定されない。 The resin composition 5 is impregnated and coated on the pores and the surface of the porous sintered layer 4. As the resin composition 5, a general sliding resin composition can be used. Specifically, any one or more of fluororesin, polyetheretherketone, polyamide, polyimide, polyamideimide, polybenzimidazole, epoxy, phenol, polyacetal, polyethylene, polypropylene, polyolefin, polyphenylene sulfide, and solid As the lubricant, a resin composition containing any one or more of graphite, graphene, graphite fluoride, molybdenum disulfide, fluororesin, polyethylene, polyolefin, boron nitride, and tin disulfide can be used. Further, the resin composition 5 may further contain one or more of granular or fibrous metals, metal compounds, ceramics, inorganic compounds, and organic compounds as fillers. In addition, the resin, the solid lubricant, and the filler constituting the resin composition 5 are not limited to those exemplified here.
次に、従来の摺動部材１１における多孔質焼結層１４と樹脂組成物１５とからなる摺動層１３と、鋼裏金層１２と、の接合について、図４及び図５を参照して説明する。図４は、摺動部材１１が軸受として用いられる軸受装置の軸受ハウジング部１６の軸受保持穴１７の内径の変形を説明するための図であり、図５は、従来の鋼裏金層１２上に多孔質焼結層１４と樹脂組成物１５とからなる摺動層１３を形成した摺動部材１１を示す模式図である。 Next, the joining of the sliding layer 13 composed of the porous sintered layer 14 and the resin composition 15 in the conventional sliding member 11 and the steel back metal layer 12 will be described with reference to FIGS. 4 and 5. To do. FIG. 4 is a view for explaining deformation of the inner diameter of the bearing holding hole 17 of the bearing housing portion 16 of the bearing device in which the sliding member 11 is used as a bearing, and FIG. 1 is a schematic diagram showing a sliding member 11 in which a sliding layer 13 composed of a porous sintered layer 14 and a resin composition 15 is formed.
例えば、燃料噴射ポンプ用等のように回転軸からの動荷重（変動荷重）を支承する軸受装置は、円筒形状の軸受（摺動部材１１）が、軸受ハウジング部１６に形成された円筒形状の軸受保持穴１７の内面に圧入固定され、軸受の内周面（摺動面）が回転軸を支承するように構成される。近年、軸受装置の軽量化のため、軸受ハウジング部１６は低剛性化される傾向にあり、軸受装置の運転時、図４に示すように、回転軸からの動荷重負荷の作用方向（矢印Ｆ）が変化する毎に軸受ハウジング部１６の軸受保持穴１７の内径は、弾性変形を繰り返す。この軸受保持穴１７の弾性変形に伴い軸受（図４では不図示）は、周期的に周方向長さが増加する変形と減少する変形とが交互に繰り返し起こる。 For example, a bearing device that supports a dynamic load (fluctuating load) from a rotary shaft, such as for a fuel injection pump, has a cylindrical bearing (sliding member 11) formed in a cylindrical shape formed in a bearing housing portion 16. The bearing holding hole 17 is press-fitted and fixed, and the inner peripheral surface (sliding surface) of the bearing is configured to support the rotating shaft. In recent years, in order to reduce the weight of the bearing device, the bearing housing portion 16 tends to be reduced in rigidity. During operation of the bearing device, as shown in FIG. 4, the direction of action of a dynamic load from the rotating shaft (arrow F) ) Changes, the inner diameter of the bearing holding hole 17 of the bearing housing portion 16 repeats elastic deformation. Along with the elastic deformation of the bearing holding hole 17, the bearing (not shown in FIG. 4) periodically repeats a deformation in which the circumferential length increases and a deformation in which the bearing length decreases.
図５に示すように、従来の鋼裏金層１２上に多孔質焼結層１４と樹脂組成物１５とからなる摺動層１３を形成した摺動部材１１において、鋼裏金層１２の組織は、厚さ方向の全体で、フェライト相を主体とし、粒状のパーライト相がフェライト相の素地部に分散した通常の亜共析鋼の組織（図２に示す組織に相当）である。このような組織の鋼裏金層１２は、外力に対する変形抵抗はそれほど高くなく、また、その変形抵抗が鋼裏金層１２の厚さ方向で概ね均一になっている。従来の摺動部材１１は、図４に示す軸受装置で使用されると、周方向長さが増加および減少する弾性変形は、まず、軸受保持穴１７の内周面と直接、接触する鋼裏金層１２の表面（外周面）で起こり、鋼裏金層１２の厚さ方向に内部で伝播し、さらに鋼裏金層１２の表面に接触する多孔質焼結層１４へ伝播しているが、鋼裏金層１２と多孔質焼結層１４との界面では、鋼裏金層１２と多孔質焼結層１４との弾性変形率の違いにより、せん断応力が発生しやすく、鋼裏金層１２と摺動層１３とのせん断が起こり易い。 As shown in FIG. 5, in the sliding member 11 in which the sliding layer 13 composed of the porous sintered layer 14 and the resin composition 15 is formed on the conventional steel backing metal layer 12, the structure of the steel backing metal layer 12 is as follows. This is a structure of ordinary hypoeutectoid steel (corresponding to the structure shown in FIG. 2) in which the ferrite phase is the main component and the granular pearlite phase is dispersed in the base portion of the ferrite phase. The steel back metal layer 12 having such a structure does not have a very high deformation resistance against external force, and the deformation resistance is substantially uniform in the thickness direction of the steel back metal layer 12. When the conventional sliding member 11 is used in the bearing device shown in FIG. 4, the elastic deformation whose length in the circumferential direction increases and decreases first begins with the steel backing metal that comes into direct contact with the inner peripheral surface of the bearing holding hole 17. It occurs on the surface (outer peripheral surface) of the layer 12, propagates in the thickness direction of the steel back metal layer 12, and further propagates to the porous sintered layer 14 in contact with the surface of the steel back metal layer 12. At the interface between the layer 12 and the porous sintered layer 14, shear stress tends to occur due to the difference in elastic deformation rate between the steel back metal layer 12 and the porous sintered layer 14, and the steel back metal layer 12 and the sliding layer 13. And shearing easily occurs.
本実施形態に係る摺動部材１において、鋼裏金層２は、炭素の含有量が０．０５〜０．３質量％の炭素鋼であるとともに、組織がフェライト相９とパーライト相１０とからなり、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部における組織中のパーライト相９の割合は、３０体積％以下であり、炭素の含有量に応じてパーライト相９の割合が決まる通常の亜共析鋼の組織であるが、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面には、組織中のパーライト相９の割合が５０体積％以上である高パーライト相部８が形成されることで、鋼裏金層２の中央部付近に比べて、変形抵抗が高くなるようにしている。このため、軸受ハウジング部１６の軸受保持穴１７の内径の弾性変形に伴い、摺動部材１の周方向長さが増加および減少する弾性変形が起こっても、その弾性変形は、主に、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面の高パーライト相部８を除いた部位で起こり、高パーライト相部８では弾性変形量が小さくなる。換言すれば、軸受保持穴１７の内周面と接する鋼裏金層２の表面（外周面）の弾性変形は、高パーライト相部８の手前までは鋼裏金層２の厚さ方向に伝播しやすいが、変形抵抗が高い高パーライト相部８の内部へは伝播しがたくなっており、且つ、高パーライト相部８を除いた部位の鋼裏金層２の弾性変形量が多くなることで、多孔質焼結層４との界面となる鋼裏金層２の表面の高パーライト相部８の弾性変形量が小さくなる。このため、鋼裏金層２と多孔質焼結層４との界面では、せん断応力が小さくなる。なお、鋼裏金層２として、例えば、厚さ方向の全体で、高パーライト相部８の変形抵抗と同等の変形抵抗を有する合金鋼等を用いた場合、鋼裏金層の厚さ方向の全体で同じように弾性変形が起こるため、摺動層との界面となる鋼裏金層の表面の弾性変形量は、本実施形態の摺動部材１よりも大きくなり、鋼裏金層と摺動層との界面でのせん断応力が大きくなる。 In the sliding member 1 according to the present embodiment, the steel back metal layer 2 is carbon steel having a carbon content of 0.05 to 0.3 mass%, and the structure is composed of a ferrite phase 9 and a pearlite phase 10. The ratio of the pearlite phase 9 in the structure in the central portion in the thickness direction of the steel backing metal layer 2 is 30% by volume or less, and the normal hypoeutectoid steel in which the ratio of the pearlite phase 9 is determined according to the carbon content However, a high pearlite phase portion 8 in which the ratio of the pearlite phase 9 in the structure is 50% by volume or more is formed on the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the sliding layer 3. The deformation resistance is higher than that in the vicinity of the central portion of the steel back metal layer 2. For this reason, even if an elastic deformation in which the circumferential length of the sliding member 1 increases and decreases with the elastic deformation of the inner diameter of the bearing holding hole 17 of the bearing housing portion 16, the elastic deformation is mainly slid. This occurs at a site excluding the high pearlite phase portion 8 on the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the dynamic layer 3, and the amount of elastic deformation is small in the high pearlite phase portion 8. In other words, the elastic deformation of the surface (outer peripheral surface) of the steel back metal layer 2 in contact with the inner peripheral surface of the bearing holding hole 17 easily propagates in the thickness direction of the steel back metal layer 2 up to the front of the high pearlite phase portion 8. However, it is difficult to propagate to the inside of the high pearlite phase portion 8 having a high deformation resistance, and the elastic deformation amount of the steel back metal layer 2 in the portion excluding the high pearlite phase portion 8 is increased. The amount of elastic deformation of the high pearlite phase portion 8 on the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the quality sintered layer 4 is reduced. For this reason, the shear stress is reduced at the interface between the steel back metal layer 2 and the porous sintered layer 4. In addition, as the steel back metal layer 2, for example, when alloy steel having a deformation resistance equivalent to the deformation resistance of the high pearlite phase portion 8 is used in the whole thickness direction, the steel back metal layer in the whole thickness direction is used. Since elastic deformation occurs in the same manner, the amount of elastic deformation of the surface of the steel back metal layer serving as the interface with the sliding layer is larger than that of the sliding member 1 of the present embodiment, and the steel back metal layer and the sliding layer The shear stress at the interface increases.
次に、本実施形態に係る摺動部材１の作製方法について説明する。まず、ＦｅまたはＦｅ合金の粉末とＮｉ−Ｐ合金の粉末との混合粉を準備する。この混合粉の準備時には、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７となる成分を、Ｎｉ−Ｐ合金の粉末の形態で含ませることが好ましいが、複数の異なる組成の粉末を混合した形態で含ませてもよい。そして、室温で、準備した混合粉を鋼板上に散布した後、粉末散布層を加圧することなく焼結炉を用いて、９３０〜１０００℃の還元雰囲気中で焼結する。 Next, a method for producing the sliding member 1 according to this embodiment will be described. First, a mixed powder of Fe or Fe alloy powder and Ni-P alloy powder is prepared. At the time of preparation of the mixed powder, it is preferable to include a component that becomes the Ni-P alloy phase 7 of the porous sintered layer 4 in the form of Ni-P alloy powder, but a plurality of powders having different compositions were mixed. It may be included in the form. And after mixing the prepared mixed powder on a steel plate at room temperature, it sinters in 930-1000 degreeC reducing atmosphere using a sintering furnace, without pressurizing a powder spreading layer.
焼結時において、昇温途中の８８０℃になると、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒が溶融を始める。その液相は、ＦｅまたはＦｅ合金の粒どうしや、ＦｅまたはＦｅ合金の粒と鋼裏金層２の表面との間で流動し、多孔質焼結層４の形成が開始される。そして、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒は、９５０℃で完全に液相となる。なお、Ｐの含有量範囲を少なくした１０〜１２質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒は、９３０℃で完全に液相となる。 At the time of sintering, when the temperature reaches 880 ° C. during the temperature increase, Ni—P alloy grains having a composition of 9 to 13% by mass of P and the balance Ni begin to melt. The liquid phase flows between Fe or Fe alloy grains, or between the Fe or Fe alloy grains and the surface of the steel back metal layer 2, and the formation of the porous sintered layer 4 is started. And the particle | grains of the Ni-P alloy which consists of 9-13 mass% P and remainder Ni become a liquid phase completely at 950 degreeC. In addition, the grain of Ni-P alloy which consists of composition of 10-12 mass% P which reduced the content range of P, and remainder Ni becomes completely a liquid phase at 930 ° C.
焼結温度は、Ｎｉ−Ｐ合金の粒が、完全に溶融する温度以上に設定されている。また、Ｎｉ−Ｐ合金の組成は、後述するが、鋼裏金層２の組織が完全にオーステナイト相となる温度（Ａ３変態点）以上で、完全に溶融する組成になされている。 The sintering temperature is set to be equal to or higher than the temperature at which the Ni—P alloy grains are completely melted. Although the composition of the Ni-P alloy will be described later, the composition is such that it completely melts at a temperature (A3 transformation point) or higher at which the structure of the steel back metal layer 2 completely becomes an austenite phase.
鋼裏金層２は、焼結時の昇温過程で７２７℃（Ａ１変態点）になると、フェライト相９とパーライト相１０とからなる組織は、オーステナイト相への変態を始め、炭素の含有量が０．０５〜０．３質量％の鋼裏金層２は、９００℃では完全にオーステナイト相からなる組織となる。このオーステナイト相は、フェライト相９よりもＦｅ原子間の隙間（距離）が大きくなるので、多孔質焼結層４におけるＮｉ−Ｐ合金相７のＮｉ原子が、この隙間に侵入する拡散が起こり易い状態となる。上記したように、Ｎｉ−Ｐ合金の組成は、鋼裏金層２の組織が完全にオーステナイト相となる温度（Ａ３変態点）以上で、完全に溶融する組成になされており、焼結温度は、Ｎｉ−Ｐ合金の粒が、完全に溶融する温度以上に設定されている。これは、液相状態のＮｉ−Ｐ合金相７中のＮｉ原子は、固相状態のＮｉ−Ｐ合金相７中のＮｉ原子よりも、鋼裏金層２の表面におけるオーステナイト相中への拡散が起こり易いからである。なお、液相状態にあったＮｉ原子は、鋼裏金層２の表面におけるオーステナイト相へ拡散し、固溶されるのと同時に固相となるので、Ｎｉ原子が鋼裏金層２の極表面付近にしか拡散しない。焼結時の昇温過程での鋼裏金層２の表面へのＮｉ原子の拡散により、鋼裏金層２の表面付近の組織は、内部の組織に比べてオーステナイト相への変態が促進され、表面付近のオーステナイト相の粒は、内部のオーステナイト相の粒よりも粗大に成長すると考えられる。そして、鋼裏金層２の表面におけるオーステナイト相中へのＮｉ成分の拡散、および、オーステナイト相の粒の粗大化は、後述する冷却過程での鋼裏金層２の表面への高パーライト相部８の形成に関係している。 When the steel back metal layer 2 reaches 727 ° C. (A1 transformation point) in the temperature rising process during sintering, the structure composed of the ferrite phase 9 and the pearlite phase 10 starts to transform into the austenite phase, and the carbon content is increased. The steel back metal layer 2 of 0.05 to 0.3% by mass has a structure composed entirely of an austenite phase at 900 ° C. Since the austenite phase has a larger gap (distance) between Fe atoms than the ferrite phase 9, the Ni atoms of the Ni—P alloy phase 7 in the porous sintered layer 4 are likely to diffuse into the gap. It becomes a state. As described above, the composition of the Ni-P alloy is such that the structure of the steel back metal layer 2 is completely melted at a temperature higher than the temperature at which the structure of the steel back metal layer 2 is completely austenitic (A3 transformation point). The temperature is set to be equal to or higher than the temperature at which the Ni—P alloy grains are completely melted. This is because the Ni atoms in the Ni—P alloy phase 7 in the liquid phase state are more diffused into the austenite phase on the surface of the steel back metal layer 2 than the Ni atoms in the Ni—P alloy phase 7 in the solid phase state. It is easy to happen. The Ni atoms in the liquid phase are diffused into the austenite phase on the surface of the steel back metal layer 2 and become a solid phase at the same time as being dissolved, so that the Ni atoms are near the pole surface of the steel back metal layer 2. Only spread. Due to the diffusion of Ni atoms to the surface of the steel back metal layer 2 during the temperature rising process during sintering, the structure near the surface of the steel back metal layer 2 is promoted to transform into the austenite phase compared to the internal structure. It is considered that the grains of the nearby austenite phase grow coarser than the grains of the internal austenite phase. The diffusion of the Ni component into the austenite phase on the surface of the steel back metal layer 2 and the coarsening of the grains of the austenite phase are caused by the high pearlite phase part 8 on the surface of the steel back metal layer 2 in the cooling process described later. Related to formation.
焼結後の冷却過程では、９００℃から７００℃に降温する間、鋼裏金層２の表面のうち、多孔質焼結層４を形成した側（多孔質焼結層４との界面となる側）と、多孔質焼結層４を形成しない側と、で冷却速度を変える必要がある。多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面は、組織がオーステナイト相であったものが、７２７℃（Ａ１変態点）まで降温する間に組織中に初析フェライト相が多量に析出したり、７２７℃（Ａ１変態点）でオーステナイト相がフェライト相９とパーライト相１０とに共析変態したりすることを防ぎ、７００℃になったときにオーステナイト相と該オーステナイト相の粒界に網目状に析出する少量の初析フェライト相とからなる組織となるように急速に冷却する。なお、前述したように、昇温過程にて液相化したＮｉ−Ｐ合金相７のＮｉ成分は、多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面におけるオーステナイト相へ拡散させる。このように、Ｎｉ成分を含むことでオーステナイト相が安定化し、冷却過程の７２７℃（Ａ１変態点）でのフェライト相９とパーライト相１０への共析変態が起き難くなるので、７００℃になったときでも多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面の組織中にオーステナイト相を残留させることが容易になる。一方、多孔質焼結層４を形成しない側の鋼裏金層２の表面は、７２７℃（Ａ１変態点）となったときに、オーステナイト相がフェライト相９とパーライト相１０とに完全に変態する速度で冷却する。また、鋼裏金層２の内部は、多孔質焼結層４を形成しない側の鋼裏金層２の表面よりも冷却速度が遅くなるので、７２７℃（Ａ１変態点）となったときに、オーステナイト相がフェライト相９とパーライト相１０とに完全に変態する。 In the cooling process after sintering, while the temperature is lowered from 900 ° C. to 700 ° C., on the surface of the steel back metal layer 2, the side on which the porous sintered layer 4 is formed (the side that becomes the interface with the porous sintered layer 4) ) And the side on which the porous sintered layer 4 is not formed must be changed in cooling rate. The surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed has a structure of an austenite phase, but a large amount of proeutectoid ferrite phase is present in the structure while the temperature is lowered to 727 ° C. (A1 transformation point). And the austenite phase is prevented from eutectoid transformation into ferrite phase 9 and pearlite phase 10 at 727 ° C. (A1 transformation point). When the temperature reaches 700 ° C., the austenite phase and grains of the austenite phase are prevented. Cool rapidly to form a structure consisting of a small amount of pro-eutectoid ferrite phase that precipitates in the form of a network. As described above, the Ni component of the Ni-P alloy phase 7 that has been liquidized in the temperature raising process is diffused into the austenite phase on the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed. . Thus, the austenite phase is stabilized by including the Ni component, and eutectoid transformation into the ferrite phase 9 and the pearlite phase 10 at 727 ° C. (A1 transformation point) in the cooling process is difficult to occur, and thus becomes 700 ° C. Even in this case, it becomes easy to leave the austenite phase in the structure of the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed. On the other hand, when the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is not formed reaches 727 ° C. (A1 transformation point), the austenite phase is completely transformed into the ferrite phase 9 and the pearlite phase 10. Cool at speed. Further, since the cooling rate of the inside of the steel back metal layer 2 is slower than that of the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is not formed, when the temperature reaches 727 ° C. (A1 transformation point), austenite The phase is completely transformed into ferrite phase 9 and pearlite phase 10.
具体的な冷却方法としては、多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面側のみに、直接、冷却ガス（例えば、窒素ガス）の噴射流（例えば、多孔質焼結層４の表面での衝突圧１ＭＰａ以上）を吹付けて急速に冷却し、その反対側となる多孔質焼結層４を形成しない側の鋼裏金層２の表面には、直接、冷却ガスの噴射流を吹付けないで、冷却装置内の雰囲気（多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面側に吹き付けられた後の冷却ガス）との熱交換のみにより緩やかに冷却されるようにすればよい。また、鋼裏金層２を７００℃から室温まで降温させる間は、多孔質焼結層４を形成した側の鋼裏金層２の表面の組織中のオーステナイト相がパーライト相１０に変態するような冷却速度で徐冷すればよい。なお、多孔質焼結層４を形成しない側の鋼裏金層２の表面付近や、鋼裏金層２の内部の組織（組織中のパーライト相１０の割合や、パーライト相１０の平均粒径）は、７２７℃（Ａ１変態点）での共析変態によって決まり、７００℃から室温まで降温するまでの間の冷却速度の影響を受けない。 As a specific cooling method, a jet of cooling gas (for example, nitrogen gas) (for example, a porous sintered layer) is directly applied only to the surface side of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed. 4 is applied to the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 which is the opposite side is not formed. Without blowing a flow, it is gently cooled only by heat exchange with the atmosphere in the cooling device (cooling gas after sprayed on the surface side of the steel backing metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed). You can do so. Moreover, while the steel back metal layer 2 is cooled from 700 ° C. to room temperature, cooling is performed so that the austenite phase in the structure of the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is formed is transformed into the pearlite phase 10. Slowly cool at a speed. Incidentally, the vicinity of the surface of the steel back metal layer 2 on the side where the porous sintered layer 4 is not formed and the structure inside the steel back metal layer 2 (the ratio of the pearlite phase 10 in the structure and the average particle diameter of the pearlite phase 10) are , Determined by the eutectoid transformation at 727 ° C. (A1 transformation point), and is not affected by the cooling rate until the temperature is lowered from 700 ° C. to room temperature.
なお、焼結時の昇温過程で完全にオーステナイト相からなる組織とした鋼裏金層２を、冷却過程において本実施形態の鋼裏金層２の組織に変態させるための冷却速度、冷却時間は、亜共析鋼に関するＣＣＴ曲線図（連続冷却変態曲線図）やＴＴＴ曲線図（等温変態曲線図）を参照して決められる。 In addition, the cooling rate and the cooling time for transforming the steel back metal layer 2 having a structure composed entirely of an austenite phase during the heating process during sintering into the structure of the steel back metal layer 2 of the present embodiment in the cooling process are as follows: It is determined with reference to a CCT curve diagram (continuous cooling transformation curve diagram) and a TTT curve diagram (isothermal transformation curve diagram) concerning hypoeutectoid steel.
以上の機構により、鋼裏金層２の内部は、フェライト相９とパーライト相１０とからなる通常の組織（炭素成分の含有量によってパーライト相１０の割合が決められる通常の亜共析鋼の組織）となり、そのパーライト相１０の平均粒径は、１〜８μｍ程度となる。一方、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面には、組織中のパーライト相１０の割合が５０体積％以上である高パーライト相部８が形成される。また、高パーライト相部８は、網目状のフェライト相９と該網目状のフェライト相９に取り囲まれた粗大な粒状のパーライト相１０とからなる組織となり、摺動層３との界面となる高パーライト相部８の表面は、ほぼ、網目状のフェライト相９によって形成されるようになる。また、粗大な粒状のパーライト相９の平均粒径は、１０〜５０μｍであり、鋼裏金層２の内部のパーライト相１０の平均粒径よりも３倍以上大きくすることが好ましい。なお、高パーライト相部８は、ベイナイト相、ソルバイト相、トールースタイト相、マルテンサイト相、セメンタイト相、オーステナイト相を少量（組織中の割合で３％以下）含んでいてもよい。 By the above mechanism, the inside of the steel back metal layer 2 has a normal structure composed of a ferrite phase 9 and a pearlite phase 10 (a structure of a normal hypoeutectoid steel in which the proportion of the pearlite phase 10 is determined by the carbon component content). Thus, the average particle size of the pearlite phase 10 is about 1 to 8 μm. On the other hand, a high pearlite phase portion 8 in which the ratio of the pearlite phase 10 in the structure is 50% by volume or more is formed on the surface of the steel back metal layer 2 serving as an interface with the sliding layer 3. Further, the high pearlite phase portion 8 has a structure composed of a mesh-like ferrite phase 9 and a coarse granular pearlite phase 10 surrounded by the mesh-like ferrite phase 9, and a high pearlite phase portion 8 becomes an interface with the sliding layer 3. The surface of the pearlite phase portion 8 is substantially formed by the network-like ferrite phase 9. Moreover, the average particle diameter of the coarse granular pearlite phase 9 is 10 to 50 μm, and it is preferable that the average particle diameter of the pearlite phase 10 inside the steel back metal layer 2 is three times or more larger. The high pearlite phase portion 8 may contain a small amount of bainite phase, sorbite phase, tallostite phase, martensite phase, cementite phase, and austenite phase (3% or less in the structure).
上記のように鋼裏金層２の表面上に多孔質焼結層４が形成された部材には、予め準備された樹脂組成物５（有機溶剤にて希釈してもよい）が、多孔質焼結層４の空孔部を充填し、多孔質焼結層４の表面を被覆するように含浸される。そして、この部材は、樹脂組成物５の乾燥、焼成のための加熱が施され、鋼裏金層２の表面上に多孔質焼結層４と樹脂組成物５とからなる摺動層３が形成される。なお、樹脂組成物５としては、段落［００３９］に記載した樹脂組成物を用いることができる。 As described above, the resin composition 5 (which may be diluted with an organic solvent) prepared in advance is applied to the member in which the porous sintered layer 4 is formed on the surface of the steel back metal layer 2. The pores of the binder layer 4 are filled and impregnated so as to cover the surface of the porous sintered layer 4. The member is heated for drying and firing the resin composition 5, and the sliding layer 3 composed of the porous sintered layer 4 and the resin composition 5 is formed on the surface of the steel back metal layer 2. Is done. In addition, as the resin composition 5, the resin composition described in paragraph [0039] can be used.
１ 摺動部材
２ 鋼裏金層
３ 摺動層
４ 多孔質焼結層
５ 樹脂組成物
６ ＦｅまたはＦｅ合金相
７ Ｎｉ−Ｐ合金相
８ 高パーライト相部
９ フェライト相
１０ パーライト相
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Sliding member 2 Steel back metal layer 3 Sliding layer 4 Porous sintered layer 5 Resin composition 6 Fe or Fe alloy phase 7 Ni-P alloy phase 8 High pearlite phase part 9 Ferrite phase 10 Pearlite phase
Claims (9)
前記多孔質焼結層は、Ｎｉ−Ｐ合金相と粒状のＦｅまたはＦｅ合金相とからなり、
前記Ｎｉ−Ｐ合金相は、前記粒状のＦｅまたはＦｅ合金相どうし及び前記粒状のＦｅまたはＦｅ合金相と前記鋼裏金層とをつなぐバインダとして機能しており、
前記鋼裏金層は、炭素の含有量が０．０５〜０．３質量％の炭素鋼であるとともに、組織がフェライト相とパーライト相とからなり、
前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中の前記パーライト相の割合は、３０体積％以下であり、
前記摺動層との界面となる前記鋼裏金層の表面には、組織中の前記パーライト相の割合が５０体積％以上である高パーライト相部が形成されていることを特徴とする摺動部材。 In a sliding member provided with a sliding layer comprising a porous sintered layer and a resin composition on a steel back metal layer,
The porous sintered layer comprises a Ni-P alloy phase and a granular Fe or Fe alloy phase,
The Ni-P alloy phase functions as a binder that connects the granular Fe or Fe alloy phases and the granular Fe or Fe alloy phase to the steel back metal layer,
The steel back metal layer is carbon steel having a carbon content of 0.05 to 0.3% by mass, and the structure is composed of a ferrite phase and a pearlite phase,
The ratio of the pearlite phase in the structure at the center in the thickness direction of the steel back metal layer is 30% by volume or less,
A sliding member characterized in that a high pearlite phase portion in which the ratio of the pearlite phase in the structure is 50% by volume or more is formed on the surface of the steel back metal layer serving as an interface with the sliding layer. .
前記粗大なパーライト相の平均粒径は、前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部における組織中の前記パーライト相の平均粒径に対して３倍以上大きいことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の摺動部材。 The high pearlite phase part is composed of a ferrite structure having a network structure and a coarse pearlite phase surrounded by the ferrite structure network.
The average particle diameter of the coarse pearlite phase is three times or more larger than the average particle diameter of the pearlite phase in the structure in the central portion in the thickness direction of the steel back metal layer. Item 4. The sliding member according to any one of Items 3.
The ratio of the Ni-P alloy phase in the porous sintered layer is 5 to 40 parts by mass of the Ni-P alloy phase with respect to 100 parts by mass of the porous sintered layer. The sliding member according to any one of claims 1 to 8.
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