JP6466246B2 - 摺動部材 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性が高く、且つ、摺動層における多孔質焼結層の強度が高い摺動部材に関する。

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）。

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）。

特開２００２−１８０１６２号公報 特開２０１３−２１７４９３号公報 特開２０１３−２３７８９８号公報 特開２００２−６１６５３号公報 特開２００１−３５５６３４号公報 特開２０１３−８３３０４号公報

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。

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、単に炭素鋼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、該多孔質焼結層に樹脂組成物を含浸、被覆した摺動材料は、炭素鋼の粉末どうしの接合が弱く、多孔質焼結層の強度が不十分であることが判明した。

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、摺動層における多孔質焼結層の強度が高い摺動部材を提供することにある。

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、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合金相と粒状の鋼相とからなり、前記Ｎｉ−Ｐ合金相は、前記粒状の鋼相どうし及び前記粒状の鋼相と前記裏金層とをつなぐバインダとして機能しており、前記粒状の鋼相は、炭素の含有量が０．３〜１．３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、オーステナイト相と、からなる、または、組織がフェライト相と、パーライト相とセメンタイト相との混合相と、オーステナイト相と、からなり、前記粒状の鋼相の表面には、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記オーステナイト相の体積割合を１００％としたときに前記オーステナイト相の体積割合が２０％以上多くなっている高オーステナイト相部が形成されていることを特徴とする。

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、前記粒状の鋼相の平均粒径は、４５〜１８０μｍであることを特徴とする。

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、前記粒状の鋼相の表面には、前記Ｎｉ−Ｐ合金相のＮｉ成分が拡散していることを特徴とする。

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、前記高オーステナイト相部の厚さは、１〜３０μｍであることを特徴とする。

請求項５に係る発明においては、請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の摺動部材において、前記高オーステナイト相部における組織中の前記オーステナイト相の割合は、０.０５〜１０体積％であることを特徴とする。

請求項６に係る発明においては、請求項１乃至請求項５記載のいずれかに摺動部材において、前記高オーステナイト相部における前記オーステナイト相の平均粒径は、０．５〜５μｍであることを特徴とする。

請求項７に係る発明においては、請求項１乃至は請求項６のいずれかに記載の摺動部材において、前記高オーステナイト相部における組織中の前記フェライト相の体積割合は、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記フェライト相の体積割合を１００％としたときに２５％以上多くなっていることを特徴とする。

請求項８に係る発明においては、請求項１乃至請求項７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。

請求項９に係る発明においては、請求項１乃至請求項７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。

請求項１０に係る発明においては、請求項１乃至請求項９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。

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合金相と粒状の鋼相とからなり、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、粒状の鋼相どうし及び粒状の鋼相と裏金層とをつなぐバインダとして機能している。また、粒状の鋼相は、炭素の含有量が０．３〜１．３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、オーステナイト相と、からなる、または、組織がフェライト相と、パーライト相とセメンタイト相との混合相と、オーステナイト相と、からなり、粒状の鋼相の表面には、粒状の鋼相の中心部における組織中のオーステナイト相の体積割合を１００％としたときにオーステナイト相の体積割合が２０％以上多くなっている高オーステナイト相部が形成されている。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、多孔質焼結層のＮｉ−Ｐ合金相と粒状の鋼相の表面との界面でのせん断が起き難く、多孔質焼結層の強度を高くすることができる。

裏金層の表面に摺動層を形成した摺動部材の断面を示す模式図である。 粒状の鋼相の組織を示す拡大図である。 別実施形態の粒状の鋼相の組織を示す拡大図である。 従来の摺動部材を示す模式図である。

本実施形態に係る摺動部材１について、図１及び図２を参照して説明する。図１は、裏金層２の表面にＮｉ−Ｐ合金相７と粒状の鋼相６とからなる多孔質焼結層４と樹脂組成物５とからなる摺動層３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、粒状の鋼相６の組織を示す拡大図である。なお、図２は、粒状の鋼相６の組織中のオーステナイト相１１は、理解を容易にするため、誇張して描かれている。

図１に示すように、摺動部材１は、裏金層２と摺動層３とからなり、摺動層３は、裏金層２上に形成された多孔質焼結層４と該多孔質焼結層の空孔部および表面に含浸被覆された樹脂組成物５とからなる。また、多孔質焼結層４は、粒状の鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７とからなる。このＮｉ−Ｐ合金相７は、鋼相６の粒どうし、あるいは、鋼相６の粒と裏金層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、鋼相６の粒どうし、あるいは、鋼相６の粒と裏金層２の表面とは、Ｎｉ−Ｐ合金相７を介して接合している。なお、鋼相６の粒どうし、あるいは、鋼相６の粒と裏金層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、全ての鋼相６の粒は、表面がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われているが、各々の鋼相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。

多孔質焼結層４における粒状の鋼相６は、平均粒径が４５〜１８０μｍであればよい。このような平均粒径の鋼相６を用いることで、多孔質焼結層４には、樹脂組成物５を含浸させるために好適な空孔が形成される。鋼相６の平均粒径が４５μｍ未満であると、多孔質焼結層４に形成される各空孔部のサイズが小さくなり、樹脂組成物５を含浸させ難くなる。一方、鋼相６の平均粒径が１８０μｍを超えると、鋼相６の表面の一部に、高オーステナイト相部８が形成されない場合がある。

また、粒状の鋼相６の組成は、炭素成分を０．３〜１．３質量％含有する炭素鋼であり、一般市販されるアトマイズ法による粒状の亜共析鋼、共析鋼、過共析鋼を用いることができる。鋼相６として、炭素成分の含有量が０．３質量％未満の炭素鋼を用いる場合には、多孔質焼結層４の強度が低く、摺動部材１の強度が不十分となる。一方、炭素成分の含有量が１．３質量％を超える炭素鋼を用いる場合には、鋼相６の組織中に粒状のセメンタイト相（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）の割合が多くなってしまい、多孔質焼結層４が脆くなる場合がある。このような炭素成分を０．３〜１．３質量％含有する炭素鋼を用いることで、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、粒状の鋼相６の組成は、前記炭素成分を含有し、さらに、１．３質量％以下のＳｉ、１．３質量％以下のＭｎ、０．０５質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＳのいずれか１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、鋼相６の組織は、フェライト相９と、パーライト相１０と、オーステナイト相１１と、からなる、または、フェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａと、オーステナイト相１１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。また、粒状の鋼相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。そして、このような粒状の鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７とから多孔質焼結層４が構成されていることで、有機酸や硫黄成分に対する耐食性に優れている。

鋼相６として、炭素成分の含有量が０．３質量％以上０．８質量％未満の亜共析炭素鋼、あるいは、炭素成分の含有量が０．８質量％の共析炭素鋼を用いた場合、図２に示すように、鋼相６の組織は、フェライト相９とパーライト相１０とオーステナイト相１１とからなる。そして、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面には、鋼相６の粒の中心部における組織中のオーステナイト相１１の割合に対してオーステナイト相１１の割合が２０％以上多くなくなっている高オーステナイト相部８が形成される。この高オーステナイト相部８は、図２に示す鋼相６の粒の断面組織において、鋼相６の粒の表面に隣接する略環状の層部分である。なお、多孔質焼結層４を構成する粒状の鋼相６のうち、粒の個数割合で２０％以下の個数の鋼相６（あるいは、鋼相６の全体積に対して２０体積％以下）は、組織中にオーステナイト相１１が形成されていないことは許容される。また、鋼相６は、組織中にベイナイト相、ソルバイト相、トルースタイト相、マルテンサイト相等を少量（組織中の割合で３％以下）含んでいてもよい。

鋼相６におけるフェライト相９は、結晶構造が面心立方構造であり、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、鋼相６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相（Ｆｅ_３Ｃ）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。また、鋼相６におけるオーステナイト相１１は、結晶構造が体心立方構造であり、炭素成分の含有量が最大で２．１４％である相である。

本発明の摺動部材１の鋼相６の組織は、通常の炭素鋼の組織とは異なるものである。通常の亜共析鋼は、低温時にはフェライト相９とパーライト相１０からなる組織であるが、Ａ３変態温度（炭素成分の含有量により変わり、例えば、炭素成分の含有量が０．３質量％の亜共析鋼の場合には９００℃程度）を超える温度に加熱されると、組織がオーステナイト相１１からなる単相となる。このオーステナイト相１１の単相の組織は、Ａ３変態温度よりも低い温度に冷却すると、まず、オーステナイト相１１の一部がフェライト相９への相変態（Ａ３変態）を始めるようになり、Ａ１変態温度（７２７℃）までの間は、オーステナイト相１１とフェライト相９からなる組織になる。さらに、Ａ１変態温度（７２７℃）になると、組織中に残存していたオーステナイト相１１はパーライト相１０への相変態（共析変態）を起こす。よって、通常の亜共析鋼は、フェライト相９とパーライト相１０とからなる組織となる。また、通常の共析鋼（炭素成分の含有量が０．８質量％の炭素鋼）は、パーライト相１０からなる単相の組織となる。

本実施形態では、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）と結晶方位像解析装置（ＥＢＳＤ）を組み合わせて用いて摺動部材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、複数個（例えば５個）の鋼相６の粒の中心部付近と、摺動層３の樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面と、の間で観察部を移動させて相分析を行うことで、組織中のオーステナイト相１１の有無が確認できる。さらに、相分析により得られた相分布像を、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、鋼相６の表面における高オーステナイト相部８の形成の有無、高オーステナイト相部８の平均厚さ、高オーステナイト相部８の組織中のオーステナイト相１１の面積率、オーステナイト相１１の平均粒径を測定できる。

上記した高オーステナイト相部８の厚さは、摺動層３の樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面から１〜３０μｍである。さらに、高オーステナイト相部８の厚さは、１〜１０μｍとすることが好ましい。また、高オーステナイト相部８の厚さは、鋼相６の平均粒径の２０％以下とすることが好ましい。高オーステナイト相部８の厚さが３０μｍ以下であれば、鋼相６の強度に影響しない。一方、高オーステナイト相部８の厚さが１μｍ未満であると、鋼相６の表面の一部に、高オーステナイト相部８が形成されない場合がある。

また、摺動層３の樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の高オーステナイト相部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から鋼相６の高オーステナイト相部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）測定により高オーステナイト相部８に拡散したＮｉ成分が確認される。また、高オーステナイト相部８のＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる表面から粒の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。

高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の割合は、０．０５〜３体積％であればよく、さらに、０．１５〜３体積％とすることが好ましい。鋼相６における組織中のオーステナイト相１１は、粒の中心部から、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる表面に近いほど多くなっている。このことから、樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面における組織中のオーステナイト相１１の面積割合は、上記の高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の体積割合よりもかなり多くなっていると考えられる。また、高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の平均粒径は、０．５〜５μｍであればよく、さらに、１〜３μｍとすることが好ましい。

なお、鋼相６の高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の割合及びオーステナイト相１１の平均粒径の確認方法としては、段落００２７に記載した方法により求めることができる。なお、高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１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、高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の体積率に相当するものである。

図３は、別実施形態の鋼相６の組織を示す拡大図である。鋼相６は、炭素成分の含有量が０．８質量％を超え１．３質量％以下の過共析鋼の粉末を用いるときには、図３に示すように、鋼相６の粒の組織がフェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａと、オーステナイト相１１とからなり、樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面には、鋼相６の粒の中心部における組織中のオーステナイト相１１の割合に対してオーステナイト相１１の割合が２０％以上多くなくなっている高オーステナイト相部８が形成される。この高オーステナイト相部８は、図３に示す鋼相６の粒の断面組織において、鋼相６の粒の表面に隣接する略環状の層部分である。なお、多孔質焼結層４を構成する粒状の鋼相６のうち、粒の個数割合で２０％以下の個数の鋼相６（あるいは、鋼相６の全体積に対して２０体積％以下）は、組織中に高オーステナイト相部８が形成されていないことは許容される。また、鋼相６は、組織中にベイナイト相、ソルバイト相、トルースタイト相、マルテンサイト相等を少量（組織中の割合で３％以下）含んでいてもよい。

また、図２及び図３に示すように、鋼相６の高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合は、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合に対して２５％以上多くなっていることが好ましい。

なお、鋼相６の高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合、及び、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合は、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、鋼相６の粒の中心部付近、及び、高オーステナイト相部８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、組織中のフェライト相９の面積率を測定することで確認できる。なお、本実施形態では、鋼相６の組織中のフェライト相９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、鋼相６の組織中のフェライト相９の体積率に相当するものである。

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。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、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７成分の全てを液相化させて、Ｎｉ成分を鋼相６の表面に拡散させる。このＮｉ成分の鋼相６の表面への拡散は、鋼相６の表面への高オーステナイト相部８の形成に関係している。また、Ｎｉ−Ｐ合金相７の組成において、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る。これにより、焼結時、Ｎｉ−Ｐ合金の液相の発生量が減少し、Ｎｉ成分が鋼相６の表面に拡散し難くなり、鋼相６の表面に高オーステナイト相部８が形成され難くなる。

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種以上を含有させた組成であってもよい。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。

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、鋼相６の粒どうし、あるいは、鋼相６の粒と裏金層２の表面とを結びつけるバインダとなる形態の多孔質焼結層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。

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、一般的な摺動用の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。

次に、従来の摺動部材２０における摺動層１３の炭素鋼粉末を焼結した多孔質焼結層１４について、図４を参照して説明する。図４は、従来の裏金層１２上に組織がフェライト相とパーライト相とからなる炭素鋼（亜共析鋼）粉末を焼結した多孔質焼結層１４を形成した摺動部材２０を示す模式図である。焼結後の多孔質焼結層１４の組織は、フェライト相とパーライト相とからなり、多孔質焼結層１４の表面（炭素鋼の表面）と内部とにおいてフェライト相やパーライト相の割合に差はなく、また、組織中にはオーステナイト相が形成されない

図４に示すように、従来の裏金層１２上に組織がフェライト相とパーライト相とからなる炭素鋼（亜共析鋼）粉末を焼結した多孔質焼結層１４は、鋼相（炭素鋼粉末）どうしの接合が弱く、多孔質焼結層１４の強度が低くなる。これは、裏金層１２の表面に多孔質焼結層１４を形成するための焼結工程の加熱と焼結後の冷却による鋼相の組織変化（相変態）に起因する。詳しくは、裏金層１２の表面に粒状の鋼相（炭素鋼粉末）を散布した後、鋼相どうし、及び、鋼相と裏金層１２との間で焼結が起こる温度（例えば１０００℃）まで加熱したときの鋼相の組織は、完全にオーステナイト相になる。焼結工程においては、オーステナイト相からなる組織となっている鋼相どうしの表面が接合することで多孔質焼結層１４が形成される。鋼相は、焼結後の冷却工程で、Ａ３変態温度（例えば炭素成分の含有量が０．３質量％の亜共析鋼の場合には９００℃程度）になると、オーステナイト相の一部が、フェライト相への相変態を始め、さらに、Ａ１変態温度（７２７℃）以下になると、組織中に残存していたオーステナイト相がパーライト相への相変態（共析変態）を起こし、フェライト相とパーライト相とからなる組織となる。オーステナイト相と、フェライト相やパーライト相とは、結晶構造が異なるので、これら組織変化（相変態）したときに鋼相の体積変化が起こる。この体積変化により、オーステナイト相からなる組織となっていた鋼相の表面どうしが接する接触面でせん断が起こるか、あるいは、せん断が起こらなかったとしても残留応力が発生する。このため、従来の摺動部材２０は、多孔質焼結層１４の強度が低くなる。なお、過共析鋼粉末を用いて焼結した多孔質焼結層１４も、焼結工程において鋼相の組織がオーステナイト相からなる単相の組織となり、焼結後の冷却工程で鋼相（炭素鋼）の組織変化（相変態）が起こるため、亜共析鋼粉末を用いた場合と同じ理由で多孔質焼結層１４の強度が弱くなる。

本実施形態に係る摺動部材１において、鋼相６は、炭素成分の含有量が０．３〜１．３質量％の炭素鋼であるとともに、鋼相６の組織は、フェライト相９と、パーライト相１０と、オーステナイト相１１と、からなる、または、フェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａと、オーステナイト相１１と、からなり、Ｎｉ−Ｐ合金相７は、粒状の鋼相６どうし及び粒状の鋼相６と裏金層２とをつなぐバインダとして機能しており、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる粒状の鋼相６の表面には、粒状の鋼相６の中心部における組織中のオーステナイト相１１の割合に対してオーステナイト相１１の割合が２０％以上多くなっている高オーステナイト相部８が形成されていることで、多孔質焼結層４の強度が強くなる。詳しくは、焼結工程においてオーステナイト相１１からなる組織となっていた鋼相６の表面とＮｉ−Ｐ合金相７と接合するが、焼結後の冷却によっても、Ｎｉ−Ｐ合金相７は相変態（組織変化）することなく、一方、鋼相６の表面に高オーステナイト相部８としてオーステナイト相１１が残存しているので、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１とＮｉ−Ｐ合金相７との接合状態が分散し残存する。このため、本実施形態の摺動部材１は、多孔質焼結層４の強度が高くなる。

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、炭素成分を０．３〜１．３質量％含有する炭素鋼のアトマイズ粉末とＮｉ−Ｐ合金のアトマイズ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必要がある。また、Ｎｉ−Ｐ合金相７に、Ｂ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｕ等の選択成分を含有させる場合には、それら選択成分を含んだＮｉ−Ｐ合金のアトマイズ粉末と炭素鋼のアトマイズ粉末との混合粉を準備する必要がある。そして、室温で、準備した混合粉を裏金上に散布した後、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。なお、裏金（裏金層２）は、従来から一般的な炭素鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、Ｎｉ合金等の板や条を用いることができるが、これらに限定されないで他の組成の金属の裏金を用いてもよい。

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、炭素鋼（鋼相６）の粒どうしや、炭素鋼（鋼相６）の粒と裏金層２の表面との間で流動し、裏金層２の表面上に多孔質焼結層４の形成が開始される。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。

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、炭素鋼（鋼相６）の組織が完全にオーステナイト相１１となる温度（Ａ３変態点、Ａｃｍ変態点）以上で、完全に溶融する組成になされている。

炭素成分を０．３〜１．３質量％含有する炭素鋼の焼結前の組織は、フェライト相９とパーライト相１０とからなる組織、パーライト相１０からなる組織、あるいは、パーライト相１０とセメンタイト相とからなる組織であるが、焼結時の昇温過程で７２７℃（Ａ１変態点）になると、これら組織は、オーステナイト相１１への変態を始め、９００℃では完全にオーステナイト相１１からなる単相の組織となる。このオーステナイト相１１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、鋼相６の組織が完全にオーステナイト相１１となる温度（Ａ３変態点、Ａｃｍ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、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１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、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１へ拡散し、固溶されるのと同時に固相となるので、Ｎｉ原子は鋼相６の表面付近へ多く拡散する。焼結時の昇温過程での鋼相６の表面へのＮｉ原子の拡散により、鋼相６の表面付近の組織のオーステナイト相１１は、内部のオーステナイト相１１に比べて熱力学的に安定化すると考えられる。そして、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１中へのＮｉ成分の拡散、及び、オーステナイト相１１の安定化は、後述する冷却過程での鋼相６の高オーステナイト相部８の形成、及び、高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合が鋼相６の中心部における組織中のフェライト相９の割合よりも多くなることに関係している。

焼結後の冷却過程では、９００℃から７００℃に降温する間、鋼相６の組織がオーステナイト相１１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あるいは初析セメンタ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１１がパーライト相１０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１１とオーステナイト相１１の一部が相変態したフェライト相９またはセメンタ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、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１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１１が安定化し、冷却過程の７２７℃（Ａ１変態点）での共析変態が起き難くなるので、７００℃になったときでも鋼相６の表面付近の組織中にオーステナイト相１１を残留させることが容易になる。具体的な冷却方法の例としては、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１．１ＭＰａ以上）を吹付けて急速に冷却すればよい。また、鋼相６を７００℃から室温まで降温させる間は、鋼相６の組織中のオーステナイト相１１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が、室温まで冷却した後でも、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面付近の組織中には、粒状のオーステナイト相１１が分散し残存している。前記したように、焼結工程において、鋼相６のＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる表面のオーステナイト相１１に、Ｎｉ−Ｐ合金相７のＮｉ成分が拡散することで、表面付近のオーステナイト相１１が熱力学的に安定化し、室温まで冷却してもオーステナイト相１１の一部が残存した組織となると考えられる。

また、実施形態とは異なり、７００℃から室温まで降温させる間の冷却を急速にすることで、鋼相６の表面の組織中に残存するオーステナイト相１１の割合を多くできるが、この場合の組織は、マルテンサイト相またはベイナイト相等を主体とした組織となってしまい、鋼相６が硬く、さらに脆くなるので、円筒形状の軸受への成形加工を施す必要がある摺動部材１の多孔質焼結層４としては不適となる。

なお、焼結時の昇温過程で完全にオーステナイト相１１からなる単相の組織とした鋼相６を、冷却過程において本実施形態の鋼相６の組織に変態させるための冷却速度、冷却時間は、亜共析鋼や過共析鋼に関する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。

以上の機構により、鋼相６は、フェライト相９と、パーライト相１０と、オーステナイト相１１と、からなる組織、あるいは、フェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａと、オーステナイト相１１と、からなる組織となり、さらに、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面には、鋼相６の粒の内部における組織中のオーステナイト相１１の割合に対し、組織中のオーステナイト相１１の割合が２０％以上多くなっている高オーステナイト相部８が形成される。なお、鋼相６は、組織中にベイナイト相、ソルバイト相、トルースタイト相、マルテンサイト相等を少量（組織中の割合で３％以下）含んでいてもよい。

また、図２及び図３に示すように、鋼相６の高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合は、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合に対して２５％以上多くなっていると、鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７との接合がさらに強くなる。

鋼相６の高オーステナイト相部８は、組織中でパーライト相１０や、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａの割合が多いと、摺動部材１を軸受として用いた場合、局部的に多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７と鋼相６の高オーステナイト相部８との界面でのせん断が起こる場合がある。これは、鉄炭化物（Ｆｅ_３Ｃ）であるセメンタイト相及び、該セメンタイト相（Ｆｅ_３Ｃ）を含むパーライト相１０は、Ｎｉ−Ｐ合金相７に比べて熱膨張係数が小さいために、摺動部材１の使用により摺動層３の温度が高くなると、高オーステナイト相部８の表面におけるパーライト相１０や、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａと、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面では、熱膨張量の差によるせん断応力によって微小せん断部が形成される場合があるからである。これに対し、本実施形態では、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面の高オーステナイト相部８は、組織中のフェライト相９の割合が、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合に対して２５％以上多くなくなっていることで、鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７とのせん断が起き難くなっている。これは、フェライト相９は、Ｎｉ−Ｐ合金相７との熱膨張係数の違いが小さいからである。

高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合は、焼結工程においてＮｉ−Ｐ合金が、完全に液相状態となってから、冷却工程の初期の液相状態にあるＮｉ−Ｐ合金が、再度、固相となるまでの保持時間が関係し、この保持時間が長くなるほど鋼相６の表面付近でのＮｉ原子の拡散、及び、表面付近の組織中の炭素原子の内部側への拡散が促進されるので、高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合が多くなり、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合が少なくなる傾向にある。なお、本発明の摺動部材１は、ここで説明した構成に限定されないで、高オーステナイト相部８における組織中のフェライト相９の割合は、鋼相６の粒の中心部における組織中のフェライト相９の割合よりも多くなっていてもよく、また、同じであってもよい。

上記のように裏金層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、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００３８に記載した樹脂組成物を用いることができる。

また、本実施形態では、上記のように炭素鋼（鋼相６）の粉末とＮｉ−Ｐ合金の粉末との混合粉を用いたが、アトマイズ法等により製造したＦｅ−Ｎｉ−Ｐ系合金粉を用いた場合、あるいは、Ｎｉ粉末とＦｅ−Ｐ系合金粉末の混合粉を用いた場合、焼結時には、粉末組成のＮｉ、Ｐ成分の一部が液相化するのみで、液相の発生量が少なく、鋼相の表面へのＮｉ原子の拡散が殆ど起こらない。このため、鋼相の表面には、組織中にオーステナイト相を含む高オーステナイト相部が形成されない。また、この液相はＮｉ_３Ｐを主体とするので、焼結後のＮｉ−Ｐ合金相と鋼相との界面にＮｉ_３Ｐ相（金属間化合物）が介在するように形成される。このＮｉ_３Ｐ相は、硬質であるが脆く、多孔質焼結層におけるＮｉ−Ｐ合金相と鋼相との接合が非常に弱くなる。

１ 摺動部材
２ 裏金層
３ 摺動層
４ 多孔質焼結層
５ 樹脂組成物
６ 鋼相
７ Ｎｉ−Ｐ合金相
８ 高オーステナイト相部
９ フェライト相
１０ パーライト相
１０Ａ パーライト相とセメンタイト相との混合相
１１ オーステナイト相

Claims (10)

1. 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合金相と粒状の鋼相とからなり、
   前記Ｎｉ−Ｐ合金相は、前記粒状の鋼相どうし及び前記粒状の鋼相と前記裏金層とをつなぐバインダとして機能しており、
   前記粒状の鋼相は、炭素の含有量が０．３〜１．３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、オーステナイト相と、からなる、または、
   組織がフェライト相と、パーライト相とセメンタイト相との混合相と、オーステナイト相と、からなり、
   前記粒状の鋼相の表面には、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記オーステナイト相の体積割合を１００％としたときに前記オーステナイト相の体積割合が２０％以上多くなっている高オーステナイト相部が形成されていることを特徴とする摺動部材。
2. 前記粒状の鋼相の平均粒径は、４５〜１８０μｍであることを特徴とする請求項１記載の摺動部材。
3. 前記粒状の鋼相の表面には、前記Ｎｉ−Ｐ合金相のＮｉ成分が拡散していることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の摺動部材。
4. 前記高オーステナイト相部の厚さは、１〜３０μｍである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。
5. 前記高オーステナイト相部における組織中の前記オーステナイト相の割合は、０．０５〜３体積％であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の摺動部材。
6. 前記高オーステナイト相部における前記オーステナイト相の平均粒径は、０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の摺動部材。
7. 前記高オーステナイト相部における組織中の前記フェライト相の体積割合は、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記フェライト相の体積割合を１００％としたときに２５％以上多くなっていることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の摺動部材。
8. 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請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材。
9. 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請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材。
10. 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請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の摺動部材。