JP6466245B2

JP6466245B2 - 摺動部材

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Publication number: JP6466245B2
Application number: JP2015099124A
Authority: JP
Inventors: 岩田　英樹; 英樹岩田; 斉藤　康志; 康志斉藤
Original assignee: Daido Metal Co Ltd
Current assignee: Daido Metal Co Ltd
Priority date: 2015-05-14
Filing date: 2015-05-14
Publication date: 2019-02-06
Anticipated expiration: 2035-05-14
Also published as: JP2016216755A

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。

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。

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。

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％の炭素鋼であり、前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部には、組織がフェライト相とパーライト相とからなるオーステナイト非含有相部が形成されている一方、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オーステナイト含有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、前記オーステナイト含有相部には、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、前記オーステナイト含有相部の平均厚さは、１〜３０μｍであ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、前記オーステナイト含有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、前記オーステナイト含有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６に係る発明においては、請求項１乃至は請求項５のいずれかに記載の摺動部材において、前記オーステナイト含有相部における組織中の前記パーライト相の体積割合は、前記オーステナイト非含有相部における組織中の前記パーライト相の体積割合を１００％としたときに２５％以上少なくなってい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。

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。

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。

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％の炭素鋼であり、鋼裏金層の厚さ方向の中央部には、組織がフェライト相とパーライト相とからなるオーステナイト非含有相部が形成されている一方、摺動層との界面となる鋼裏金層の表面には、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オーステナイト含有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、摺動層と鋼裏金層のオーステナイト含有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。

鋼裏金層の表面にオーステナイト含有相部を形成した摺動部材の断面を示す模式図である。鋼裏金層の厚さ方向の中央部付近のオーステナイト非含有相部の組織を示す拡大図である。鋼裏金層の表面付近のオーステナイト含有相部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。

本実施形態に係る鋼裏金層２の表面にオーステナイト含有相部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の表面にオーステナイト含有相部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オーステナイト非含有相部２Ａの組織を示す拡大図であり、図３は、鋼裏金層２の表面付近のオーステナイト含有相部８の組織を示す拡大図である。なお、オーステナイト含有相部８に含有されるオーステナイト相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、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。

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）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。

鋼裏金層２の組織は、フェライト相９とパーライト相１０とオーステナイト相１１からなる。鋼裏金層２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（Ｆｅ_３Ｃ）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。また、鋼裏金層２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。

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（炭素成分の含有量が０．０５〜０．３質量％の亜共析鋼の場合には８４５〜９００℃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。亜共析鋼のオーステナイト相１１の単相組織は、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と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。

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）の中央部には、組織がフェライト相９とパーライト相１０とからなるオーステナイト非含有相部２Ａが形成されている。このオーステナイト非含有相部２Ａの組織は、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。なお、鋼裏金層２の組織は、オーステナイト含有相部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。

図３に示すように、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面付近には、組織がフェライト相９とパーライト相１０とオーステナイト相１１とからなるオーステナイト含有相部８が形成されており、鋼裏金層２の組織中の全てのオーステナイト相１１は、このオーステナイト含有相部８に含まれている。

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。

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、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面から厚さ方向の中央部付近までの間の複数個所（例えば３箇所）の組織を、厚さ方向に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の有無およびオーステナイト含有相部８の形成が確認できる。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−ＰｒｏＰｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて、オーステナイト含有相部８の平均厚さ、オーステナイト含有相部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。

上記したオーステナイト含有相部８の厚さは、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面から１〜５０μｍである。より好ましくは、オーステナイト含有相部８の厚さは、１〜３０μｍである。

また、摺動層３との界面となる鋼裏金層２のオーステナイト含有相部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のオーステナイト含有相部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）測定によりオーステナイト含有相部８に拡散したＮｉ成分が確認される。また、摺動層３との界面となるオーステナイト含有相部８の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。

オーステナイト含有相部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。図３に示すように、オーステナイト含有相部８における組織中のオーステナイト相１１は、厚さ方向の断面視において、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面に近いほど多くなっている。このことから、摺動層３との界面となる鋼裏金層２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、上記のオーステナイト含有相部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大きくなっていると考えられる。また、オーステナイト含有相部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、オーステナイト含有相部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、段落００２７では、オーステナイト含有相部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、オーステナイト含有相部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。

また、図２及び図３に示すように、鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０の割合は、鋼裏金層２のオーステナイト非含有相部２Ａにおける組織中のパーライト相１０の割合に対して２５％以上少なくなっていることが好ましい。

なお、鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０の割合及び鋼裏金層２のオーステナイト非含有相部２Ａにおける組織中のパーライト相１０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、オーステナイト非含有相部２Ａ及びオーステナイト含有相部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−ＰｒｏＰｌｕｓ（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の面積率を測定することで確認できる。なお、オーステナイト非含有相部２Ａにおけるパーライト相１０の面積率の観察部は、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部付近とするが、厳密な意味での鋼裏金層２の厚さ方向の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オーステナイト含有相部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３のオーステナイト含有相部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。

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。

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３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１１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１１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３の表面とをつなぐバインダとなり、鋼裏金層３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、多孔質焼結層４との界面となる鋼裏金層３の表面の冷却速度を速くすることで、オーステナイト含有相部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の表面にオーステナイト含有相部８が形成される速度で冷却することが容易となる。

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。

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。

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。

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。

次に、従来の摺動部材２０におけるＦｅ合金からなる多孔質焼結層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を参照して説明する。図４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２０を示す模式図である。

図４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２０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、鋼裏金層１２の表面と摺動層１３の多孔質焼結層１４との間の接合が弱い。

これは、鋼裏金層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裏金層１２の組織変化（相変態）に起因する。詳しくは、鋼裏金層１２の表面にＦｅ合金の粉末を散布した後、Ｆｅ合金の粉末どうし、及び、Ｆｅ合金粉末と鋼裏金層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裏金層１２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、多孔質焼結層１４は、オーステナイト相からなる組織となっている鋼裏金層１２の表面と接合する。鋼裏金層１２は、焼結後の冷却工程で、Ａ３変態温度（炭素成分の含有量が０．０５〜０．３質量％の亜共析鋼の場合には８４５〜９００℃）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）したときに鋼裏金層１２の体積変化が起こる。この体積変化により鋼裏金層１２の表面におけるオーステナイト相と接していた多孔質焼結層１４の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、鋼裏金層１２と摺動層１３の多孔質焼結層１４との接合が弱くなる。

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％の炭素鋼であり、鋼裏金層２の厚さ方向の中央部には、組織がフェライト相９とパーライト相１０とからなるオーステナイト非含有相部２Ａ（組織中のパーライト相９の割合が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）が形成されるが、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面には、組織がフェライト相９とパーライト相１０とオーステナイト相１１とからなるオーステナイト含有相部８が形成されることで、鋼裏金層２と摺動層３の多孔質焼結層４との接合が強くなる。詳しくは、焼結工程において、多孔質焼結層４は、オーステナイト相１１からなる組織となっている鋼裏金層２の表面と接合するが、焼結後の冷却によっても、鋼裏金層２の表面にオーステナイト含有相部８としてオーステナイト相１１が残存しているので、鋼裏金層２の表面におけるオーステナイト相１１と多孔質焼結層４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、鋼裏金層２と摺動層３の多孔質焼結層４との接合が強くなる。

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、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必要がある。そして、室温で、準備した混合粉を炭素成分の含有量が０．０５〜０．３質量％の亜共析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。

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。

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１１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。

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１１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、鋼裏金層２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）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、鋼裏金層２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原子が鋼裏金層２の極表面付近へ多く拡散する。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、鋼裏金層２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裏金層２の表面へのオーステナイト含有相部８の形成、及び、オーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０の割合に関係している。

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１１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１１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１１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。

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１．１ＭＰａ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、鋼裏金層２の多孔質焼結層４との界面となる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、焼結工程においては、多孔質焼結層４との界面となる鋼裏金層２の表面のオーステナイト相１１に、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７のＮｉ成分が拡散することで、鋼裏金層２の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。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、及び、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、及び、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。

また、本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、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、鋼裏金層２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の鋼裏金層２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。

以上の機構により、鋼裏金層２の内部には、フェライト相９とパーライト相１０とからなるオーステナイト非含有相部２Ａ（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）が形成される。一方、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面には、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とからなる組織であるオーステナイト含有相部８が形成される。なお、オーステナイト含有相部８は、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、セメンタイト相を少量（組織中の割合で３％以下）含んでいてもよい。

また、オーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相９の割合は、オーステナイト非含有相部２Ａにおける組織中のパーライト相１０の割合に対して２５％以上少なくなっていると、鋼裏金層２と摺動層３との接合がさらに強くなる。

図１に示す摺動部材１は、鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８の表面の全面が、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７により覆われるようになっているが、図１に示した摺動部材１とは異なり、摺動層３の樹脂組成物５は、鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８の表面と接合するようにしてもよい。このとき、摺動層３との界面となる鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８の表面において、組織中のパーライト相１０の割合が多いと、摺動部材１を軸受として用いた場合、局部的に摺動層１の樹脂組成物５と鋼裏金層２との界面でせん断が起こる場合がある。これは、摺動部材１が使用される温度が上昇すると、鋼裏金層２よりも摺動層３の樹脂組成物５の熱膨張量が大きいので、摺動層３の樹脂組成物５と鋼裏金層２との界面でせん断応力が発生するためである。

具体的には、鋼裏金層２のオーステナイト含有相部８におけるフェライト相９やオーステナイト相１１と、パーライト相１０とでは熱膨張係数が異なり、パーライト相１０は鉄炭化物であるセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）を含むために、フェライト相９やオーステナイト相１１よりも熱膨張係数が小さい。このため、摺動層３の樹脂組成物５とオーステナイト含有相部８の表面のパーライト相１０との界面では、熱膨張量の差が大きく、その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。

これに対し、本実施形態では、摺動層３との界面となる鋼裏金層２の表面のオーステナイト含有相部８は、組織中のパーライト相１０の割合が、鋼裏金層２の内部のオーステナイト非含有相部２Ａにおける組織中のパーライト相１０の割合に対して２５％以上少なくなっていることで、摺動層３と鋼裏金層２とのせん断が起き難くなっている。

オーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０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裏金層２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、オーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０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、オーステナイト含有相部８における組織中のパーライト相１０の割合は、オーステナイト非含有相部２Ａにおける組織中のパーライト相１０の割合よりも多くなってもよく、また、同じであってもよい。

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。

また、本実施形態では、上記のようにＦｅまたはＦｅ合金の粉末と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系合金粉末と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、鋼裏金層の表面へのＮｉ原子の拡散が殆ど起こらない。このため、鋼裏金層の表面には、組織中にオーステナイト相を含むオーステナイト含有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、焼結後の多孔質焼結層と鋼裏金層との界面に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、多孔質焼結層と鋼裏金層との接合が非常に弱くなる。

１摺動部材
２鋼裏金層
２Ａオーステナイト非含有相部
３摺動層
４多孔質焼結層
５樹脂組成物
６ＦｅまたはＦｅ合金相
７Ｎｉ−Ｐ合金相
８オーステナイト含有相部
９フェライト相
１０パーライト相
１１オーステナイト相

Claims

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％の炭素鋼であり、
前記鋼裏金層の厚さ方向の中央部には、組織がフェライト相とパーライト相とからなるオーステナイト非含有相部が形成されている一方、
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オーステナイト含有相部が形成されていることを特徴とする摺動部材。
前記オーステナイト含有相部には、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記載の摺動部材。
前記オーステナイト含有相部の平均厚さは、１〜３０μｍであ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。
前記オーステナイト含有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３のいずれかに記載の摺動部材。
前記オーステナイト含有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４のいずれかに記載の摺動部材。
前記オーステナイト含有相部における組織中の前記パーライト相の体積割合は、前記オーステナイト非含有相部における組織中の前記パーライト相の体積割合を１００％としたときに２５％以上少なくなってい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。
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６のいずれかに記載の摺動部材。
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６のいずれかに記載の摺動部材。
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８のいずれかに記載の摺動部材。