JP6258121B2 - 摺動部材 - Google Patents
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Description
本発明は、耐食性が高く、且つ、摺動層の樹脂組成物と多孔質焼結層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）。
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、摺動層の樹脂組成物と多孔質焼結層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、摺動層の樹脂組成物と多孔質焼結層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、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、または、フェライト相とパーライト相とセメンタイト相とからなり、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、前記樹脂組成物または前記Ｎｉ−Ｐ合金相との界面となる前記粒状の鋼相の表面には、前記粒状の鋼相の組織が前記フェライト相とパーライト相とからなる場合、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記パーライト相に対して前記パーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部が形成されている一方、前記粒状の鋼相の組織が前記フェライト相とパーライト相とセメンタイト相とからなる場合、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記パーライト相とセメンタイト相との混合相に対して前記パーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低パーラ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、前記低パーライト相部には、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、前記低パーライト相部の厚さは、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、前記低パーライト相部の表面における前記パーライト相の面積率は、０〜１０％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７に係る発明においては、請求項１乃至請求項５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、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、または、フェライト相とパーライト相とセメンタイト相とからなるが、炭素の含有量が０．３質量％未満の炭素鋼を用いる場合には、多孔質焼結層の強度が低く、摺動部材の強度が不十分となる。一方、炭素の含有量が１．３質量％を超える炭素鋼を用いる場合には、鋼相の低パーライト相部におけるパーライト相の割合が多くなってしまう。さらに、摺動層の樹脂組成物またはＮｉ−Ｐ合金相との界面となる粒状の鋼相の表面には、粒状の鋼相の組織がフェライト相とパーライト相とからなる場合、粒状の鋼相の中心部における組織中のパーライト相に対してパーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部が形成されている一方、粒状の鋼相の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からなる場合、粒状の鋼相の中心部における組織中のパーライト相とセメンタイト相との混合相に対してパーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部が形成されていることで、摺動層の樹脂組成物と粒状の鋼相の低パーライト相部との界面での熱膨張量の差が小さく、その界面でのせん断が起き難くなり、摺動層の樹脂組成物と粒状の鋼相との接合を強くすることができ、同時に、Ｎｉ−Ｐ合金相と低パーライト相部との界面でのせん断が起き難くなり、多孔質焼結層の強度を高めることができる。なお、粒状の鋼相の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からなる場合でも、低パーライト相部の組織は、フェライト相とパーライト相とからなり、セメンタイト相（パーライト相を構成するセメンタイトは除く）は含まれていない。また、粒状の鋼相の組織がフェライト相とパーライト相とからなる場合、低パーライト相部の組織は、フェライト相の単相となる場合がある。
また、請求項２に係る発明のように、粒状の鋼相の平均粒径は、４５〜１８０μｍとすることで、多孔質焼結層には、樹脂組成物を含浸させるために好適な空孔が形成される。粒状の鋼相の平均粒径が４５μｍ未満であると、多孔質焼結層に形成される各空孔部のサイズが小さくなり、樹脂組成物を含浸させ難くなる。一方、粒状の鋼相の平均粒径が１８０μｍを超えると、粒状の鋼相の表面の一部に、低パーライト相部が形成されない場合がある。
また、請求項３に係る発明のように、低パーライト相部には、Ｎｉ−Ｐ合金相のＮｉ成分が拡散していることで、摺動層の樹脂組成物あるいはＮｉ−Ｐ合金相との接合を強くすることができる。
また、請求項４に係る発明のように、低パーライト相部の厚さは、１〜３０μｍの範囲とする。低パーライト相部の厚さが３０μｍ以下であれば、粒状の鋼相の強度に影響しない。一方、低パーライト相部の厚さが１μｍ未満であると、粒状の鋼相の表面の一部に、低パーライト相部が形成されない場合がある。
また、請求項５に係る発明のように、低パーライト相部の表面におけるパーライト相の面積率は、０〜１０％とする。低パーライト相部の表面におけるパーライト相の面積率は、１０％以下であると、摺動層の樹脂組成物あるいはＮｉ−Ｐ合金相と粒状の鋼相との接合強度を高める効果が高くなる。
また、請求項６に係る発明のように、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で、Ｎｉ−Ｐ合金の融点が低くなる組成範囲とすることができる。なお、Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、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。裏金層上に多孔質焼結層を焼結するときの昇温過程では、多孔質焼結層のＮｉ−Ｐ合金相成分の全てを液相化させて、Ｎｉ成分を粒状の鋼相の表面に拡散させる。このＮｉ成分の粒状の鋼相の表面への拡散は、粒状の鋼相の表面への低パーライト相部の形成に関係している。Ｎｉ−Ｐ合金相の組成において、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成分が粒状の鋼相の表面に拡散し難くなり、粒状の鋼相の表面に低パーライト相部が形成され難くなる。
また、請求項７に係る発明のように、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とすることができる。Ｐの含有量の範囲は、前記した通りであるが、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ら選択される１種以上を含有させて、Ｎｉ−Ｐ合金相の強度を調整してもよい。このようにＮｉ−Ｐ合金相は、これらの選択成分を含有しても、粒状の鋼相の表面への低パーライト相部の形成には影響しない。なお、選択成分の中でＣｕ成分をＮｉ−Ｐ合金相に含有させる場合、Ｎｉ−Ｐ合金相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％以下とする必要がある。
また、請求項８に係る発明のように、多孔質焼結層におけるＮｉ−Ｐ合金相の割合は、多孔質焼結層の１００質量部に対してＮｉ−Ｐ合金相を５〜４０質量部とする。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の表面とをつなぐバインダとして機能している。Ｎｉ−Ｐ合金相の割合が５質量部未満であると、多孔質焼結層の強度や、多孔質焼結層と裏金層との接合が不十分となる。一方、Ｎｉ−Ｐ合金相の割合が４０質量部を超えると、焼結時、空孔となるべき部分がＮｉ−Ｐ合金の液相で充填されてしまうので、多孔質焼結層の空孔率が小さくなりすぎる。
本実施形態に係る摺動部材１について、図１乃至図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。
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、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るが、全ての鋼相６の粒がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われていてもよい。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。
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の表面への低パーライト相部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の表面に低パーライト相部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、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。
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、低パーライト相部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質量％〜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。このような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、または、フェライト相９とパーライト相１０とセメンタイト相とからなるが、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。
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。図２に示すように、樹脂組成物５は、多孔質焼結層４の粒状の鋼相６の表面、あるいは、Ｎｉ−Ｐ合金相７の表面と接している。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。
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とからなる。鋼相６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（Ｆｅ３Ｃ）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。そして、図２に示すように、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パーライト相１０に対してパーライト相１０の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部８が形成される。この低パーライト相部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フェライト相６の結晶を主体として形成される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、粒の表面に低パーライ相部８が形成されていないことは許容される。
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、複数個（例えば５個）の鋼相６の粒の中心部付近、及び、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の表面付近をそれぞれ倍率１０００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、鋼相６の粒の中心部における組織中のパーライト相１０に対して、鋼相６の粒の表面付近における組織中のパーライト相１０の割合（面析率）が５０％以上少なくなっていることで、鋼相６の粒の表面に低パーライト相部８が形成されていることが確認できる。なお、鋼相６の粒の中心部付近におけるパーライト相１０の面積率の観察部は、厳密な意味での鋼相６の粒の中心部位置でなくてもよい。これは、鋼相６のの中心部位置から低パーライト相部８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。
上記した低パーライト相部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、低パーライト相部８の厚さは、１〜１０μｍとすることが好ましい。また、低パーライト相部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。低パーライト相部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、低パーライト相部８の厚さが１μｍ未満であると、鋼相６の表面の一部に、低パーライト相部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の低パーライト相部８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。このＮｉ成分は、低パーライト相部８の表面付近のフェライト相９に固溶した形態で低パーライト相部８に含まれている。多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７から鋼相６の低パーライト相部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）測定により低パーライト相部８に拡散したＮｉ成分が確認される。また、低パーライト相部８中のＮｉ成分は、フェライト相９に固溶された形態で存在しており、樹脂組成物５あるいはＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる低パーライト相部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。なお、低パーライト相部８には、Ｎｉ３Ｐ（金属間化合物）の相が形成されていない。
また、鋼相６の低パーライト相部８の表面は、Ｎｉ成分の拡散により、特にパーライト相１０が少なくなっている。低パーライト相部８の表面におけるパーライト相１０の面積率は、摺動層３の樹脂組成物５あるいはＮｉ―Ｐ合金相７と鋼相６の低パーライト相部８との接合強度を高めるため、０〜１０％とすることが好ましい。なお、鋼相６の表面におけるパーライト相１０の面積率は、直接、測定はできないが、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、複数個（例えば５個）の鋼相６の粒を倍率１０００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、鋼相６の輪郭線の全長に対するパーライト相１０による輪郭線の長さの割合（鋼相６の外周である輪郭線のうちパーライト相１０に相当する部分の長さの割合）を測定することにより確認できる。
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％を超える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１０とセメンタイト相とからなり、鋼相６の粒の表面付近にはフェライト相９とパーライト相１０とからなる低パーライト相部８が形成され、鋼相６の粒の中心部の組織が少量のフェライト相９、及びパーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａになる場合がある。この場合には、鋼相６の粒の中心部における組織中のパーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａに対して、鋼相６の粒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％以上少なくなっていることで、鋼相６の表面に低パーライト相部８が形成されていることが確認できる。また、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａは、ベイナイト相、ソルバイト相、トールースタイト相を含んでいてもよい。
次に、従来の摺動部材１１における摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４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１１を示す模式図である。焼結後の多孔質焼結層１４の組織は、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、表面においてもパーライト相が多く形成されている。
摺動層１３の樹脂組成物１５との界面となる多孔質焼結層１４の表面（炭素鋼の表面）において、パーライト相が多いと、摺動層１３の樹脂組成物１５との接合が弱くなる。図４に示すように、そのような多孔質焼結層１４を摺動部材１１として用いた場合、局部的に摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４との界面でせん断が起こる場合がある。これは、摺動部材１１が使用される温度が上昇すると、多孔質焼結層１４よりも摺動層１３の樹脂組成物１５の熱膨張量が大きいので、摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４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、多孔質焼結層１４におけるフェライト相とパーライト相とでは熱膨張係数が異なり、パーライト相は鉄炭化物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）を含むために、フェライト相よりも熱膨張係数が小さい。このため、摺動部材１１の温度が上昇したとき、摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４との熱膨張量の差によるせん断力は、界面において不均一となる。そして、摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４のパーライト相との界面では、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。また、多孔質焼結層１４の表面におけるパーライト相の面積が多いほど、微小せん断が起こる面積が増加し、摺動層１３の樹脂組成物１５と多孔質焼結層１４のフェライト相との界面にも、このせん断が伝播すると考えられる。これに対し、本実施形態では、摺動層３の樹脂組成物５との界面となる多孔質焼結層４の鋼相６の表面において、鋼相６の粒の内部に対してパーライト相１０の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部８が形成されることで、そのような摺動層３の樹脂組成物５と多孔質焼結層６との界面でのせん断が起き難くなっている。また、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面において、鋼相６の粒の内部に対してパーライト相１０の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部８が形成されることで、フェライト相９とパーライト相１０との熱膨張係数の違いに起因したＮｉ―Ｐ合金相７と鋼相６との界面でのせん断が起き難くなっている。
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、裏金層は、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。
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、オーステナイト相への変態を始め、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、鋼相６の組織が完全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、鋼相６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、Ｎｉ原子の拡散は、鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７との接触部のみで起こるのではなく、Ｎｉ原子は、この接触部から鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７とが直接、接触しない部分である鋼相６の表面（摺動層３の樹脂組成物５と接することになる鋼相６の表面）へも拡散する。
焼結時、Ｎｉ−Ｐ合金が完全に液相状態となり、且つ、鋼相６が完全オーステナイト組織の状態となることが組み合わさって、鋼相６の表面にＮｉ原子が拡散する。このＮｉ原子は、オーステナイト相に固溶される結果、オーステナイト相のＦｅ原子間の隙間に固溶されていた炭素原子が、鋼相６の内部側（粒の中心部側）へ追い出されるように拡散する。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原子が鋼相６の極表面付近にしか拡散しない。
焼結後の冷却過程で７２７℃（Ａ１変態点）以下になると、鋼相６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、フェライト相９とパーライト相１０とセメンタイト相とからなる組織となる。以上の機構により、鋼相６の粒の中心部付近では、炭素成分の含有量によって決まる通常のフェライト相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、フェライト相９とパーライト相１０とセメンタイト相とからなる組織（フェライト相９、及びパーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａからなる組織）となり、鋼相６の表面付近には、その中心部での組織中のパーライト相１０（中心部がパーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａからなる組織の場合には、その組織中のパーライト相とセメンタイト相との混合相１０Ａ）に対してパーライト相１０の割合が少なくなっている組織（鋼相６の極表面は、ほぼフェライト相９からなる組織）である低パーライト相部８が形成されると推定される。なお、Ｎｉ成分は、低パーライト相部８の表面付近のフェライト相９に固溶された状態で鋼相６に含まれている。
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００３２に記載した樹脂組成物を用いることができる。
なお、本実施形態の鋼相６には、アトマイズ法によって製造された粒状の炭素鋼の粉末を素材として用いることが望ましい。炭素鋼のアトマイズ粉末は、結晶組織に歪（原子空孔）が導入されている。この歪は、炭素鋼の結晶組織で本来、Ｆｅ原子が存在すべき部位にＦｅ原子が存在しない原子レベルの隙間が形成されている欠陥部である。焼結時の昇温過程で鋼相６（炭素鋼）における結晶の歪は、徐々に鋼相６の表面側へ移動して消滅するが、この歪と置き換わるようにＮｉ―Ｐ合金相７のＮｉ原子が、鋼相６の表面側の結晶中で歪があった部位へ拡散するようになる。一方、塊状の鋳鋼を機械粉砕した粉砕粉を用いた場合、粉砕粉は、アトマイズ粉末よりも結晶の歪が非常に少ないので、鋼相６の表面へのＮｉ原子の拡散が起こり難い。
また、本実施形態では、上記のように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用いたが、鋼相とＮｉ―Ｐ合金相との成分を予め合金化したＦｅ−Ｎｉ−Ｐ−Ｃ系合金のアトマイズ粉を用いた場合、多孔質焼結層はＦｅ−Ｎｉ合金相の素地に、遊離セメンタイト相（Ｆｅ３Ｃ）やＦｅ−Ｐ化合物相（Ｆｅ２Ｐ，Ｆｅ３Ｐ）やＮｉ―Ｐ化合物相（Ｎｉ３Ｐ）が混在した組織となり、多孔質焼結層の強度が低くなる。また、Ｎｉ粉末とＦｅ−Ｐ−Ｃ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、パーライト相の割合が減少した低パーライト相部が形成されない。また、この液相はＮｉ３Ｐを主体とするので、焼結後のＮｉ相と鋼相との界面にＮｉ３Ｐ相（金属間化合物）が介在するように形成される。このＮｉ３Ｐ相は、硬質であるが脆く、多孔質焼結層の強度が低くなる。
また、本実施形態における多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７の組成としてＢ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｕ等の選択成分を含有させる場合、前述したように、これら選択成分を含む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し、裏金上で焼結する。この実施形態とは異なり、混合粉にＢ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｕ等の選択成分の単独の粉末、あるいは、これら選択成分どうしの合金の粉末の形態で含有させる場合、焼結後の多孔質焼結層４の粒状の鋼相６どうし、あるいは、鋼相６と裏金とを接合するバインダ部は、Ｎｉ−Ｐ合金相と、選択成分からなる相と、Ｎｉ−Ｐ合金相と選択成分の相との間に形成される反応相と、によって構成されるようになり、多孔質焼結層の強度が低くなる。特に、Ｓｎ成分は、前記混合粉に純Ｓｎ粉末、あるいは、Ｓｎ基合金の形態で含ませることは避けるべきである。純Ｓｎ、Ｓｎ基合金は融点が低く、焼結時の昇温過程における極初期の２３２℃程度で液相となるが、液相となったＳｎ原子と鋼相の表面のＦｅ原子とが反応し、Ｎｉ−Ｐ合金相と鋼相との界面にＦｅ２Ｓｎ相やＦｅ３Ｓｎ相（金属間化合物）が介在するように形成され、鋼相の表面には低パーライト相部が形成されなくなる。さらに、このＦｅ２Ｓｎ相やＦｅ３Ｓｎ相は、硬質であるが脆く、Ｎｉ−Ｐ合金相と鋼相との接合が非常に弱くなる。
また、本実施形態では、多孔質焼結層４の鋼相６の表面に低パーライト相部８を形成しているが、予め、表面にＦｅめっき層やＮｉめっき層を形成した炭素鋼粉末を用いる場合には、摺動部材が高価となる。本実施形態は、このような炭素鋼粉末の表面へのめっき層の形成工程を省略し、多孔質焼結層４の焼結工程にて同時に鋼相６の低パーライト相部８の形成を行うので、摺動部材１を安価に製造することができる。
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 低パーライト相部
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
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 低パーライト相部
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
Claims (8)
- 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、または、フェライト相とパーライト相とセメンタイト相とからなり、
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、
前記樹脂組成物または前記Ｎｉ−Ｐ合金相との界面となる前記粒状の鋼相の表面には、
前記粒状の鋼相の組織が前記フェライト相とパーライト相とからなる場合、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記パーライト相に対して前記パーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低パーライト相部が形成されている一方、
前記粒状の鋼相の組織が前記フェライト相とパーライト相とセメンタイト相とからなる場合、前記粒状の鋼相の中心部における組織中の前記パーライト相とセメンタイト相との混合相に対して前記パーライト相の割合が５０％以上少なくなっている低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。 - 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。
- 前記低パーライト相部には、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又は請求項２記載の摺動部材。
- 前記低パーライト相部の厚さは、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。
- 前記低パーライト相部の表面における前記パーライト相の面積率は、０〜１０％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、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５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７のいずれかに記載の摺動部材。
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