JP6466246B2 - Sliding member - Google Patents
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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。 The present invention relates to a sliding member having high corrosion resistance and high strength of a porous sintered layer in the sliding layer.
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。 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. Moreover, without providing a copper plating layer as in Patent Documents 4 to 6 on the surface of the steel backing metal, simply spraying and sintering carbon steel powder on the surface of the steel backing metal to form a porous sintered layer, It was found that the sliding material obtained by impregnating and coating the porous sintered layer with the resin composition has weak bonding between the carbon steel powders, and the strength of the porous sintered layer is insufficient.
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。 The present invention has been made in view of the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a sliding member having high corrosion resistance and high strength of the porous sintered layer in the sliding layer. .
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。 In order to achieve the above object, in the invention according to claim 1, in the sliding member in which the sliding layer comprising the porous sintered layer and the resin composition is provided on the back metal layer, the porous firing is performed. The bonding layer is composed of a Ni-P alloy phase and a granular steel phase, and the Ni-P alloy phase functions as a binder that connects the granular steel phases and the granular steel phase with the backing metal layer. The granular steel phase is carbon steel having a carbon content of 0.3 to 1.3% by mass, and the structure is composed of a ferrite phase, a pearlite phase, and an austenite phase, or the structure Is composed of a ferrite phase, a mixed phase of a pearlite phase and a cementite phase, and an austenite phase, and the volume of the austenite phase in the structure in the center of the granular steel phase is formed on the surface of the granular steel phase. the ratio was 100% The volume ratio of the austenite phase, characterized in that the high-austenitic phase portion which is much more than 20% is formed on.
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。 In the invention which concerns on Claim 2, the average particle diameter of the said granular steel phase is 45-180 micrometers in the sliding member of Claim 1, It is characterized by the above-mentioned.
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。 In the invention according to claim 3, in the sliding member according to claim 1 or 2, the Ni component of the Ni-P alloy phase is diffused on the surface of the granular steel phase. And
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。 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 austenite phase portion has a thickness of 1 to 30 μm.
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。 In the invention which concerns on Claim 5, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 4, the ratio of the said austenite phase in the structure | tissue in the said high austenite phase part is 0.05-10 volume%. It is characterized by being.
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。 In the invention which concerns on Claim 6, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 5, the average particle diameter of the said austenite phase in the said high austenite phase part is 0.5-5 micrometers. Features.
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。 In the invention which concerns on Claim 7, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 6, the volume ratio of the said ferrite phase in the structure | tissue in the said high austenite phase part is the said granular steel phase. When the volume ratio of the ferrite phase in the structure in the central part of the steel is 100%, it is increased by 25% or more.
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。 In the invention which concerns on Claim 8, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 7, 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。 In the invention which concerns on Claim 9, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 7, 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 balance Ni and unavoidable impurities.
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。 In the invention which concerns on Claim 10, in the sliding member in any one of Claim 1 thru | or 9, 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。 In the invention which concerns on Claim 1, the porous sintered layer which comprises a sliding layer consists of a Ni-P alloy phase and a granular steel 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 for connecting the granular steel phases and the granular steel phase to the back metal layer. The granular steel phase is carbon steel having a carbon content of 0.3 to 1.3% by mass, and the structure is composed of a ferrite phase, a pearlite phase, and an austenite phase, or the structure is It consists of a ferrite phase, a mixed phase of a pearlite phase and a cementite phase, and an austenite phase. On the surface of the granular steel phase, the volume fraction of the austenite phase in the structure at the center of the granular steel phase is 100%. As a result, a high austenite phase portion in which the volume ratio of the austenite phase is increased by 20% or more is formed. For this reason, the sliding member of the present invention has an interface between the Ni-P alloy phase of the porous sintered layer and the surface of the granular steel phase when an external force is applied to the sliding member due to the operation of the bearing device and is elastically deformed. It is difficult for shearing to occur, and the strength of the porous sintered layer can be increased.
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。 A sliding member 1 according to this embodiment will be described with reference to FIGS. 1 and 2. 1 shows a sliding member 1 in which a sliding layer 3 composed of a porous sintered layer 4 composed of a Ni—P alloy phase 7 and a granular steel phase 6 and a resin composition 5 is formed on the surface of a backing metal layer 2. It is a schematic diagram which shows the cross section. FIG. 2 is an enlarged view showing the structure of the granular steel phase 6. In FIG. 2, the austenite phase 11 in the structure of the granular steel phase 6 is exaggerated for easy understanding.
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。 As shown in FIG. 1, the sliding member 1 includes a backing metal layer 2 and a sliding layer 3, and the sliding layer 3 includes a porous sintered layer 4 formed on the backing metal layer 2 and the porous firing layer. And a resin composition 5 impregnated and coated on the surface of the pores of the binder layer. The porous sintered layer 4 includes a granular steel phase 6 and a Ni—P alloy phase 7. The Ni—P alloy phase 7 is a binder that connects the grains of the steel phase 6 or the grains of the steel phase 6 and the surface of the back metal layer 2. Further, as shown in FIG. 1, the grains of the steel phase 6, or the grains of the steel phase 6 and the surface of the back metal layer 2 are joined via a Ni—P alloy phase 7. The grains of the steel phase 6 or the grains of the steel phase 6 and the surface of the back metal layer 2 may be formed with a portion that is directly contacted or joined by sintering. Moreover, although the surface of all the grains of the steel phase 6 is covered with the Ni—P alloy phase 7, a part of the surface of each grain of the steel phase 6 is covered with the Ni—P alloy phase 7. The part which does not exist may be formed. 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%.
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。 The granular steel phase 6 in the porous sintered layer 4 may have an average particle diameter of 45 to 180 μm. By using the steel phase 6 having such an average particle diameter, pores suitable for impregnating the resin composition 5 are formed in the porous sintered layer 4. When the average particle size of the steel phase 6 is less than 45 μm, the size of each hole formed in the porous sintered layer 4 becomes small, and it becomes difficult to impregnate the resin composition 5. On the other hand, when the average particle diameter of the steel phase 6 exceeds 180 μm, the high austenite phase portion 8 may not be formed on a part of the surface of the steel phase 6.
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。 Moreover, the composition of the granular steel phase 6 is a carbon steel containing 0.3 to 1.3% by mass of a carbon component, and is generally a granular hypoeutectoid steel, eutectoid steel, hypercoagulated by an atomization method. It is possible to use deposited steel. When carbon steel having a carbon component content of less than 0.3% by mass is used as the steel phase 6, the strength of the porous sintered layer 4 is low and the strength of the sliding member 1 is insufficient. On the other hand, when carbon steel having a carbon component content exceeding 1.3 mass% is used, a granular cementite phase in the structure of the steel phase 6 (cementite phase other than the layered cementite phase constituting the pearlite phase 10). May increase, and the porous sintered layer 4 may become brittle. By using carbon steel containing 0.3 to 1.3% by mass of such a carbon component, the corrosion resistance against organic acids and sulfur components is superior to using conventional copper alloys. In addition, the composition of the granular steel phase 6 contains the carbon component, and further 1.3 wt% or less of Si, 1.3 wt% or less of Mn, 0.05 wt% or less of P, 0.05 The composition may contain any one or more of S of less than or equal to mass% and consist of the remaining Fe and inevitable impurities. The structure of the steel phase 6 is composed of a ferrite phase 9, a pearlite phase 10, and an austenite phase 11, or a ferrite phase 9, a mixed phase 10A of a pearlite phase and a cementite phase, and an austenite phase 11 However, it is allowed to contain fine precipitates (precipitate phases that cannot be detected even when the structure is observed at 1000 times using a scanning electron microscope). In addition, the granular steel phase 6 may have a reaction phase with a component of the Ni—P alloy phase 7 formed on the surface thereof (the surface serving as an interface with the Ni—P alloy phase 7). And since the porous sintered layer 4 is comprised from such a granular steel phase 6 and the Ni-P alloy phase 7, it is excellent in the corrosion resistance with respect to an organic acid or a sulfur component.
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。 As the steel phase 6, a hypoeutectoid carbon steel having a carbon component content of 0.3 mass% or more and less than 0.8 mass% or a eutectoid carbon steel having a carbon component content of 0.8 mass% is used. 2, the structure of the steel phase 6 is composed of a ferrite phase 9, a pearlite phase 10, and an austenite phase 11. And the ratio of the austenite phase 11 is 20% or more with respect to the ratio of the austenite phase 11 in the structure | tissue in the center part of the grain of the steel phase 6 on the surface of the steel phase 6 used as the interface with the Ni-P alloy phase 7. A high austenite phase portion 8 which is not much is formed. The high austenite phase portion 8 is a substantially annular layer portion adjacent to the surface of the grain of the steel phase 6 in the cross-sectional structure of the grain of the steel phase 6 shown in FIG. In addition, among the granular steel phases 6 constituting the porous sintered layer 4, the number of the steel phases 6 is 20% or less in terms of the number of grains (or 20% by volume or less based on the total volume of the steel phases 6). It is allowed that the austenite phase 11 is not formed in the structure. Further, the steel phase 6 may contain a small amount of bainite phase, sorbite phase, troostite phase, martensite phase, etc. in the structure (3% or less in the structure).
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（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。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。 The ferrite phase 9 in the steel phase 6 has a face-centered cubic structure in the crystal structure, and has a maximum carbon component content of 0.02% by mass and a composition close to pure iron. On the other hand, the pearlite phase 10 in the steel phase 6 is a lamellar structure phase in which a ferrite phase and a cementite phase (Fe 3 C) that is an iron carbide are alternately formed in a thin plate shape. The pearlite phase 10 has a larger amount of carbon component than the ferrite phase 9. The austenite phase 11 in the steel phase 6 is a phase having a body-centered cubic structure and a maximum carbon component content of 2.14%.
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。 The structure of the steel phase 6 of the sliding member 1 of the present invention is different from the structure of ordinary carbon steel. Ordinary hypoeutectoid steel has a structure composed of a ferrite phase 9 and a pearlite phase 10 at low temperatures. However, the A3 transformation temperature varies depending on the carbon component content. For example, the carbon component content is 0.3% by mass. In the case of hypoeutectoid steel, when heated to a temperature exceeding about 900 ° C.), the structure becomes a single phase composed of austenite phase 11. When the single phase structure of the austenite phase 11 is cooled to a temperature lower than the A3 transformation temperature, first, a part of the austenite phase 11 starts to undergo phase transformation (A3 transformation) into the ferrite phase 9, and the A1 transformation Up to the temperature (727 ° C.), the structure is composed of the austenite phase 11 and the ferrite phase 9. Further, when the A1 transformation temperature (727 ° C.) is reached, the austenite phase 11 remaining in the structure undergoes a phase transformation (eutectoid transformation) into the pearlite phase 10. Therefore, ordinary hypoeutectoid steel has a structure composed of ferrite phase 9 and pearlite phase 10. Ordinary eutectoid steel (carbon steel having a carbon component content of 0.8 mass%) has a single-phase structure composed of pearlite phase 10.
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。
In the present embodiment, in a cross-sectional structure cut in a direction parallel to the thickness direction of the sliding member 1 using a combination of a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and a crystal orientation image analyzer (EBSD), Between the vicinity of the center of a plurality of (for example, five) steel phase 6 grains and the surface of the steel phase 6 serving as an interface with the resin composition 5 or Ni-P alloy phase 7 of the sliding layer 3 The presence or absence of the austenite phase 11 in the structure can be confirmed by moving the observation part and performing phase analysis. Furthermore, the phase distribution image obtained by the phase analysis is obtained using a general image analysis method (analysis software: Image-Pro Plus (Version 4.5); manufactured by Planetron Co., Ltd.). whether the formation of the austenite phase portion 8, the average thickness of the high austenite phase portion 8, the area ratio of the austenite phase 11 in the tissue of the high austenite phase portion 8, an average particle size of the austenite phase 11 can be measured.
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。 The thickness of the high austenite phase portion 8 is 1 to 30 μm from the interface with the resin composition 5 of the sliding layer 3 or the Ni—P alloy phase 7. Furthermore, the thickness of the high austenite phase portion 8 is preferably 1 to 10 μm. The thickness of the high austenite phase portion 8 is preferably 20% or less of the average particle diameter of the steel phase 6. If the thickness of the high austenite phase portion 8 is 30 μm or less, the strength of the steel phase 6 is not affected. On the other hand, if the thickness of the high austenite phase portion 8 is less than 1 μm, the high austenite phase portion 8 may not be formed on a part of the surface of the steel phase 6.
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。 Further, on the surface of the high austenite phase portion 8 of the steel phase 6 that becomes the interface with the resin composition 5 of the sliding layer 3 or the Ni—P alloy phase 7, the Ni—P alloy phase 7 in the porous sintered layer 4 is provided. Ni component diffused from is contained. Although the Ni component diffused from the Ni-P alloy phase 7 of the porous sintered layer 4 to the high austenite phase part 8 of the steel phase 6 is extremely small, it is changed to the high austenite phase part 8 by EPMA (Electron Probe Microanalyzer) measurement. The diffused Ni component is confirmed. Moreover, it can confirm that the density | concentration of Ni component is reducing gradually from the surface used as the interface with the Ni-P alloy phase 7 of the high austenite phase part 8 toward the inside of a grain.
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。 The ratio of the austenite phase 11 in the structure in the high austenite phase portion 8 may be 0.05 to 3% by volume, and more preferably 0.15 to 3% by volume. The austenite phase 11 in the structure of the steel phase 6 increases from the center of the grain closer to the surface serving as the interface with the Ni-P alloy phase 7. From this, the area ratio of the austenite phase 11 in the structure on the surface of the steel phase 6 which becomes the interface with the resin composition 5 or the Ni—P alloy phase 7 is the austenite phase in the structure in the high austenite phase portion 8 described above. It is considered that the volume ratio is considerably larger than 11. Moreover, the average particle diameter of the austenite phase 11 in the structure | tissue in the high austenite phase part 8 should just be 0.5-5 micrometers, and also it is preferable to set it as 1-3 micrometers.
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。 In addition, as a confirmation method of the ratio of the austenite phase 11 in the structure | tissue in the high austenite phase part 8 of the steel phase 6, and the average particle diameter of the austenite phase 11, it can obtain | require by the method described in the paragraph 0027. In addition, although the ratio of the austenite phase 11 in the structure in the high austenite phase part 8 was measured as an area ratio in a sectional view, the value of this area ratio is the volume ratio of the austenite phase 11 in the structure in the high austenite phase part 8. It is equivalent to.
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。 FIG. 3 is an enlarged view showing the structure of the steel phase 6 of another embodiment. When the steel phase 6 uses a hypereutectoid steel powder having a carbon component content of more than 0.8% by mass and not more than 1.3% by mass, as shown in FIG. The surface of the steel phase 6 comprising the ferrite phase 9, the mixed phase 10A of the pearlite phase and the cementite phase, and the austenite phase 11 and serving as an interface with the resin composition 5 or the Ni-P alloy phase 7 has a steel phase. A high austenite phase portion 8 is formed in which the proportion of the austenite phase 11 is no more than 20% higher than the proportion of the austenite phase 11 in the structure at the center of the 6 grains. The high austenite phase portion 8 is a substantially annular layer portion adjacent to the surface of the grain of the steel phase 6 in the cross-sectional structure of the grain of the steel phase 6 shown in FIG. In addition, among the granular steel phases 6 constituting the porous sintered layer 4, the number of the steel phases 6 is 20% or less in terms of the number of grains (or 20% by volume or less based on the total volume of the steel phases 6). It is allowed that the high austenite phase part 8 is not formed in the structure. Further, the steel phase 6 may contain a small amount of bainite phase, sorbite phase, troostite phase, martensite phase, etc. in the structure (3% or less in the structure).
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。 Further, as shown in FIGS. 2 and 3, the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase part 8 of the steel phase 6 is the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the center part of the grain of the steel phase 6. On the other hand, it is preferably 25% or more.
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。 In addition, the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase part 8 of the steel phase 6 and the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the center part of the grain of the steel phase 6 are sliding members using an electron microscope. In a cross-sectional structure cut in a direction parallel to the thickness direction of 1, an electron is obtained at a magnification of 500 times in the vicinity of the center portion of the grain of the steel phase 6 and a plurality of locations (for example, 3 locations) of the high austenite phase portion 8. An image is taken, and the area ratio of the ferrite phase 9 in the tissue is measured using a general image analysis method (analysis software: Image-Pro Plus (Version 4.5); manufactured by Planetron Co., Ltd.). This can be confirmed. In the present embodiment, the ratio of the ferrite phase 9 in the structure of the steel phase 6 is measured as an area ratio in a cross-sectional view. The value of the area ratio is the volume of the ferrite phase 9 in the structure of the steel phase 6. It is equivalent to the rate.
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。 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. In the temperature raising process when the porous sintered layer 4 is sintered on the back metal layer 2, as will be described later, all of the seven components of the Ni-P alloy phase of the porous sintered layer 4 are made into a liquid phase, and Ni The components are diffused on the surface of the steel phase 6. The diffusion of the Ni component to the surface of the steel phase 6 is related to the formation of the high austenite phase portion 8 on the surface of the steel phase 6. Further, in the composition of the Ni—P alloy phase 7, when the P content is less than 9 mass% or exceeds 13 mass%, the melting point of the Ni—P alloy becomes high. As a result, the amount of liquid phase generated in the Ni—P alloy is reduced during sintering, the Ni component is less likely to diffuse to the surface of the steel phase 6, and the high austenite phase portion 8 is less likely to be formed on the surface of the steel phase 6. Become.
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。 In addition, the Ni-P alloy phase 7 is further added to the above composition as an optional component of 1 to 4 mass% B, 1 to 12 mass% Si, 1 to 12 mass% Cr, and 1 to 3 mass% Fe. The composition may contain 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、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。 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 ratio of the Ni—P alloy phase 7 is used to form the porous sintered layer 4 in a form that serves as a binder for connecting the grains of the steel phase 6 or the grains of the steel phase 6 and the surface of the back metal layer 2. It is a suitable range. 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 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.
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。 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 Next, the porous sintered layer 14 obtained by sintering the carbon steel powder of the sliding layer 13 in the conventional sliding member 20 will be described with reference to FIG. FIG. 4 is a schematic view showing a sliding member 20 in which a porous sintered layer 14 in which a carbon steel (hyeutectoid steel) powder whose structure is composed of a ferrite phase and a pearlite phase is sintered is formed on a conventional back metal layer 12. FIG. The structure of the sintered porous layer 14 after sintering is composed of a ferrite phase and a pearlite phase, and the ratio of the ferrite phase and the pearlite phase differs between the surface of the porous sintered layer 14 (the surface of the carbon steel) and the inside. No austenite phase is formed in the structure
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。 As shown in FIG. 4, a porous sintered layer 14 obtained by sintering carbon steel (hyeposite steel) powder having a structure composed of a ferrite phase and a pearlite phase on a conventional back metal layer 12 has a steel phase (carbon steel). (Powder) Bonding is weak and the strength of the porous sintered layer 14 is lowered. This is due to the structural change (phase transformation) of the steel phase due to heating in the sintering step for forming the porous sintered layer 14 on the surface of the back metal layer 12 and cooling after sintering. Specifically, after spraying a granular steel phase (carbon steel powder) on the surface of the back metal layer 12, the steel phases and the temperature at which sintering occurs between the steel phase and the back metal layer 12 (for example, 1000 ° C.). The structure of the steel phase when heated is completely austenitic. In the sintering step, the porous sintered layer 14 is formed by joining the surfaces of the steel phases having a structure composed of an austenite phase. When the steel phase reaches the A3 transformation temperature (for example, about 900 ° C. in the case of hypoeutectoid steel having a carbon component content of 0.3 mass%) in the cooling step after sintering, a part of the austenite phase is formed. When the phase transformation to the ferrite phase is started and the A1 transformation temperature (727 ° C.) or lower is reached, the austenite phase remaining in the structure causes a phase transformation (eutectoid transformation) to the pearlite phase. An organization consisting of a pearlite phase. Since the austenite phase, the ferrite phase and the pearlite phase have different crystal structures, the volume of the steel phase changes when these structural changes (phase transformations) occur. Due to this volume change, shearing occurs at the contact surface where the surfaces of the steel phase, which has a structure composed of the austenite phase, contact each other, or even if no shearing occurs, residual stress is generated. For this reason, as for the conventional sliding member 20, the intensity | strength of the porous sintered layer 14 becomes low. Note that the porous sintered layer 14 sintered using the hypereutectoid steel powder also has a single-phase structure in which the steel phase is composed of an austenite phase in the sintering process, and the steel phase ( Since the structural change (phase transformation) of carbon steel occurs, the strength of the porous sintered layer 14 becomes weak for the same reason as when hypoeutectoid steel powder is used.
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。 In the sliding member 1 according to the present embodiment, the steel phase 6 is carbon steel having a carbon component content of 0.3 to 1.3% by mass, and the structure of the steel phase 6 is the ferrite phase 9; The pearlite phase 10 and the austenite phase 11, or the ferrite phase 9, the mixed phase 10 </ b> A of the pearlite phase and the cementite phase, and the austenite phase 11, and the Ni—P alloy phase 7 is granular It functions as a binder that connects the steel phases 6 and the granular steel phase 6 and the backing metal layer 2, and the surface of the granular steel phase 6, which is an interface with the Ni-P alloy phase 7, has a granular steel phase 6 By forming the high austenite phase portion 8 in which the proportion of the austenite phase 11 is 20% or more with respect to the proportion of the austenite phase 11 in the structure at the center of the porous sintered layer 4, the strength of the porous sintered layer 4 is increased. Become stronger. Specifically, the surface of the steel phase 6 and the Ni-P alloy phase 7 which have become a structure composed of the austenite phase 11 in the sintering process are joined to the Ni-P alloy phase 7, but the Ni-P alloy phase 7 is also in phase by cooling after sintering. On the other hand, since the austenite phase 11 remains as the high austenite phase portion 8 on the surface of the steel phase 6 without transformation (structure change), the austenite phase 11 and the Ni-P alloy phase 7 on the surface of the steel phase 6 The bonding state is dispersed and remains. For this reason, the sliding member 1 according to the present embodiment increases the strength of the porous sintered layer 4.
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。 Next, a method for producing the sliding member 1 according to this embodiment will be described. First, a mixed powder of an atomized powder of carbon steel containing 0.3 to 1.3% by mass of a carbon component and an atomized powder of a Ni-P alloy is prepared. When preparing the mixed powder, it is necessary to include a component that becomes the Ni-P alloy phase 7 of the porous sintered layer 4 in the form of a Ni-P alloy powder. In addition, when Ni-P alloy phase 7 contains selected components such as B, Si, Cr, Fe, Sn, Cu, etc., atomized powder of Ni-P alloy containing these selected components and atomization of carbon steel It is necessary to prepare a mixed powder with the powder. And after spraying the prepared mixed powder on a back metal at room temperature, it sinters in a 930-1000 degreeC reducing atmosphere using a sintering furnace, without pressurizing a powder spreading layer. The backing metal (backing metal layer 2) can be a plate or strip made of carbon steel, austenitic stainless steel, ferritic stainless steel, Ni alloy, etc., which has been conventionally used. A metal back metal may be used.
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。 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 the grains of carbon steel (steel phase 6) or between the grains of carbon steel (steel phase 6) and the surface of the back metal layer 2, and is porously sintered on the surface of the back metal layer 2. Formation of layer 4 is started. The Ni—P alloy grains composed of 9 to 13% by mass of P and the balance Ni are completely in a liquid phase at 950 ° C. 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、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。 The sintering temperature is set to be equal to or higher than the temperature at which the Ni—P alloy grains are completely melted. Further, the composition of the Ni-P alloy will be described later, but the composition is such that it completely melts at a temperature (A3 transformation point, Acm transformation point) at which the structure of the carbon steel (steel phase 6) becomes completely austenitic phase 11. Has been made.
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。 The structure before sintering of carbon steel containing 0.3 to 1.3% by mass of carbon component is a structure composed of ferrite phase 9 and pearlite phase 10, a structure composed of pearlite phase 10, or pearlite phase 10 and cementite. Although it is a structure composed of phases, when it reaches 727 ° C. (A1 transformation point) in the temperature rising process during sintering, these structures begin to transform into the austenite phase 11 and completely consist of the austenite phase 11 at 900 ° C. It becomes a single-phase structure. Since the austenite phase 11 has a larger gap (distance) between Fe atoms than the ferrite phase 9, Ni atoms in the Ni-P alloy phase 7 in the porous sintered layer 4 diffuse into the gap. Easy state. As described above, the composition of the Ni-P alloy is such that it completely melts at a temperature (A3 transformation point, Acm transformation point) at which the structure of the steel phase 6 becomes the austenite phase 11 completely. The sintering 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 11 on the surface of the steel phase 6 than the Ni atoms in the Ni-P alloy phase 7 in the solid phase state. It is easy to happen.
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。 The Ni atoms in the liquid phase state diffuse into the austenite phase 11 on the surface of the steel phase 6 and become a solid phase at the same time as being dissolved, so that a lot of Ni atoms diffuse near the surface of the steel phase 6. To do. Due to the diffusion of Ni atoms to the surface of the steel phase 6 during the heating process during sintering, the austenite phase 11 in the structure near the surface of the steel phase 6 is thermodynamically stabilized compared to the internal austenite phase 11. I think that. The diffusion of the Ni component into the austenite phase 11 on the surface of the steel phase 6 and the stabilization of the austenite phase 11 are the formation of the high austenite phase portion 8 of the steel phase 6 in the cooling process described later, and the high This is related to the fact that the proportion of the ferrite phase 9 in the structure in the austenite phase portion 8 is larger than the proportion of the ferrite phase 9 in the structure in the central portion of the steel phase 6.
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。 In the cooling process after sintering, the structure of the steel phase 6 was the austenite phase 11 while the temperature was lowered from 900 ° C. to 700 ° C., but it was first precipitated in the structure while the temperature was lowered to 727 ° C. (A1 transformation point). A large amount of ferrite phase or pro-eutectoid cementite phase is prevented, and austenite phase 11 is not eutectoidally transformed into pearlite phase 10 at 727 ° C. (A1 transformation point). And a part of the austenite phase 11 is rapidly cooled so as to have a structure composed of a ferrite phase 9 or a cementite phase that has undergone phase transformation. Note that, as described above, the Ni component of the Ni—P alloy phase 7 that has become liquid phase in the temperature rising process is diffused into the austenite phase 11 on the surface of the steel phase 6. As described above, since the austenite phase 11 is stabilized by including the Ni component and the eutectoid transformation at 727 ° C. (A1 transformation point) in the cooling process is difficult to occur, the surface of the steel phase 6 is obtained even at 700 ° C. It becomes easy to leave the austenite phase 11 in the nearby structure. As a specific example of the cooling method, a jet of cooling gas (for example, nitrogen gas) (for example, porous firing) 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. What is necessary is just to cool rapidly by spraying a collision pressure of 1.1 MPa or more on the surface of the binder layer 4. While the steel phase 6 is cooled from 700 ° C. to room temperature, the austenite phase 11 in the structure of the steel phase 6 may be gradually cooled at a cooling rate that transforms into the pearlite phase 10. However, in the structure near the surface of the steel phase 6 that becomes the interface with the Ni-P alloy phase 7, the granular austenite phase 11 is dispersed and remains. As described above, in the sintering process, the Ni component of the Ni-P alloy phase 7 diffuses into the austenite phase 11 on the surface that becomes the interface with the Ni-P alloy phase 7 of the steel phase 6, so that It is considered that the austenite phase 11 is thermodynamically stabilized and a structure in which a part of the austenite phase 11 remains even when cooled to room temperature.
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。 In addition, unlike the embodiment, by rapidly cooling while lowering the temperature from 700 ° C. to room temperature, the ratio of the austenite phase 11 remaining in the structure of the surface of the steel phase 6 can be increased, but the structure in this case Is a structure mainly composed of a martensite phase or a bainite phase, and the steel phase 6 becomes harder and more brittle, so that the porous firing of the sliding member 1 that needs to be formed into a cylindrical bearing is required. It becomes unsuitable as the binding layer 4.
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。 It should be noted that the cooling rate and cooling time for transforming the steel phase 6 that is made of a single-phase structure consisting of the austenite phase 11 completely into the structure of the steel phase 6 of the present embodiment in the cooling process during the heating process during sintering. Is determined with reference to a CCT curve diagram (continuous cooling transformation curve diagram) and a TTT curve diagram (isothermal transformation curve diagram) regarding hypoeutectoid steel and hypereutectoid steel.
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。 By the above mechanism, the steel phase 6 is composed of a ferrite phase 9, a pearlite phase 10, and an austenite phase 11, or a ferrite phase 9, a mixed phase 10A of a pearlite phase and a cementite phase, and an austenite phase. 11 and further on the surface of the steel phase 6 that becomes the interface with the Ni-P alloy phase 7, with respect to the proportion of the austenite phase 11 in the structure inside the grains of the steel phase 6. The high austenite phase part 8 in which the proportion of the austenite phase 11 is increased by 20% or more is formed. The steel phase 6 may contain a small amount of bainite phase, sorbite phase, troostite phase, martensite phase, etc. in the structure (3% or less in the structure).
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。 Further, as shown in FIGS. 2 and 3, the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase part 8 of the steel phase 6 is the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the center part of the grain of the steel phase 6. On the other hand, when it is more than 25%, the bonding between the steel phase 6 and the Ni—P alloy phase 7 becomes stronger.
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（Ｆｅ３Ｃ）であるセメンタイト相及び、該セメンタイト相（Ｆｅ３Ｃ）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。 The high austenite phase portion 8 of the steel phase 6 is locally porous when the sliding member 1 is used as a bearing when the ratio of the pearlite phase 10 or the mixed phase 10A of the pearlite phase and the cementite phase is large in the structure. In some cases, shearing may occur at the interface between the Ni-P alloy phase 7 of the quality sintered layer 4 and the high austenite phase portion 8 of the steel phase 6. This is because the cementite phase, which is iron carbide (Fe 3 C), and the pearlite phase 10 including the cementite phase (Fe 3 C) have a smaller thermal expansion coefficient than the Ni—P alloy phase 7, so that sliding occurs. When the temperature of the sliding layer 3 increases due to the use of the member 1, at the interface between the Ni-P alloy phase 7 and the pearlite phase 10 on the surface of the high austenite phase portion 8, the mixed phase 10 </ b> A of the pearlite phase and the cementite phase. This is because a minute shear portion may be formed by a shear stress due to a difference in thermal expansion. On the other hand, in the present embodiment, the high austenite phase portion 8 on the surface of the steel phase 6 serving as the interface with the Ni—P alloy phase 7 is such that the ratio of the ferrite phase 9 in the structure is the center of the grains of the steel phase 6. Since there is no more than 25% of the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the part, shearing between the steel phase 6 and the Ni—P alloy phase 7 is difficult to occur. This is because the ferrite phase 9 has a small difference in thermal expansion coefficient from the Ni—P alloy phase 7.
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。 The ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase portion 8 is that the Ni-P alloy in the initial liquid phase state of the cooling process after the Ni-P alloy is completely in the liquid phase state in the sintering process. However, the retention time until it becomes a solid phase is related again, and as this retention time becomes longer, the diffusion of Ni atoms near the surface of the steel phase 6 and the inner side of the carbon atoms in the structure near the surface Since the diffusion is promoted, the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase portion 8 increases, and the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the center portion of the grain of the steel phase 6 tends to decrease. The sliding member 1 of the present invention is not limited to the configuration described here, and the ratio of the ferrite phase 9 in the structure in the high austenite phase part 8 is the ferrite in the structure in the center part of the grains of the steel phase 6. It may be greater than the proportion of phase 9 or may be the same.
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。 As described above, the resin composition 5 (which may be diluted with an organic solvent) prepared in advance is porous sintered on the member having the porous sintered layer 4 formed on the surface of the back metal layer 2. The pores of the 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 backing metal layer 2. The In addition, as the resin composition 5, the resin composition described in Paragraph 0038 can be used.
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Ｎｉ３Ｐ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、多孔質焼結層におけるＮｉ−Ｐ合金相と鋼相との接合が非常に弱くなる。 Moreover, in this embodiment, although the mixed powder of the powder of carbon steel (steel phase 6) and the powder of Ni-P alloy was used as mentioned above, the Fe-Ni-P type alloy powder manufactured by the atomizing method etc. Or when a mixed powder of Ni powder and Fe-P alloy powder is used, during sintering, only a part of the Ni and P components of the powder composition becomes a liquid phase, and a liquid phase is generated. The amount is small, and the diffusion of Ni atoms to the surface of the steel phase hardly occurs. For this reason, a high austenite phase part including an austenite phase in the structure is not formed on the surface of the steel phase. Further, since this liquid phase is mainly composed of Ni 3 P, it is formed so that the Ni 3 P phase (intermetallic compound) is interposed at the interface between the sintered Ni—P alloy phase and the steel phase. This Ni 3 P phase is hard but brittle, and the bonding between the Ni—P alloy phase and the steel phase in the porous sintered layer becomes very weak.
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
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Sliding member 2 Back metal layer 3 Sliding layer 4 Porous sintered layer 5 Resin composition 6 Steel phase 7 Ni-P alloy phase 8 High austenite phase part 9 Ferrite phase 10 Pearlite phase 10A Mixing of pearlite phase and cementite phase Phase 11 Austenitic phase
Claims (10)
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。 In the sliding member provided with the sliding layer composed of the porous sintered layer and the resin composition on the back metal layer,
The porous sintered layer comprises a Ni-P alloy phase and a granular steel phase,
The Ni-P alloy phase functions as a binder that connects the granular steel phases and the granular steel phases to the back metal layer,
The granular steel phase is carbon steel having a carbon content of 0.3 to 1.3% by mass,
The structure is composed of a ferrite phase, a pearlite phase, and an austenite phase, or
The structure consists of a ferrite phase, a mixed phase of pearlite phase and cementite phase, and an austenite phase,
On the surface of the steel phase of the particulate is high the volume fraction of the austenite phase volume fraction of the austenite phase is 100% of the tissue at the center of the steel phase of the particulate becomes much more 20% An austenite phase part is formed, and the sliding member characterized by the above-mentioned.
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