JP6466268B2 - 摺動部材 - Google Patents

Description

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

従来、燃料噴射ポンプ用の摺動部材には、５〜２５％程度の気孔率を有する焼結銅系材料が用いられている。この摺動部材は、摺動部材の内部に存在する気孔を介して、液体燃料を円筒形状の摺動部材の外周面側から内周面（摺動面）側に供給することにより、内周面（摺動面）に液体燃料の流体潤滑膜を形成し、高速回転する軸を支承するようになっている。このような焼結銅系材料は、燃料中に含まれる有機酸、硫黄成分による銅合金の腐食が起こり、この銅系腐食生成物が燃料に混入する問題がある。このため、耐食性を高めるためにＮｉ、Ａｌ、Ｚｎを含有させた焼結銅系摺動材料が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。

また、従来、鋼裏金の表面に銅めっき層を介して銅合金からなる多孔質焼結層を設け、更に、多孔質焼結層の空孔部および表面に樹脂組成物を含浸被覆した複層の摺動材料からなる摺動部材が用いられている（例えば、特許文献４、５参照）。そして、このような複層摺動材料を燃料噴射ポンプ用の摺動部材に適用したものが提案されている（例えば、特許文献６参照）。

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

ところで、特許文献１〜３の焼結銅系摺動材料は、Ｎｉ、Ａｌ、Ｚｎを含有させて耐食性を高めてはいるが、燃料中に含まれる有機酸、硫黄成分による銅合金の腐食を完全には防止できない。また、特許文献１〜３の焼結銅系摺動材料は、摺動部材の内部全体に気孔を形成するために強度が低く、特に特許文献６に示すようなコモンレール方式の燃料噴射ポンプ等に用いられる摺動部材としては負荷能力が不十分である。

一方、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が、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の複層摺動材料では、摺動部材として使用中に、多孔質焼結層の表面に被覆した樹脂組成物が摩耗し、摺動面となる表面に銅合金からなる多孔質焼結層が露出する場合や、使用前に、予め複層摺動材料の表面に切削加工を施して、摺動面となる表面に銅合金からなる多孔質焼結層を露出させた状態とした後に摺動部材として使用する場合がある。しかしながら、特許文献４〜６の複層摺動材料は、銅合金からなる多孔質焼結層の強度が十分ではないため、良好な耐摩耗性を有さない。さらに、特許文献４〜６のような銅めっき層を鋼裏金の表面に設けることなく、単に炭素鋼の粉末を鋼裏金の表面に散布し焼結して多孔質焼結層を形成し、該多孔質焼結層に樹脂組成物を含浸、被覆した摺動材料は、炭素鋼の粉末どうしの接合が弱く、多孔質焼結層の強度が不十分であることが判明した。

本発明は、上記した事情に鑑みなされたものであり、その目的とするところは、耐食性及び耐摩耗性が高く、且つ、摺動層における多孔質焼結層の強度が高い摺動部材を提供することにある。

上記した目的を達成するために、請求項１に係る発明においては、裏金層と摺動層とからなり、前記摺動層は、前記裏金層の表面に形成された多孔質焼結層と該多孔質焼結層の空孔部及び表面に含浸被覆された樹脂組成物とからなる摺動部材において、前記多孔質焼結層は、断面視において前記裏金層の表面に複数個積層された粒状の鋼相と、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するＮｉ−Ｐ合金相と、からなり、前記粒状の鋼相は、炭素の含有量が０．８〜１．３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おり、前記断面視において複数個積層された粒状の鋼相のうち、前記多孔質焼結層の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の組織中の前記フェライト相の平均面積率が１０％以下である一方、前記多孔質焼結層の前記裏金層との界面側に配置された界面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の組織中の前記フェライト相の平均面積率が２０％以上であることを特徴とする。

請求項２に係る発明においては、請求項１記載の摺動部材において、前記粒状の鋼相の平均粒径は、４５〜１８０μｍであることを特徴とする。

請求項３に係る発明においては、請求項１又は請求項２記載の摺動部材において、前記粒状の鋼相の表面には、前記Ｎｉ−Ｐ合金相のＮｉ成分が拡散していることを特徴とする。

請求項４に係る発明においては、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の摺動部材において、前記高オーステナイト相部の厚さは、１〜３０μｍであることを特徴とする。

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

請求項６に係る発明においては、請求項１乃至請求項５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前記オーステナイト相の平均粒径は、０．５〜５μｍであることを特徴とする。

請求項７に係る発明においては、請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の摺動部材において、前記界面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の表面における前記フェライト相の面積率が５０％以上であるものが、前記粒状の鋼相の全体に対する体積割合で５０％以上であることを特徴とする。

請求項８に係る発明においては、請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材において、前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする。

請求項９に係る発明においては、請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材において、前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰ、及び選択成分として１〜４質量％のＢ、１〜１２質量％のＳｉ、１〜１２質量％のＣｒ、１〜３質量％のＦｅ、０．５〜５質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＣｕから選択される１種以上を含有し、残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする。

請求項１０に係る発明においては、請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の摺動部材において、前記多孔質焼結層における前記Ｎｉ−Ｐ合金相の割合は、前記多孔質焼結層の１００質量部に対して前記Ｎｉ−Ｐ合金相が５〜３０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、断面視において裏金層の表面に複数個積層された粒状の鋼相と、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するＮｉ−Ｐ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。また、鋼相は、炭素の含有量が０．８〜１．３質量％の炭素鋼であるとともに、組織がフェライト相と、パーライト相とセメンタイト相の混合相と、オーステナイト相と、からなるが、炭素の含有量が０．８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、摺動部材の耐摩耗性が不十分となる。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、後述する界面側鋼相粒群の鋼相の組織中のフェライト相の平均面積率が２０％未満になりやすい。

また、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とで、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めることができる。

また、断面視において複数個積層された粒状の鋼相のうち、多孔質焼結層の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群では、粒状の鋼相の組織中のフェライト相の平均面積率が１０％以下であることで、多孔質焼結層の耐摩耗性が高くなる。詳しくは、摺動部材が使用され、多孔質焼結層の表面に被覆した樹脂組成物が摩耗した場合には、摺動面に摺動面側鋼相粒群の粒状の鋼相が露出するようになるが、摺動面側鋼相粒群の粒状の鋼相は、組織中のフェライト相の平均面積率が１０％以下であり、硬い鋼相であることから、摺動層の耐摩耗性が高くなる。なお、摺動面側鋼相粒群の粒状の鋼相の組織中のフェライト相の平均面積率が１０％を超えると、摺動層の耐摩耗性を高める効果が低下する。一方、多孔質焼結層の裏金層との界面側に配置された界面側鋼相粒群では、粒状の鋼相の組織中のフェライト相の平均面積率が２０％以上であることで、Ｎｉ−Ｐ合金相と界面側鋼相粒群の鋼相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、多孔質焼結層の強度を高めることができる。

裏金層の表面に摺動層を形成した摺動部材の断面を示す模式図である。 摺動面側鋼相粒群の粒状の鋼相の組織を示す拡大図である。 界面側鋼相粒群の粒状の鋼相の組織を示す拡大図である。 別実施形態の摺動層を形成した摺動部材の断面を示す模式図である。 裏金層の表面に粉末散布した状態の断面を示す模式図である。 従来の摺動部材を示す模式図である。

本実施形態に係る摺動部材１について、図１乃至図３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、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの粒状の鋼相６Ｕの組織を示す拡大図である。図３は、界面側鋼相粒群６ＬＧの粒状の鋼相６Ｌの組織を示す拡大図である。なお、図２、図３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に誇張して描かれている。

図１に示すように、摺動部材１は、裏金層２と摺動層３とからなり、摺動層３は、裏金層２上に形成された多孔質焼結層４と該多孔質焼結層の空孔部および表面に含浸被覆された樹脂組成物５とからなる。また、多孔質焼結層４は、粒状の鋼相６とＮｉ−Ｐ合金相７とからなる。この粒状の鋼相６は、摺動部材１の摺動面に対して垂直方向の断面視において、裏金層２の表面に複数個（図１では２個）積層されている。また、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して機能し、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、鋼相６の粒の表面の全てがＮｉ−Ｐ合金相７により覆われていてもよい。ただし、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された鋼相６Ｕは、粒の表面のうち摺動面側の表面がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われないようにすることが好ましい。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。

粒状の鋼相６の組成は、炭素成分を０．８〜１．３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、パーライト相とセメンタイト相との混合相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。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。

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、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相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。

図２及び図３に示すように、鋼相６の組織は、フェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相との混合相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の割合に比べ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、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の粒の表面に隣接する略半環状の層部分であり、図３に示す鋼相６の粒の断面組織において、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる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。また、図２に示すように、鋼相６の表面のうち、Ｎｉ−Ｐ合金相７に覆われていない部分（樹脂組成物５と接する部分）の表面には、高パーライト相部８が形成されていないが、この実施形態とは異なり、Ｎｉ−Ｐ合金相７に覆われていない部分の表面にも高パーライト相部８が形成されていてもよい。

鋼相６におけるフェライト相９は、結晶構造が面心立方構造であり、炭素成分の含有量が最大で０．０２質量％と少なく、純鉄に近い組成の相である。一方、鋼相６におけるパーライト相とセメンタイト相との混合相１０は、フェライト相と鉄炭化物であるセメンタイト相（Ｆｅ_３Ｃ）とが薄い板状に交互に並んで形成されるラメラ組織の相であるパーライト相と、鉄炭化物であるセメンタイト相と、が混在した相である。このパーライト相とセメンタイト相との混合相１０は、フェライト相９よりも炭素成分の量が多い。また、鋼相６におけるオーステナイト相１１は、結晶構造が体心立方構造であり、炭素成分の含有量が最大で２．１４％である相である。

本発明の摺動部材１の鋼相６の組織は、通常の炭素鋼の組織とは異なるものである。通常の過共析鋼は、低温時にはパーライト相とセメンタイト相とからなる組織（パーライト相とセメンタイト相との混合相１０からなる組織）であるが、Ａｃｍ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１．２質量％の過共析鋼の場合には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、Ａｃｍ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の一部がセメンタイト相への相変態（Ａｃｍ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とセメンタイト相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はパーライト相への相変態（共析変態）を起こす。よって、通常の過共析鋼は、パーライト相とセメンタイト相とからなる組織（パーライト相とセメンタイト相との混合相１０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、パーライト相からなる単相の組織となる。

本実施形態では、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）と結晶方位像解析装置（ＥＢＳＤ）を組み合わせて用いて摺動部材１の厚さ方向に平行な方向に切断された断面組織において、複数個（例えば５個）の鋼相６の粒の中心部付近と、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。なお、図２に示すように、鋼相６の表面の一部がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われていない場合には、鋼相６の表面における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の平均粒径を測定する際に、鋼相６の表面がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われている部分の組織を対象として測定を実施すればよい。

上記した高オーステナイト相部８の厚さは、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面から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、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面の一部に、高オーステナイト相部８が形成されない場合がある。

また、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、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の表面から粒の内部へ向かって次第にＮｉ成分の濃度が減少していることが確認できる。

高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の割合は、０．０５〜１０体積％であればよく、さらに、０．１５〜１０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、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、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面における組織中のオーステナイト相１１の面積割合は、上記の高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の体積割合よりもかなり多くなっていると考えられる。また、高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の平均粒径は、０．５〜５μｍであればよく、さらに、１〜３μｍとすることが好ましい。

なお、鋼相６の高オーステナイト相部８における組織中のオーステナイト相１１の割合及びオーステナイト相１１の平均粒径の確認方法としては、段落００２９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。

また、粒状の鋼相６の組織は、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１０と、オーステナイト相１１と、からなるが、摺動部材１の断面視において裏金層２上に複数個積層された鋼相６のうち、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、組織中のフェライト相９の平均面積率が１０％以下となっており、一方、多孔質焼結層４の裏金層２との界面側に配置された界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌは、組織中のフェライト相９の平均面積率が２０％以上となっている。なお、摺動部材１の摺動面に対して垂直方向の断面視において、多孔質焼結層４の表面側（摺動部材１の摺動面側の多孔質焼結層４の表面であって、図１において上側）に配置された複数の鋼相６のうち、鋼相６の粒の表面が、最も上側に位置している鋼相６の粒の表面（摺動面に最も近い表面の頂部）を基準点Ｐとし、この基準点Ｐを通り摺動面に対して平行な仮想線（図１の破線で示す線）を多孔質焼結層４の表面Ｆとする。上記した摺動面側鋼相粒群６ＵＧは、多孔質焼結層４の粒状の鋼相６のうち、多孔質焼結層の表面Ｆから裏金層２の界面側に向かって鋼相６の粒の平均粒径の値の半分に相当する深さＤ１の範囲内に鋼相６の断面の少なくとも一部が含まれる鋼相６Ｕの集まりである。また、界面側鋼相粒群６ＬＧは、多孔質焼結層４の粒状の鋼相６のうち、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕより裏金層２との界面側に配置された鋼相６Ｌの集まりであって、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕを除く鋼相６Ｌの集まりである。

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の組織中の高オーステナイト相部８の形成、及び、フェライト相９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の組織中に高オーステナイト相部８が形成され難く、また、フェライト相９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種以上を含有させて、Ｎｉ−Ｐ合金相７の強度を調整してもよい。このように、Ｎｉ−Ｐ合金相７は、これらの選択成分を含有しても、鋼相６の組織中の高オーステナイト相部８の形成、及び、フェライト相９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５〜３０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３０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４の空孔率が小さくなりすぎるようになり、また、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕの組織中のフェライト相９の割合が多くなってしまう。

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及び図３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、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕの組織は、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１０と、オーステナイト相１１と、からなり、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、組織中のフェライト相９の平均面積率が１０％以下となっている。また、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、粒の表面のうち摺動面側の表面がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われていないが、該摺動面側の表面付近では、組織中のフェライト相９が特に少なくなっている。一方、鋼相６Ｕは、粒の表面のうち裏金層２側の表面がバインダであるＮｉ−Ｐ合金相７と接するが、裏金層２側の表面付近では、組織中のフェライト相９が多くなっている。

図３に示すように、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの組織は、フェライト相９と、パーライト相とセメンタイト相の混合相１０と、オーステナイト相１１と、からなり、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌは、組織中のフェライト相９の平均面積率が２０％以上となっている。鋼相６Ｌ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６Ｌにおけるパーライト相とセメンタイト相との混合相１０は、フェライト相と鉄炭化物であるセメンタイト相（Ｆｅ_３Ｃ）とが薄い板状に交互に並んで形成されるラメラ組織の相であるパーライト相と、鉄炭化物であるセメンタイト相と、が混在した相である。また、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０は、フェライト相９よりも炭素成分の量が多く、フェライト相９よりも硬い相である。そして、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６Ｌの表面付近の組織中には、鋼相６Ｌの粒の中心部における組織中よりも多くのフェライト相９が形成されている。なお、本発明におけるフェライト相９は、前記したパーライト相を構成するフェライト相を含まない。

なお、図２に示す摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕの組織、及び図３に示す界面鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの組織は、一例であり、図２及び図３に示す組織には限定されない。鋼相６Ｕ及び鋼相６Ｌは、粒の表面の全体がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われた形態でもよく、また、組織中にフェライト相９が均一に分布した形態であってもよい。

本実施形態では、電子顕微鏡を用いて摺動部材１の厚さ方向に対して平行方向に切断された複数個所（例えば、３箇所）の断面組織を倍率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、まず、段落００３４で説明した摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕと界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌとの区分けを行う。次に、同手法を用い、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕの組織中のフェライト相９の平均面積率、および、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの組織中のフェライト相９の平均面積率を測定する。

図３に示すように、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌは、粒の表面でのフェライト相９の面積率が５０％以上であるものが、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの全体に対する体積割合で５０％以上になっていることで、さらに、摺動層３のＮｉ−Ｐ合金相７との接合を強くすることができる。

なお、鋼相６Ｌの粒の表面におけるフェライト相９の面積率は、直接、測定はできないが、電子顕微鏡を用いて摺動部材１の厚さ方向に対して平行方向に切断された複数個所（例えば、３箇所）の断面組織を倍率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、画像中の各鋼相６Ｌの輪郭線の全長に対するフェライト相９による輪郭線の長さの割合（鋼相６Ｌの外周である輪郭線のうちフェライト相９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。次に、画像中の界面側鋼相粒群６ＬＧの全鋼相６Ｌの面積の和（Ａ１）と、粒の表面におけるフェライト相９の面積率が５０％以上であった鋼相６Ｌの面積の和（Ａ２）を測定し、その比（Ａ２／Ａ１）を算出することで、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの全体積に対して粒の表面でのフェライト相９の面積率が５０％以上であった鋼相６Ｌの体積割合（体積率）を確認することができる。

図４は、別実施形態の多孔質焼結層４を形成した摺動部材１の断面を示す模式図である。この多孔質焼結層４では、図４に示すように、摺動部材１の摺動面に対して垂直方向の断面視において、粒状の鋼相６が、裏金層２の表面に３個積層されており、図１に示した多孔質焼結層４よりも多くの粒状の鋼相６が、裏金層２の表面に積層されている。なお、粒状の鋼相６は、裏金層２の表面に４個以上積層されてもよい。

次に、従来の摺動部材１１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６を参照して説明する。図６は、従来の裏金層１２上に組織がパーライト相とセメンタイト相とからなる炭素鋼（過共析鋼）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、パーライト相とセメンタイト相とからなり、多孔質焼結層１４の表面（炭素鋼の表面）と内部とにおいてパーライト相とセメンタ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やフェライト相が形成されない

図６に示すように、従来の裏金層１２上に組織がパーライト相とセメンタイト相とからなる炭素鋼（過共析鋼）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、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、Ａｃｍ変態温度（例えば炭素成分の含有量が１．２質量％の過共析鋼の場合には９００℃程度）になると、オーステナイト相の一部が、セメンタ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、パーライト相とセメンタイト相とからなる組織となる。オーステナイト相と、パーライト相やセメンタイト相とは、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１１は、多孔質焼結層１４の強度が低くなる。

本実施形態に係る摺動部材１において、鋼相６は、炭素成分の含有量が０．８〜１．３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、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０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の割合に比べ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の強度が高くなる。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。

さらに、本実施形態では、多孔質焼結層４の鋼相６は、図６に示した従来の摺動部材２０と同じく、組織がパーライト相とセメンタイト相とからなる炭素鋼（過共析鋼）粉末を用いるが、焼結後の多孔質焼結層４の鋼相６の組織は、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１０と、オーステナイト相１１と、からなる。この鋼相６は、Ｎｉ−Ｐ合金相７をバインダとし裏金層２の表面に複数個積層されているが、多孔質焼結層４の裏金層２との界面側に配置された界面側鋼相粒群６ＬＧでは、粒状の鋼相６Ｌの組織中のフェライト相９の平均面積率が２０％以上となっていることで、摺動部材１が使用され温度が上昇した場合でも、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７と界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌ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、Ｎｉ−Ｐ合金相７と界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌとの接合が強くなり、多孔質焼結層４の強度を高めることができる。

なお、段落００４０に記載したが、セメンタイト相は鉄炭化物（Ｆｅ_３Ｃ）であり、パーライト相は、このセメンタイトを含むために、熱膨張係数が小さいが、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り、セメンタイト相やパーライト相に比べて熱膨張係数が大きく、Ｎｉ−Ｐ合金相７との熱膨張係数の差が小さい。このため、多孔質焼結層４のＮｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６Ｌの粒の表面に露出するフェライト相９の部分は、鋼相６Ｌの粒の表面とＮｉ−Ｐ合金相７との界面での熱膨張量の差により発生するせん断力が低くなるので接合が強くなり、多孔質焼結層４の強度が高くなる。

一方、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、組織中のフェライト相９の平均面積率が１０％以下となっている。摺動部材１が使用され、多孔質焼結層４の表面に被覆した樹脂組成物５が摩耗すると、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群６ＵＧの粒状の鋼相６Ｕが露出するようになるが、鋼相６Ｕは、組織中のフェライト相９の平均面積率が１０％以下になっていることで十分な硬さを有することから、摺動部材１の摺動層３の耐摩耗性が高くなる。なお、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌは、組織中のフェライト相９の平均面積率が２０％以上であるため、摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕに比べて硬さが低くなるが、摺動面に露出することはなく、摺動層３の耐摩耗性には影響しない。

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０．８〜１．３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。また、Ｎｉ−Ｐ合金の粉末は、炭素鋼の粉末（鋼相６）の平均粒径に対して１０〜３０％の平均粒径であるものを用いる必要がある。なお、混合粉におけるＮｉ−Ｐ合金の粉末の割合は、混合粉の１００質量部に対してＮｉ−Ｐ合金の粉末を５〜３０質量部とすることが好ましい。

そして、室温で、準備した混合粉を裏金上に散布し、粉末散布層を形成する。図５には、粉末散布層の焼結前の状態を示す。図５に示すように、粉末散布層中では、炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）は、裏金層２の表面に複数個（図５では２個）積層されている。Ｎｉ−Ｐ合金の粉末７ｐは、炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）の平均粒径に対して１０〜３０％の平均粒径であるものを用いると、炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）どうしの間の隙間や炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）と裏金層２の表面の間の隙間に多く存在するようになり、多孔質焼結層４の表面となる粉末散布層の表面付近では、粉末散布層の内部に比べてＮｉ―Ｐ合金の粉末７ｐが少なくなる。これは、混合粉を裏金層２の表面に散布している際に、粉末散布層の表面付近に散布されたＮｉ−Ｐ合金の粉末７ｐが、重力や散布時の振動の影響を受けて炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）どうしの間の隙間を通り、裏金層２の表面との界面側へ向かって流動しやいように、炭素鋼の粉末６ｐの平均粒径とＮｉ−Ｐ合金の粉末７ｐの平均粒径とを選択しているからである。

次に、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２は、従来から一般的な炭素鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、Ｎｉ合金等の板や条を用いることができるが、これらに限定されないで他の組成の金属の裏金を用いてもよい。焼結時において、昇温途中の８８０℃になると、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒が溶融を始める。その液相は、炭素鋼（鋼相６）の粒どうしや、炭素鋼（鋼相６）の粒と裏金層２の表面との間で流動し、裏金層２の表面上に多孔質焼結層４の形成が開始される。９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒は、９５０℃で完全に液相となる。なお、Ｐの含有量範囲を少なくした１０〜１２質量％のＰと残部Ｎｉの組成からなるＮｉ−Ｐ合金の粒は、９３０℃で完全に液相となる。

焼結温度は、Ｎｉ−Ｐ合金の粒が、完全に溶融する温度以上に設定されている。また、Ｎｉ−Ｐ合金の組成は、後述するが、炭素鋼（鋼相６）の組織が完全にオーステナイト相１１となる温度（Ａｃｍ変態点）以上で、完全に溶融する組成になされている。

炭素成分を０．８〜１．３質量％含有する炭素鋼の焼結前の組織は、パーライト相とセメンタイト相との混合相１０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からなる組織となる。このオーステナイト相１１は、パーライト相やセメンタイト相よりも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（Ａｃｍ変態点）以上で、完全に溶融する組成になされており、焼結温度は、Ｎｉ−Ｐ合金の粒が、完全に溶融する温度以上に設定されている。これは、液相状態のＮｉ−Ｐ合金相７中のＮｉ原子は、固相状態のＮｉ−Ｐ合金相７中のＮｉ原子よりも、鋼相６の表面におけるオーステナイト相１１中への拡散が起こり易いからである。

なお、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が完全にオーステナイト相１１からなる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１１に固溶される結果、オーステナイト相１１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の組織中の高オーステナイト相部８の形成、及び、フェライト相９の形成に関係している。

焼結後の冷却過程では、９００℃から７００℃に降温する間、鋼相６の組織がオーステナイト相１１であったものが、７２７℃（Ａ１変態点）まで降温する間に組織中に初析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、Ｎｉ−Ｐ合金相７との界面となる鋼相６の表面のオーステナイト相１１に、Ｎｉ−Ｐ合金相７のＮｉ成分が拡散することで、表面付近のオーステナイト相１１が熱力学的に安定化し、室温まで冷却してもオーステナイト相１１の一部が残存した組織となると考えられる。

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

また、鋼相６の組織中にフェライト相９が現れるのは、前記したように鋼相６の組織がオーステナイト相１１であったときに、Ｎｉ原子が拡散して炭素原子の濃度が低くなった部位が鋼相６のオーステナイト相１１の組織中に部分的に形成され、この炭素原子の濃度が低くなった部位のオーステナイト相１１が、冷却過程で７２７℃（Ａ１変態点）以下になると、フェライト相９とパーライト相に変態した（一部は、変態することなく残留する）と考える。以上の機構により、鋼相６は、炭素成分の含有量が０．８〜１．３質量％である過共析鋼（通常は、パーライト相とセメンタイト相とからなる組織）を用いるが、焼結後の組織は、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１０と、オーステナイト相１１と、からなる組織となる。

なお、焼結時の昇温過程で完全にオーステナイト相１１からなる単相の組織とした鋼相６を、冷却過程において本実施形態の鋼相６の組織に変態させるための冷却速度、冷却時間は、亜共析鋼や過共析鋼に関するＣＣＴ曲線図（連続冷却変態曲線図）やＴＴＴ曲線図（等温変態曲線図）を参照して決められる。

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

また、図５に示すように、焼結前の粉末散布層の表面側では、焼結後にＮｉ−Ｐ合金相７となるＮｉ−Ｐ合金の粉末７ｐの割合を少なくすることで、焼結中に、炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６）に対するＮｉ−Ｐ合金中のＮｉ原子の拡散が、粉末散布層の表面側に積層された炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６Ｕ）に対しては起き難くなり、粉末散布層の裏金層３との界面側に積層された炭素鋼の粉末６ｐ（鋼相６Ｌ）に対しては起きやすくなっている。このため、焼結後の多孔質焼結層４では、断面視において複数個積層された鋼相６のうち、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、組織中のフェライト相９の平均面積率が１０％以下と少なくなるのに対し、多孔質焼結層４の裏金層２との界面側に配置された界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌは、組織中のフェライト相９の平均面積率が２０％以上と多くなっている。

また、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕは、多孔質焼結層４の裏金層２との界面側に配置された界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌに比べて拡散するＮｉ原子の量が少ないが、特に、鋼相６Ｕの粒の表面のうち摺動面側の表面には、Ｎｉ原子が拡散しないか、僅かに拡散する程度である。また、多孔質焼結層４の摺動面側に配置された鋼相６Ｕは、粒の表面のうち摺動面側の表面がＮｉ−Ｐ合金相７により覆われないようにすることで、多孔質焼結層４の摺動面側の表面を、粒状の鋼相６Ｕの表面によって形成することができる。

また、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌとして、粒の表面でのフェライト相９の面積率が５０％以上であるものが、界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌの全体に対する体積割合で５０％以上とする場合には、段落００５２に記載した混合粉の準備にて、炭素鋼の粉末（鋼相６）として、本発明範囲の中では炭素成分が少ない炭素鋼（例えば、炭素の含有量が０．８〜１．１質量％である炭素鋼の粉末）を用いたり、多孔質焼結層４におけるＮｉ−Ｐ合金相７の割合を２５〜３０％質量部と多くしたり、あるいは、段落００５４に記載した焼結温度や加熱時間等の調整によって、鋼相６Ｌの粒の表面へのＮｉ原子が拡散する量が多くなるようにすれば、焼結後の鋼相６Ｌの組織中のフェライト相９の平均面積率を高くすることができる。

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００３８に記載した樹脂組成物を用いることができる。また、本発明の摺動部材１は、予め、摺動面に切削加工や研削加工等を施して、摺動面に多孔質焼結層４の摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕを露出させることもできる。

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（Ｆｅ_３Ｃ）やＦｅ−Ｐ化合物相（Ｆｅ_２Ｐ，Ｆｅ_３Ｐ）やＮｉ―Ｐ化合物相（Ｎｉ_３Ｐ）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、鋼相の組織中にフェライト相が形成されない。また、この液相はＮｉ_３Ｐを主体とするので、焼結後のＮｉ相と鋼相との界面にＮｉ_３Ｐ相（金属間化合物）が介在するように形成される。このＮｉ_３Ｐ相は、硬質であるが脆く、多孔質焼結層の強度が低くなる。

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Ｆｅ_２Ｓｎ相やＦｅ_３Ｓｎ相（金属間化合物）が介在するように形成され、鋼相の組織中にフェライト相が形成されなくなる。さらに、このＦｅ_２Ｓｎ相やＦｅ_３Ｓｎ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における摺動面側鋼相粒群６ＵＧの鋼相６Ｕと界面側鋼相粒群６ＬＧの鋼相６Ｌとは、同じ組成の炭素鋼（過共析鋼）粉末を用いながらも、組織中のフェライト相９の割合を異なるようにしているので、摺動部材１を安価に製造することができる。これに対し、予め、炭素成分の含有量が異なり、組織中のフェライト相の割合が異なる２種類の組成の炭素鋼（亜共析鋼）粉末を、別々に、裏金層上に散布した場合には、多孔質焼結層の厚さの寸法精度が悪くなり、また、散布の工程の増加によって摺動部材が高価となる。

１ 摺動部材
２ 裏金層
３ 摺動層
４ 多孔質焼結層
５ 樹脂組成物
６ 鋼相
６Ｕ 鋼相（摺動面側鋼相粒群の鋼相）
６Ｌ 鋼相（界面側鋼相粒群の鋼相）
６ＵＧ 摺動面側鋼相粒群
６ＬＧ 界面側鋼相粒群
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 パーライト相とセメンタイト相との混合相
１１ オーステナイト相

Claims (10)

1. 裏金層と摺動層とからなり、前記摺動層は、前記裏金層の表面に形成された多孔質焼結層と該多孔質焼結層の空孔部及び表面に含浸被覆された樹脂組成物とからなる摺動部材において、
   前記多孔質焼結層は、断面視において前記裏金層の表面に複数個積層された粒状の鋼相と、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するＮｉ−Ｐ合金相と、からなり、
   前記粒状の鋼相は、炭素の含有量が０．８〜１．３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おり、
   前記断面視において複数個積層された粒状の鋼相のうち、前記多孔質焼結層の摺動面側に配置された摺動面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の組織中の前記フェライト相の平均面積率が１０％以下である一方、前記多孔質焼結層の前記裏金層との界面側に配置された界面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の組織中の前記フェライト相の平均面積率が２０％以上であることを特徴とする摺動部材。
2. 前記粒状の鋼相の平均粒径は、４５〜１８０μｍであることを特徴とする請求項１記載の摺動部材。
3. 前記粒状の鋼相の表面には、前記Ｎｉ−Ｐ合金相のＮｉ成分が拡散していることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の摺動部材。
4. 前記高オーステナイト相部の厚さは、１〜３０μｍであることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の摺動部材。
5. 前記高オーステナイト相部における組織中の前記オーステナイト相の割合は、０.０５〜１０体積％であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の摺動部材。
6. 前記高オーステナイト相部における前記オーステナイト相の平均粒径は、０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の摺動部材。
7. 前記界面側鋼相粒群では、前記粒状の鋼相の表面における前記フェライト相の面積率が５０％以上であるものが、前記粒状の鋼相の全体に対する体積割合で５０％以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の摺動部材。
8. 前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰと残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材。
9. 前記Ｎｉ−Ｐ合金相の組成は、９〜１３質量％のＰ、及び選択成分として１〜４質量％のＢ、１〜１２質量％のＳｉ、１〜１２質量％のＣｒ、１〜３質量％のＦｅ、０．５〜５質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＣｕから選択される１種以上を含有し、残部Ｎｉおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の摺動部材。
10. 前記多孔質焼結層における前記Ｎｉ−Ｐ合金相の割合は、前記多孔質焼結層の１００質量部に対して前記Ｎｉ−Ｐ合金相が５〜３０質量部であることを特徴とする請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の摺動部材。