JP6341455B2 - 鉄基焼結摺動部材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、内燃機関のバルブガイドやバルブシート、ロータリーコンプレッサのベーンやローラー、ターボチャージャーの摺動部品、および車両、工作機械、産業機械等の駆動部位や摺動部位のように摺動面に高い面圧が作用するような摺動部品に好適な摺動部材に関し、特に、主成分がＦｅからなる原料粉末を圧粉成形して得られた圧粉体を焼結する粉末冶金法による鉄基焼結摺動部材の製造方法に関する。

粉末冶金法による焼結部材は、ニアネットシェイプに造形することができ、かつ、大量生産に向くことから各種機械部品に適用されている。また、通常の溶製材料では得られない特殊な金属組織を容易に得ることができるため、上記のような各種摺動部品にも適用されている。すなわち、粉末冶金法による焼結部材においては、原料粉末に黒鉛や硫化マンガン等の固体潤滑剤の粉末を添加し、固体潤滑剤が残留する条件で焼結することにより、固体潤滑剤を金属組織中に分散させることができるため、各種摺動部品に適用されている
（特許文献１〜３等）。

特開平０４−１５７１４０号公報 特開２００６−０５２４６８号公報 特開２００９−１５５６９６号公報

従来より、焼結摺動部材では、黒鉛や硫化マンガン等の固体潤滑剤を粉末の形態で付与し、焼結時に固溶させずに残留させている。このため、固体潤滑剤は気孔中および粉末粒界に偏在している。このような固体潤滑剤は、気孔中および粉末粒界において基地と結合していないため、固着性が低くなり、摺動時に基地から脱落し易い。

また、固体潤滑剤として黒鉛を用いる場合は、黒鉛を焼結時に基地中に固溶させず、焼結後に遊離した黒鉛として残留させる必要があり、そのためには、焼結温度を一般の鉄基焼結合金の場合よりも低くしなければならない。このため、原料粉末どうしの拡散による粒子間結合が弱くなって、基地強度が低くなり易い。

一方、硫化マンガン等の固体潤滑剤は、焼結時に基地中に容易に固溶しないため、一般の鉄基焼結合金の場合と同等の焼結温度で焼結することが可能である。しかしながら、粉末の形態で添加された固体潤滑剤は原料粉末間に存在する。このため、原料粉末どうしの拡散を阻害し、固体潤滑剤を添加しない場合に比して、基地強度が低くなる。そして、基地強度の低下により、鉄基焼結部材の強度が低下するとともに、摺動時の基地の耐久性が低下して摩耗が進行し易くなる。

このような状況の下、本発明は、固体潤滑剤が気孔中および粉末粒界のみではなく、粉末粒内にも均一に分散されるとともに、基地に強固に固着され、摺動特性に優れるとともに、機械的強度に優れた鉄基焼結摺動部材の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の鉄基焼結摺動部材の製造方法は、鉄粉末と硫化鉄粉末とからなる原料粉末を用い、前記硫化鉄粉末は、前記原料粉末のＳ量が３．２４〜８．１０質量％となるよう添加して混合され、原料粉末を押型内で圧粉成形し、得られた成形体を非酸化性雰囲気中、１０００〜１３００℃で焼結することを特徴とする。

上記の鉄基焼結摺動部材の製造方法においては、前記原料粉末に、さらに銅粉末もしくは銅合金粉末を添加するとともに、原料粉末のＣｕ量が２０質量％以下であり、焼結温度が１０９０〜１３００℃であることを好ましい態様とする。また、前記鉄粉末に替えてＮｉおよびＭｏの少なくとも１種を含有する鉄合金粉末を用いるとともに、原料粉末のＮｉおよびＭｏ量が１３質量％以下であること、前記原料粉末に、さらにニッケル粉末を添加するとともに、原料粉末のＮｉ量が１３質量％以下であることを好ましい態様とする。そして、前記原料粉末に、さらに黒鉛粉末０．２〜２質量％を添加すること、あるいは、前記原料粉末に、さらに黒鉛粉末０．２〜３質量％と、硼酸、硼酸化物、硼素の窒化物、硼素のハロゲン化物、硼素の硫化物および硼素の水素化物の粉末のうちの１種以上０．１〜２．０質量％と、を添加することを好ましい態様とする。

本発明の鉄基焼結摺動部材の製造方法によれば、鉄基地中から硫化鉄を主体とする金属硫化物粒子が析出して鉄基地中に分散するため、基地に強固に固着されており、摺動特性および強度に優れる。

本発明で製造する鉄基焼結摺動部材の金属組織の一例を示す図面代用写真である。

以下、本発明において製造する鉄基焼結摺動部材の金属組織および数値限定の根拠を説明する。本発明において製造する鉄基焼結摺動部材は、主成分をＦｅとする。ここで、主成分とは、焼結摺動部材中の過半を占める成分の意味であり、本発明においては全体組成におけるＦｅ量が５０質量％以上、好ましくは６０質量％以上である。金属組織は、Ｆｅを主体とする硫化物粒子が分散する鉄基地（鉄合金基地）と気孔とからなる。鉄基地は、鉄粉末および／または鉄合金粉末により形成される。そして、気孔は、粉末冶金法に起因して生じるものであり、原料粉末を圧粉成形した際の粉末間の空隙が、原料粉末の結合により形成された鉄基地中に残留したものである。

一般に、鉄粉末は、製法に起因して不可避不純物としてＭｎを０．０３〜０．９質量％程度含有し、このため鉄基地は、不可避不純物として微量のＭｎを含有する。そして、Ｓを与えることによって、固体潤滑剤として硫化マンガン等の硫化物粒子を基地中に析出させることができる。ここで、硫化マンガンは基地中に微細に析出するため、被削性改善には効果があるが、摺動特性に寄与するには微細過ぎるため、摺動特性改善効果が小さい。このため、本発明においては、基地に微量に含有されるＭｎと反応する分のＳ量だけでなく、さらにＳを付与し、このＳを主成分であるＦｅと結合させて硫化鉄を形成する。

通常、硫化物の形成し易さは、電気陰性度の差がＳと大きいものほど高い。電気陰性度の値（ポーリングによる電気陰性度）はＳ：２．５８であり、Ｍｎ：１．５５、Ｃｒ：１．６６、Ｆｅ：１．８３、Ｃｕ：１．９０、Ｎｉ：１．９１、Ｍｏ：２．１６であるから、硫化物は、Ｍｎ＞Ｃｒ＞Ｆｅ＞Ｃｕ＞Ｎｉ＞Ｍｏの順で形成し易い。このため、鉄粉末に含有される全てのＭｎと結合してＭｎＳを生成できるＳ量を超える量のＳを添加すると、微量のＭｎとの反応以外に、主成分であるＦｅとの反応が起こり、硫化マンガンだけでなく、硫化鉄も析出する。したがって、基地中に析出する硫化物は、主成分であるＦｅにより生成する硫化鉄が主となり、一部が不可避不純物であるＭｎにより生成する硫化マンガンとなる。

硫化鉄は、固体潤滑剤として摺動特性向上に好適な大きさの硫化物粒子であり、基地の主成分であるＦｅと結合させて形成するため、基地中に均一に析出分散させることができる。

上記のように、本発明においては、基地に含有されるＭｎと結合させるＳ量と、さらに、Ｓを与えて、基地の主成分であるＦｅと結合させて硫化物を析出させる。ただし、基地中に析出分散する硫化物粒子の量が１５体積％を下回ると、ある程度の潤滑効果は得られるものの、摺動特性が低下する。一方、硫化物粒子の量が３０体積％を超えると、基地に対する硫化物の量が過多となって鉄基焼結摺動部材の強度が低下する。このことから、基地中の硫化物粒子の量は、基地に対して１５〜３０体積％とする。

Ｓは、常温では化合力が鈍いが、高温では非常に反応性に富み、金属だけでなくＨ、Ｏ、Ｃ等の非金属元素とも化合する。ところで、焼結部材の製造においては、一般に、原料粉末に成形潤滑剤が添加され、焼結工程の昇温過程において成形潤滑剤を揮発させて取り除く、いわゆる脱ろうが行われるが、Ｓを硫黄粉末の形態で付与すると、成形潤滑剤が分解して生成される成分（主にＨ、Ｏ、Ｃ）と化合して離脱するため、上記の硫化鉄形成に必要なＳを安定して与えることが難しい。このため、Ｓは、硫化鉄粉末の形態で付与する。Ｓをこれらの硫化鉄粉末の形態で付与する場合、脱ろう工程が行われる温度域（２００〜４００℃程度）では硫化鉄の形態で存在するため、成形潤滑剤が分解して生成される成分と化合せず、Ｓの離脱が生じないことから、上記の硫化鉄形成に必要なＳを安定して与えることができる。

本発明においては、金属硫化物として硫化鉄粉末を用いるので、焼結工程の昇温過程において９８８℃を超えるとＦｅ−Ｓの共晶液相を発生し、液相焼結となって粉末粒子間のネックの成長を促進する。また、この共晶液相からＳが鉄基地中に均一に拡散するので、硫化物粒子を基地中から均一に析出分散させることができる。

上記の硫化物粒子は、基地中のＭｎやＦｅとＳを結合させて析出させるため、基地中から析出して均一に分散する。したがって、硫化物は基地に強固に固着しており、脱落し難くなる。また、硫化物は鉄基地から析出して生成するため、焼結時における原料粉末どうしの拡散を阻害しないこと、およびＦｅ−Ｓ液相により焼結が促進されことから、原料粉末どうしの拡散が良好に行われ、鉄基地の強度が向上して、鉄基地の耐摩耗性が向上する。

なお、基地中に析出する硫化物は、相手部材との摺動において固体潤滑作用を発揮するため、微細なものより、所定の大きさであることが好ましい。この観点から、最大粒径が円相当径で１０μｍ以上の硫化物粒子の面積が、硫化物粒子全体の面積の３０％以上を占めることが好ましい。硫化物粒子の最大粒径が円相当径で１０μｍを下回ると、固体潤滑作用を十分に得難くなる。また、最大粒径が円相当径で１０μｍ以上の硫化物粒子の面積が硫化物粒子全体の面積の３０％を下回っても、十分な固体潤滑作用を得難くなる。

一般に、鉄基焼結合金は、鉄基地の強化のため、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の元素を鉄基地に固溶させて鉄合金として使用するが、本発明の鉄基焼結摺動部材においても同様に鉄基地を強化する元素を追加して鉄合金基地とすることができる。これらの元素のうち、Ｎｉ、Ｍｏは、上述のように、電気陰性度の関係から、硫化鉄を主体とする硫化物粒子の形成を阻害しない。また、Ｃｕは、硫化鉄を主体とする硫化物粒子の形成を促進する効果がある。これらの元素は、鉄基地に固溶して基地を強化する作用を有するとともに、Ｃと併用した場合に、鉄基地の焼入れ性を改善して、パーライトを微細にして強度を高めたり、焼結時の通常の冷却速度で強度の高いベイナイトやマルテンサイトを得ることを容易にする。

Ｎｉ、Ｍｏのうちの少なくとも１種は、単味粉末（ニッケル粉末およびモリブデン粉末）または他の成分との合金粉末（Ｆｅ−Ｍｏ合金粉末、Ｆｅ−Ｎｉ合金粉末、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ合金粉末、Ｃｕ−Ｎｉ合金粉末、およびＣｕ−Ｍｏ合金粉末等）の形態で添加することができる。ただし、これらの材料は高価であるとともに、単味粉末で添加する場合、成分量が過多となると鉄基地中に未拡散の部分が残留して硫化物の析出していない部分が生じる。このため、Ｎｉ、Ｍｏは全体組成において、それぞれ１３質量％以下とすることが好ましい。

Ｃｕは、単味粉末または他の成分との合金粉末の形態で添加することができる。Ｃｕは、上述のとおり、硫化物粒子の析出を促進する効果があるとともに、Ｓ量に比してＣｕ量が多い場合に、鉄基地中に軟質な遊離銅相が析出して、相手部材とのなじみ性を向上させる。しかしながら、多量に添加すると、析出する遊離銅相の量が過多となり、鉄基焼結部材の強度低下が著しくなる。このため、Ｃｕ量は全体組成において２０質量％以下とすることが好ましい。

Ｃは、合金粉末の形態で付与すると合金粉末の硬さが高くなって原料粉末の圧縮性が低下するため、黒鉛粉末の形態で付与する。Ｃの添加量が０．２質量％を下回ると強度が低いフェライトの割合が過多となって、添加効果が乏しくなる。一方、添加量が過多となると、脆いセメンタイトがネットワーク状に析出するようになる。このため、本発明においては、Ｃを０．２〜２．０質量％含有するとともに、Ｃの全量が基地中に固溶もしくは金属炭化物として析出していることが好ましい。

なお、Ｃを基地に固溶させず気孔中に黒鉛の状態で残留させると、この黒鉛が固体潤滑剤として機能し、摩擦係数の低減、摩耗の抑制等の効果が得られ、摺動特性を向上させることができる。このため、本発明においては、Ｃを０．２〜３．０質量％含有するとともに、Ｃの一部あるいは全部が気孔中に黒鉛として分散していることが好ましい。この場合、Ｃを黒鉛粉末の形態で添加する。Ｃの添加量が０．２質量％を下回ると、分散する黒鉛の量が乏しくなり、摺動特性向上の効果が不十分となる。一方、気孔中に残留する黒鉛は、添加した黒鉛粉末の形状が維持されるため、黒鉛によって気孔の球状化が阻まれ、強度が低下し易い。このため、Ｃの添加量の上限を３．０質量％とする。

Ｃを気孔中に黒鉛の状態で残留させるには、原料粉末に、黒鉛粉末０．２〜３．０質量％と、硼酸、硼酸化物、硼素の窒化物、硼素のハロゲン化物、硼素の硫化物および硼素の水素化物の粉末のうちの１種以上０．１〜２．０質量％を添加して与えておくことで得ることができる。これらの硼素含有粉末は、融点が低く、５００℃程度で酸化硼素の液相を発生する。このため、焼結工程において黒鉛粉末および硼素含有粉末を含有する圧粉体を昇温する過程で、硼素含有粉末が溶融し、発生した酸化硼素液相によって黒鉛粉末表面が濡れて覆われる。このため、さらに昇温した際の８００℃程度から始まるＦｅ基地中への黒鉛粉末のＣの拡散が防止され、黒鉛粉末を気孔中に残留させて分散させることができる。硼素含有粉末は、この黒鉛粉末を被覆するに足る量であることが好ましく、過剰に添加しても酸化硼素が基地中に残留して強度の低下を招くため、その添加量は０．１〜２．０質量％とすると良い。

鉄基地の金属組織は、Ｃを与えない場合フェライト組織となる。また、Ｃを与える場合において、Ｃを気孔中に黒鉛の状態で残留させたとき、鉄基地の金属組織はフェライトとなる。そして、Ｃの一部および全部を鉄基地に拡散させたとき、鉄基地の金属組織はフェライトとパーライトの混合組織もしくはパーライトとなる。Ｃとともに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を用いたとき、鉄基地の金属組織はフェライトとパーライトの混合組織、フェライトとベイナイトの混合組織、フェライトとパーライトとベイナイトの混合組織、パーライトとベイナイトの混合組織、パーライト、ベイナイトのいずれかの金属組織となる。さらに、Ｃｕが添加され、Ｓ量に比してＣｕ量が多い場合に、上記の鉄基地の金属組織中に遊離銅相が分散した金属組織となる。

上記の原料粉末は、従来から行われているように、製品の外周形状を造形する型孔を有する金型と、金型の型孔と摺動自在に嵌合し、製品の下端面を造形する下パンチと、場合によっては製品の内周形状若しくは肉抜き部を造形するコアロッドと、から形成されるキャビティに原料粉末を充填し、製品の上端面を造形する上パンチと、該下パンチとにより原料粉末を圧縮成形した後、金型の型孔から抜き出す方法（押型法）により成形体に成形する。

得られた成形体は、焼結炉で加熱されて焼結が行われる。このときの加熱保持温度、すなわち焼結温度は、焼結の進行および硫化物の形成に重要な影響を与える。ここで焼結温度が、１０００℃を下回るとＦｅ−Ｓ共晶液相が発生せず、鉄を主体とする硫化物の形成が不十分となる。また、追加の添加元素としてＣｕを用いる場合、Ｃｕの融点が１０８４．５℃であることから、Ｃｕ液相を充分に発生させるため焼結温度を１０９０℃以上とすることが好ましい。一方、焼結温度が１３００℃より高くなると、液相発生量が過多となり型くずれが生じ易くなる。なお、焼結雰囲気は非酸化性の雰囲気であればよいが、上述のようにＳはＨ、Ｏと反応しやすいため、露点が低い雰囲気を用いることが好ましい。

［第１実施例］
Ｍｎを０．０３質量％含有する鉄粉末に、硫化鉄粉末（Ｓ量：３６．４７質量％）を表１に示す配合比（添加の割合）として添加し、混合して原料粉末を得た。そして、原料粉末を成形圧力６００ＭＰａで成形し、外径２５．６ｍｍ、内径２０ｍｍ、高さ１５ｍｍのリング形状の圧粉体を作製した。次いで、非酸化性ガス雰囲気中、１１２０℃で焼結して試料番号０１〜０８の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表１に併せて示す。

金属組織中の硫化物の体積％は、金属組織断面の硫化物の面積率に等しい。このため、実施例においては、金属硫化物の体積％の評価にあたり、金属組織断面の硫化物の面積％を評価して行った。すなわち、得られた試料について切断し、断面を鏡面研磨して断面観察を行い、画像分析ソフトウエア（三谷商事株式会社製ＷｉｎＲＯＯＦ）を用いて、気孔を除く基地部分の面積と硫化物の面積を測定して基地に占める硫化物の面積％を求めるとともに、最大粒径が１０μｍ以上である硫化物の面積を測定して全硫化物の面積に対する割合を求めた。なお、各硫化物粒子の最大粒径は、各粒子の面積を求め、この面積と等しい円の直径に換算する円相当径で計測した。また、硫化物粒子が結合している場合、結合した硫化物を１個の硫化物としてこの硫化物の面積より円相当径を求めた。これらの結果を表２に示す。

また、リング形状の焼結部材について、ＪＩＳ規格に規定されたＳＣＭ４３５Ｈの調質材を相手材として用いて、リングオンディスク摩擦摩耗試験機によって、周速４７７ｒｐｍ、５ｋｇｆ／ｃｍ^２の荷重の下で無潤滑で摺動試験を行い、摩擦係数を測定した。さらに、リング形状の焼結部材について圧環試験を行い圧環強さを測定した。これらの結果についても表２に併せて示す。

なお、以下の評価に当たっては、摩擦係数０．６以下および圧環強さ１５０ＭＰａ以上となる試料を合格として判定を行った。

表１および表２より、硫化鉄粉末を添加することにより硫化物が析出し、硫化鉄粉末の添加量の増加にしたがい、全体組成中のＳ量が増加し、硫化物の析出量が増加している。また、最大粒径が１０μｍ以上の硫化物は、Ｓ量の増加に従ってその割合が増加し、Ｓ量が本発明の上限値である８．１０％のときに、硫化物のほとんどの最大粒径が１０μｍ以上となっている。このような硫化物の析出により、全体組成中のＳ量が増加するにしたがい摩擦係数が低下する。圧環強さは、硫化鉄粉末の添加により焼結時に液相が発生して焼結が促進されるため増加する。しかしながら、基地中に析出する硫化物の量が増加すると基地の強度が低下するため、Ｓ量が多い領域では硫化物の析出量が多く基地の強度が低下して圧環強さが低下する。

ここで、全体組成中のＳ量が３．２４質量％に満たない試料番号０２の試料では、Ｓ量が乏しいため、硫化物の析出量が１５面積％を下回り、摩擦係数の改善効果が乏しい。これに対して、全体組成中のＳ量が３．２４質量％の試料番号０３の試料では、硫化物の析出量が１５面積％で、最大粒径が１０μｍ以上の硫化物の面積が全硫化物の面積に対して占める割合が６０％を超え、摩擦係数が０．６に改善されている。一方、全体組成中のＳ量が８．１質量％を超えると、基地に占める硫化物の量が３０面積％を超える結果、圧環強さの低下が著しくなり、圧環強さが１５０ＭＰａを下回る。以上のように、全体組成中のＳ量は３．２４〜８．１質量％の範囲で、良好な摩擦係数と強度が得られることが確認された。

図１に、試料番号０５の鉄基焼結摺動部材の金属組織（鏡面研磨）を示す。鉄基地は白色の部分であり、硫化物粒子は灰色の部分である。気孔は黒色の部分である。図１より硫化物粒子（灰色）は鉄基地（白色）中に析出して分散しており、基地への固着性が良好であることが伺える。また、硫化物粒子は各所で互いに結合してある程度の大きさに成長しており、このように大きい形態で基地中に分散するため、固体潤滑剤としての作用が大きく、摩擦係数の低減に寄与したものと考えられる。なお、気孔（黒色）は比較的丸みを帯びた形状となっているが、これはＦｅＳ液相の発生によるものと考えられる。

［第２実施例］
Ｍｎを０．８質量％含有する鉄粉末に、硫化鉄粉末（Ｓ量：３６．４７質量％）を表３に示す配合比に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、第１実施例と同様にして、成形、焼結を行い試料番号０９〜１６の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表３に併せて示す。これらの試料について、第１実施例と同様にして、硫化物の面積および最大粒径が１０μｍ以上である硫化物の面積が全硫化物の面積に占める割合を測定するとともに、摩擦係数および圧環強さの測定を行った。これらの結果を表４に示す。

第２実施例は、第１実施例で用いた鉄粉末（Ｍｎ量：０．０３質量％）と異なるＭｎ量の鉄粉末を用いた場合の例であるが、第１実施例と同じ傾向を示している。すなわち、表３および表４より、硫化鉄粉末の添加量の増加に従い、全体組成中のＳ量が増加し、硫化物の析出量が増加している。また、最大粒径が１０μｍ以上の硫化物は、Ｓ量の増加にしたがってその割合が増加し、Ｓ量が本発明の上限値である８．１０％のときに、硫化物のほとんどの最大粒径が１０μｍ以上となっている。このような硫化物の析出により、全体組成中のＳ量が増加するに従って摩擦係数が低下する。硫化鉄粉末の添加により焼結時に液相が発生して焼結が促進されるため、圧環強さは増加するが、基地中に析出する硫化物の量が増加すると基地の強度が低下するため、Ｓ量が多い領域では硫化物の析出量が多く強度が低下するため、圧環強さが低下する。

また、第１実施例と同様に、全体組成中のＳ量が３．２４質量％に満たない試料番号１０の試料では、Ｓ量が乏しいため、硫化物の析出量が１５面積％を下回り、摩擦係数の改善効果が乏しい。これに対して、全体組成中のＳ量が３．２４質量％の試料番号１１の試料では、硫化物の析出量が１５面積％で、最大粒径が１０μｍ以上の硫化物の面積が占める割合が６０％となり、摩擦係数が０．６以下に改善されている。一方、全体組成中のＳ量が８．１質量％を超えると、基地に占める硫化物の量が３０面積％を超える結果、圧環強さの低下が著しくなり、圧環強さが１５０ＭＰａを下回る。以上のように、全体組成中のＳ量は３．２４〜８．１質量％の範囲で、良好な摩擦係数と強度が得られることが確認された。

［第３実施例］
第１実施例で用いた鉄粉末に、１５質量％の硫化鉄粉末、および銅粉末を添加するとともに、表５に示す銅粉末の添加の割合（配合比）に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、第１実施例と同様にして、成形、焼結を行い試料番号３１〜３５の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表５に併せて示す。これらの試料について、第１実施例と同様にして、硫化物の面積および最大粒径が１０μｍ以上である硫化物の面積が全硫化物の面積に占める割合を測定するとともに、摩擦係数および圧環強さの測定を行った。これらの結果を表６に示す。なお、表６には第１実施例の試料番号０５の試料（銅粉末を含まない例）の結果を併せて示す。

表５および表６より、銅粉末の添加量を変化させて全体組成中のＣｕ量を変化させると、Ｃｕ量の増加にしたがい、硫化物粒子の析出が促進されて硫化物の量が増加するとともに、１０μｍを超える硫化物粒子の量が増加する傾向を示しており、このため摩擦係数が低下する傾向を示している。圧環強さは、Ｃｕ量が増加するに従って液相発生量が増加して緻密化すること、および基地強化の作用により、Ｃｕ量が１５質量％までは増加する。しかしながら、Ｃｕ量が１５質量％を超えると基地中に分散する遊離銅相の量が多くなって圧環強さは減少しており、Ｃｕ量が２０質量％を超えると、圧環強さが１５０ＭＰａを下回る。

以上の結果から、Ｃｕの添加により、硫化物粒子の析出が促進されて摩擦係数を低減することができることが確認された。ただし、Ｃｕ量が２０質量％を超えると強度の低下が著しくなるため、Ｃｕを添加する場合、上限を２０質量％以下とすることが好ましいことも確認された。

［第４実施例］
第１実施例で用いた鉄粉末に、１５質量％の硫化鉄粉末、１０質量％の銅粉末、およびニッケル粉末を添加するとともに、表７に示すニッケル粉末の添加の割合（配合比）に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、第１実施例と同様にして、成形、焼結を行い試料番号３６〜４０の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表７に併せて示す。これらの試料について、第１実施例と同様にして、硫化物の面積および最大粒径が１０μｍ以上である硫化物の面積が全硫化物の面積に占める割合を測定するとともに、摩擦係数および圧環強さの測定を行った。これらの結果を表８に示す。なお、表８には第３実施例の試料番号３２の試料（ニッケル粉末を含まない例）の結果を併せて示す。

表７および表８より、ニッケル粉末の添加量を変化させて全体組成中のＮｉ量を変化させると、Ｎｉ量の増加に従って基地強化の作用によりＮｉ量が５質量％までは圧環強さが増加する。しかしながら、Ｎｉ量の増加に従って鉄基地中に拡散しきらないで残留するＮｉリッチ相（高Ｎｉ濃度相）の量が増えて強度が低下するため、５質量％を超えて１０質量％までは、基地強化の作用とＮｉリッチ相の影響がバランスして圧環強さが等しくなっている。そして、Ｎｉ量が１０質量％を超えるとＮｉリッチ相の影響が大きくなり、圧環強さが減少している。一方、Ｎｉ量が増加するに従って硫化物の析出が乏しいＮｉリッチ相が増加するため、摩擦係数は緩やかに増加している。しかしながら、Ｎｉ量が１３質量％を超えると、Ｎｉリッチ相が増加し過ぎるため、摩擦係数が著しく増加して、６を超える値となっている。

以上のように、Ｎｉの添加により強度を向上できること、ただしＮｉ量が１３質量％を超えると強度の低下とともに摩擦係数が増加することから上限を１３質量％以下にすることが好ましいことが確認された。また、この第４実施例より、Ｎｉを１３質量％以下の範囲で添加することにより強度を向上できることが確認された。

［第５実施例］
第１実施例で用いた鉄粉末に、１５質量％の硫化鉄粉末、１０質量％の銅粉末、および黒鉛粉末を添加するとともに、表９に示す黒鉛粉末の添加の割合（配合比）に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、第１実施例と同様にして、成形、焼結を行い試料番号４１〜５１の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表９に併せて示す。これらの試料について、第１実施例と同様にして、硫化物の面積および最大粒径が１０μｍ以上である硫化物が全硫化物に占める割合を測定するとともに、摩擦係数および圧環強さの測定を行った。これらの結果を表１０に示す。なお、表１０には第３実施例の試料番号３２の試料（黒鉛粉末を含まない例）の結果を併せて示す。

第５実施例は、鉄基焼結摺動部材にＣを与えるとともに、Ｃの全量を鉄基地に固溶して与える場合の例である。第３実施例の試料番号３２の試料はＣを含有せず、鉄基地の金属組織は強度の低いフェライト組織である。ここで、黒鉛粉末を添加してＣを付与すると、鉄基地の金属組織中にフェライト相より硬く強度の高いパーライト相がフェライト組織中に分散して、圧環強さが増加するとともに、摩擦係数が低下する。そして、Ｃ量が増加するに従ってパーライト相の量が増加してフェライト相が減少し、Ｃ量が１質量％程度で鉄基地の金属組織が全面パーライト組織となる。このため、Ｃ量が１質量％までは、Ｃ量の増加に従って圧環強さが増加するとともに、摩擦係数が低下する。一方、Ｃ量が１質量％を超えるとパーライト組織中に高くかつ脆いセメンタイトが析出するようになり、圧環強さが低下するとともに、摩擦係数が増加する。そして、Ｃ量が２質量％を超えると、パーライト組織中に析出するセメンタイトの量が過大となり、圧環強さが著しく低下して、Ｃを添加しない試料番号３２の試料よりも圧環強さが低下するとともに、摩擦係数も大きくなって、０．６を超える値となっている。

以上のように、Ｃを添加して鉄基地に固溶させることにより強度を向上できること、ただしＣ量が２質量％を超えると強度の低下とともに摩擦係数が増加することから上限を２質量％以下にすることが好ましいことが確認された。

［第６実施例］
第１実施例で用いた鉄粉末に、１５質量％の硫化鉄粉末、１０質量％の銅粉末、０．５質量％の酸化硼素粉末および黒鉛粉末を添加するとともに、表１１に示す黒鉛粉末の添加の割合（配合比）に変えて添加し、混合して原料粉末を得た。そして、第１実施例と同様にして、成形、焼結を行い試料番号５２〜６２の焼結部材を作製した。これらの試料の全体組成を表１１に併せて示す。これらの試料について、第１実施例と同様にして、硫化物の面積および最大粒径が１０μｍ以上である硫化物の面積が全硫化物の面積に占める割合を測定するとともに、摩擦係数および圧環強さの測定を行った。これらの結果を表１２に示す。なお、表１２には第３実施例の試料番号３２の試料（黒鉛粉末を含まない例）の結果を併せて示す。

第６実施例は、鉄基焼結摺動部材にＣを与えるとともに、Ｃを鉄基地に拡散させず、気孔中に残留させて固体潤滑剤として用いる場合の例である。表１１および表１２より、黒鉛粉末の添加量を変化させて全体組成中のＣ量を変化させると、Ｃ量の増加に従って気孔中に分散する黒鉛粉末が固体潤滑剤として作用し、摩擦係数が低下する。一方、黒鉛粉末の量が増加した分鉄基地の量が分減少するため、圧環強さは低下する。そして、黒鉛粉末の添加量が３質量％を超えると、圧環強さが著しく低下して１５０ＭＰａを下回る値となっている。

以上のように、黒鉛粉末を添加するとともにこれを気孔中に残留させて与えると、摩擦係数の低減に効果があるが、Ｃ量が３質量％を超えると強度の低下が著しいことから上限を３質量％以下にすることが好ましいことが確認された。

本発明の鉄基焼結摺動部材の製造方法では、鉄基地中から硫化鉄を主体とする金属硫化物粒子が析出して鉄基地中に分散するため、基地に強固に固着されており、摺動特性および強度に優れることから、各種摺動部品の製造に適用可能である。

Claims (9)

1. 鉄粉末と硫化鉄粉末とからなる原料粉末を用い、前記硫化鉄粉末は、前記原料粉末のＳ量が３．２４〜８．１０質量％となるよう添加して混合され、原料粉末を押型内で圧粉成形し、得られた成形体を非酸化性雰囲気中、１０００〜１３００℃で焼結することを特徴とする鉄基焼結摺動部材の製造方法。
2. 前記原料粉末に、さらに銅粉末もしくは銅合金粉末を添加するとともに、原料粉末のＣｕ量が２０質量％以下であり、焼結温度が１０９０〜１３００℃であることを特徴とする請求項１に記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
3. 前記鉄粉末に替えてＮｉおよびＭｏの少なくとも１種を含有する鉄合金粉末を用いるとともに、原料粉末のＮｉおよびＭｏ量が１３質量％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
4. 前記原料粉末に、さらにニッケル粉末を添加するとともに、原料粉末のＮｉ量が１３質量％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
5. 前記原料粉末に、さらに黒鉛粉末０．２〜２質量％を添加するとともに、原料粉末のＣｕ量が１０〜２０質量％となるように銅粉末もしくは銅合金粉末を添加し、焼結温度が１０９０〜１３００℃であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
6. 前記鉄粉末に替えてＮｉを含有する鉄合金粉末を用いるとともに、前記原料粉末に、さらに黒鉛粉末０．２〜２質量％を添加し、原料粉末のＮｉ量が５〜１３質量％（５％を除く）となることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
7. 前記原料粉末に、さらに黒鉛粉末０．２〜２質量％を添加するとともに、原料粉末のＮｉ量が５〜１３質量％（５％を除く）となるようにＮｉ粉末を添加することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
8. 前記原料粉末に、原料粉末のＣｕ量が１０〜２０質量％となるように銅粉末もしくは銅合金粉末を添加し、焼結温度が１０９０〜１３００℃であることを特徴とする請求項６または７に記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。
9. 前記原料粉末に、さらに硼酸、硼酸化物、硼素の窒化物、硼素のハロゲン化物、硼素の硫化物および硼素の水素化物の粉末のうちの１種以上０．１〜２．０質量％と、を添加することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の鉄基焼結摺動部材の製造方法。