複合焼結摺動部材
【課題】 Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の焼結性を改善して寸法精度の良い焼結材料を提供し、これによって広く高強度、耐摩耗、耐焼付性、耐食性に優れた焼結摺動部材を用いた複合焼結摺動部材を提供する。
【解決手段】 Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料であって、１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有する。また、この焼結材料を裏金部材に焼結接合して複合焼結摺動部材を構成する。
【解決手段】 Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料であって、１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有する。また、この焼結材料を裏金部材に焼結接合して複合焼結摺動部材を構成する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合焼結摺動部材に関し、より詳しくは高硬度、耐摩耗、耐高温酸化性、耐食性に優れた銅合金として広く使用されているＡｌ青銅合金系の焼結性を改善し、寸法精度の良い製品を作るのに適したＣｕ−Ａｌ系の焼結材料を用いた複合焼結摺動部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ青銅合金は、高硬度、耐摩耗、耐高温酸化性、耐食性に優れた銅合金として広く使用されている。しかし、このＡｌ青銅合金製の部材を焼結材料により製造しようとすると、焼結時に異常な膨張が発生して緻密化させることが困難である。このため、Ａｌ青銅鋳造合金が多く用いられており、とりわけＣｕ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系のものが最も広く用いられていて、ＪＩＳにおいてもＡ１ＢＣ１〜４として規定されている。
【０００３】
なお、関連先行技術として、特許文献１および特許文献２においては、０．１〜１０重量％のＴｉもしくは０．０５〜１．０重量％のＰを添加することによって焼結を著しく進行させ、強度、靭性の優れたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を得るようにした技術が開示されている。
【０００４】
ところで、銅系焼結軸受材料としては、例えばＣｕ−Ｓｎ−Ｐｂ等の青銅系、鉛青銅系材料が多く用いられ、かつ鉄系裏金材料と一体化された複層焼結摺動部材が良く知られており、建設機械においても足回りの転輪ローラ部にごく一般的に利用されている。
【０００５】
また、建設機械の作業機ブッシュのような、より高面圧、低速の条件下で使用される軸受材として、耐摩耗性を重視した浸炭もしくは高周波焼入れを施した鋼製のブッシュがグリース潤滑下で使用されている。特に、この種作業機では高面圧下で潤滑条件が厳しくなって作業時に不快な異音が発生することから、これを防止するために、高力黄銅製のブッシュや、前述の鋼製ブッシュにさらに潤滑皮膜処理を施したものが使用されている。
【０００６】
一方、高面圧下条件で使用されるアルミ青銅系複層焼結摺動部材としては、特許文献３に開示されたものがある。この公報に記載のものは、固体潤滑成分としての黒鉛が３〜８重量％、Ａｌが５〜１３重量％、Ｆｅが３〜６重量％、Ｔｉが０．１〜１．５重量％の範囲で分散含有されたアルミ青銅系焼結合金の粉末シートを燐青銅の接合層を介して鋼板に接合するようにし、この際、８００〜９５０℃の温度での焼結時に加圧力を加えながらアルミ青銅系焼結層の高密度化を図るとともに強固な接合を図るように構成されている。また、この公報に記載の複層焼結摺動部材において、焼結層はＴｉを水素化（ＴｉＨ）して添加し、焼結時に発生する水素によってＡｌ粉末層のＡｌ２Ｏ３皮膜を還元して焼結性を高めるが、焼結層は１８〜２５容量％以上の空隙を持ち、その空隙に潤滑油を含油させて摺動部材として利用するようにされている。
【０００７】
しかしながら、高強度、耐摩耗銅合金として広く使用されているＡｌ青銅合金は、溶解中にＡｌ２Ｏ３が懸濁して湯流れが悪く、またガス吸収が大きくて凝固収縮率が大きいために、このＡｌ青銅合金によって健全な鋳物を作ることは困難である。このことから、Ａｌ青銅系の焼結合金が容易に開発されることが望まれるところであるが、三谷等が非特許文献１に開示しているように、Ｃｕ−Ａｌ系の焼結材料では焼結時に顕著な膨張現象が現れるために、緻密で、寸法精度の良い製品を作ることは困難である。
【０００８】
また、橋本等は、Ａｌ添加方法としてＣｕ６．５４重量％Ａｌ、Ｃｕ９．９２重量％Ａｌの合金粉末を用い、１０００℃以上の高温での焼結によって緻密化させる方法を報告している（非特許文献２）。しかし、この方法では、とりわけ電解Ｃｕと合金粉末の混合粉末を成形し、金型から取り出す際のスプリングバックが極めて大きく、実質的に圧粉成形体が破損するという問題点がある。
【０００９】
さらに、前記特許文献１，２に記載の、高濃度（６〜９重量％）のＡｌ添加焼結材料を母合金粉末に用いた混合粉末や合金粉末で実施する方法は、前述の三谷等の報告にあるように、Ｃｕ−Ａｌ状態図に示される５４８℃での共晶反応を避けたものであるが、この方法では、成形体のスプリングバックが大きいことや、合金粉末が硬いことによる成形体の密度が上がり難いこと等の問題点がある。とりわけ、成形体のスプリングバックが大きいと、金型から取り出す際に成形体の破損を招き、製品の不良率が極めて高くなるという問題点がある。
【００１０】
また、スプリングバックを小さくするために、前記Ｃｕ−Ａｌ合金粉末を用いて焼結材料組織がα単相領域になるように調整した成形体を焼結し、この焼結時のＴｉ、Ｐの焼結促進作用を利用することも考えられるが、ＡｌもしくはＡｌ合金粉末を調整した成形体を焼結する場合には焼結時に前記共晶反応が関与し、またＴｉ、Ｐの添加による焼結促進作用をそのまま適用することができず、第３合金元素の作用を再検討することが必要になる。
【００１１】
このことは、前記特許文献３に開示されているように、純Ａｌ粉末を使った混合粉末に０．１〜１．５重量％のＴｉＨを添加して焼結性の改善を図ったＣｕ−Ａｌ系の焼結摺動材料が、５ｋｇ／ｃｍ２以下の加圧焼結によっても、１８〜２５容量％以上の空隙を持ち、十分な緻密化が達成できないことからも明らかである。当然のことながら、ホットプレス法のように加圧力をより増大させれば焼結体の緻密化は可能であるが、生産性やコストの観点から極めて不利になるとともに、より複雑な形状の焼結製品を製造するのが困難になるという問題点がある。
【００１２】
また、前記特許文献３に記載の、３〜８重量％の黒鉛を含有するＡｌ青銅系焼結摺動材料を燐青銅層を介して裏金に一体化した複層焼結摺動部材においては、前述のような焼結時の異常膨張現象の出現のために、加圧しながらの焼結および／または焼結接合工程においてコスト高が避けられないという問題点がある。また、黒鉛等の固体潤滑剤を多量に含有する金属焼結体では焼結性がさらに悪くなり、焼結材料の高密度化と高硬度化が図れない場合には、例えば極めて高い面圧条件や潤滑切れが起こり易い条件下で使用される建設機械用作業機ブッシュ等に適用した場合に急速な摩耗を引き起こすことは明らかである。
【００１３】
一方、建設機械の足回り装置の転輪ローラ部でごく一般に利用されているＣｕ−Ｓｎ−Ｐｂ鉛青銅系焼結摺動材料においては、多量のＰｂが含有されていることから、環境問題に対応するためＰｂレス化を実現する代替材料の開発が望まれている。
【００１４】
Ｐｂの代替材料として、３〜８重量％の黒鉛を含有する前記Ａｌ青銅系焼結摺動材料を用いた場合には、黒鉛の分散によって摩擦係数が大きくなって摺動時に発熱し易くなるという問題点がある。
【００１５】
以上の観点から、潤滑剤が切れた時でも焼付き難い点で高力黄銅鋳造合金を用いることが注目されており、建設機械用作業機ブッシュに一部適用されているが、未だ十分な機能を得るまでには至っていない。
【００１６】
なお、高力黄銅鋳造合金の焼結材料化による摺動機能の改善に関しては、蒸気圧が極めて高いＺｎを多量に含有する高力黄銅合金を高密度に焼結化するのは極めて困難であり、また焼結材料中のＺｎの濃度変動が起こり易く、僅かのＺｎの濃度変動によって高力黄銅の基調組織である（α＋β）二相組織が大きく変動するために、潤滑剤が切れた時でも焼付き難い摺動性や耐摩耗性に大きく影響するβ相が調整できないという問題点がある。
【００１７】
【特許文献１】特開昭５６−１５２９０１号公報
【特許文献２】特開昭５６−１５２９０２号公報
【特許文献３】特開平５−１５６３８８号公報
【非特許文献１】「改訂増補粉末冶金学」Ｐ７９〜Ｐ８２、Ｐ２５８〜Ｐ２６０、コロナ社、昭和６０年９月１０日発行
【非特許文献２】「粉末および粉末冶金」２９巻、Ｎｏ．６、Ｐ２１１、１９８２年
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明は、このような問題点を解消するためになされたもので、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の焼結性を改善して寸法精度の良い焼結材料を提供し、これによって広く高強度、耐摩耗、耐焼付性、耐食性に優れた複合焼結摺動部材を提供することを目的とするものである。
また、本発明は、より高面圧下での軸受の耐摩耗性の向上、異音の発生防止などを狙いとして、Ｃｕ−Ａｌ状態図におけるより硬質なβ相を出現させた（α＋β）二相、β相およびそれらの基地に金属間化合物を分散させた焼結組織を利用した焼結材料を裏金に焼結接合して一体化した複合焼結摺動部材を提供することを目的とするものである。
なお、本発明中でβ相との記載は焼結温度においてβ相状態にあることを示したもので、焼結後の室温に冷却した状態では、Ｃｕ−Ｚｎ，Ｃｕ−Ａｌ状態図にも記載されているようにβ相の多くはβ'相にマルテンサイト変態することが知られているので、以下の説明においては、β'相も含めてβ相と記載することとする。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
前記目的を達成するために、本発明による複合焼結焼結部材は、
１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有するＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が裏金部材に焼結接合されて一体化されてなることを特徴とするものである。
【００２０】
本発明においては、ＴｉおよびＳｉのうちの１種以上が、それぞれＴｉ；０．３〜５重量％、Ｓｉ；０．５〜３重量％の範囲内で含有されるのが好ましい。また、少なくとも焼結組織中にβ相が存在する（α＋β）二相、β相および／またはそれらの基地に金属間化合物が分散した組織であるのが好ましい。さらに、β相を安定化させ、β＝α＋γの共析変態を遅らせるとともに硬化性を与えるＭｎ，Ｎｉ，Ｆｅ等の成分が５重量％以下の範囲で含有されるのが好ましい。また、焼結時の還元性を高める燐鉄合金粉末がＰ；２重量％以下相当添加されるのが好ましい。さらに、Ｐ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｂｅ，Ｐｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｇ，Ａｇのうちの１種以上の合金元素および／またはＷＣ，黒鉛，セラミックス等の分散成分の１種以上が含有されるのが好ましい。
【００２１】
また、前記各発明に係る焼結材料は摺動部に用いるのが好適である。
【００２２】
本発明は、成形後のスプリングバックが極めて少ないＡｌもしくはＡｌ合金粉末をＡｌ源とした場合においても、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の膨張を防止するか、もしくは収縮させるＳｎおよび／またはＳｉを合金元素として利用し、さらにＴｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，燐鉄等の他の合金元素との併用によって焼結性に優れたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を得ることを可能にしたものである。以下に、その詳細について述べることとする。
【００２３】
（１）Ａｌ添加方法による成形・焼結挙動の差異
１）α、β単相母合金粉末およびＡｌ粉末をＡｌ源とした時の成形時のスプリングバックを調査した結果、例えばβ単相母合金（１３．９重量％Ａｌ）を利用し、Ｃｕ−８重量％Ａｌ焼結材の混合粉末を４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形したとすると、スプリングバックは０．５７％であり、金型からの取り出し時に成形品の破損が危惧されることがわかった。これに対して、Ａｌ粉末を利用した場合には、スプリングバックによる成形体破損の心配は全くなく、焼結後の異常膨張が抑制できればＡｌ粉末を添加源として利用することが好ましいことがわかったので、本発明では、ＡｌもしくはＡｌ合金粉末をＡｌ源としたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を開発した。
【００２４】
また、成形体の焼結性については、図１に示されるように、
２）αおよびβ単相母合金を用いてα単相領域組成の焼結材料の焼結性を１０００℃で調べた結果、α単相母合金を用いると僅かではあるが収縮性を示すのに対して、β単相母合金を用いた場合には顕著な膨張性が認められた。
３）さらに、β単相のＣｕ１４重量％Ａｌ母合金を使って、焼結組織が（α＋β）二相組織になる８重量％Ａｌ−Ｃｕ−１重量％ＴｉＨでは、前述のものよりも大きな膨張性を示し、（α＋β）二相組織合金の焼結性がより難しいことがわかった。
【００２５】
４）Ａｌ粉末を使った焼結材の焼結性挙動
Ｃｕ−Ａｌ二元系焼結材料において、１０００℃以下の焼結ではＡｌ濃度にほぼ比例して膨張するが、焼結温度がＣｕ−Ａｌ二元系の共晶温度（１０３７℃）に近い１０２０℃では、共晶組成（８．５重量％Ａｌ）に近いものの焼結性がより促進されることがわかった。
以上のことから、高Ａｌ濃度のＣｕ−Ａｌ合金粉末をＡｌ源とした場合においても、焼結時の膨張を抑制することは困難であるが、共晶組成、温度近傍での焼結性は遷移的な液相の発生であっても焼結性が促進されることがわかったので、本発明では、より低温度側において安定した液相を発生させるＳｎ，Ｓｉ等の合金元素を添加することによって焼結性を高めた。
【００２６】
（２）焼結性に及ぼすＴｉ添加の影響
Ｃｕ−Ａｌに３重量％までのＴｉ添加の影響を調べた結果、１０００℃以下の焼結条件では、Ｔｉが焼結性を促進して、焼結体の緻密化に寄与する効果は確認されないが、Ｃｕ−Ａｌ系の共晶温度１０３８℃に近い１０２０℃の焼結では緻密化する。これは前述のようにＴｉ添加による共晶温度の低下に起因するものであり、Ｔｉの単独添加による作用はＡｌの共晶温度直下温度での非常に限られた温度範囲でのものであり、Ｔｉの単独添加だけではＣｕ−Ａｌ系の焼結性を十分に改善できないことがわかった。
【００２７】
（３）焼結性に及ぼすＳｎ添加の影響
Ａｌの酸化膜を積極的に還元するＴｉＨの添加によっても、前述のＴｉＨ添加の効果で確認されたように十分な焼結促進効果が得られなかったが、Ａｌの共晶温度直下温度での非常に限られた温度範囲のものであっても、液相が焼結に十分に関与すれば、焼結促進効果が十分に得られることがわかった。したがって、本発明では、
１）Ａｌ粒子表面の酸化皮膜が焼結阻害の機能を発揮していても、焼結状態で液相焼結を促進する状態に第３元素で調整できれば、拡散性が極めて大きくなり、焼結性が促進され、高密度化（収縮）作用が現れる。
２）第３元素は、Ｃｕの融点を顕著に低下させるとともに、（α＋液相）の二相共存範囲が広く、かつα相に対する固溶範囲が広いことが好ましい。
３）第３元素は、共存するＡｌ元素との金属間化合物を形成し難いこと。
４）第３元素と共存するＡｌ元素が金属間化合物を形成しても、金属間化合物の融点が焼結温度よりも低いこと。
等の考え方に基づいて、Ｃｕ−Ａｌ系の焼結性を促進する第３の合金元素としてのＳｎを見出した。
【００２８】
とりわけ、１０００℃での焼結では約５重量％Ｓｎ以上、９００℃での焼結では約１１重量％Ｓｎ添加で焼結促進効果が確認されるが、Ｔｉの添加によってＳｎの焼結促進効果はより顕著に現れるようになる。例えばＣｕ−１０Ａｌ−３Ｓｎ−１Ｔｉでは、１０００℃で、またＴｉを３重量％に増量すると９６０℃で顕著に焼結収縮する。
【００２９】
この原因は次の理由によるものである。すなわち、Ｓｎは、青銅材で知られるように多量にＣｕ中に固溶することができ、かつＣｕの融点を顕著に下げて（α＋液相）の二相領域をより低温側にまで引き下げ液相側に濃化する元素であり、またＡｌとはハンセンの状態図（Ａｌ−Ｓｎ二元系）から予測されるように、液相においてのみ固溶し合うが、液相、固相のいずれにおいても熱力学的に強く反発し合う元素で、金属間化合物も形成しないために、焼結による緻密化が起こるにつれてＳｎに富んだ液相が焼結体から部分的に排出される。このため、Ｓｎ単独の添加では焼結促進作用を実現するのに多くの添加量を必要とするが、Ｓｎの富んだ液相の発汗現象をＴｉ添加が抑制したことにより、焼結体内に焼結を促進する液相が存在するようになり、その結果として、Ｓｎの焼結促進がより顕著になったものである。
【００３０】
なお、前記発汗現象を抑えるために、Ｓｎ，Ａｌの少なくともどちらか一方と熱力学的に引き合う元素を少量添加することが好ましいので、前記Ｔｉと同様の作用を示す元素として、Ｍｎ，Ｎｉ，燐鉄（Ｐ含有量：２７重量％）の効果を確認したが、ハンセンの状態図を参考にすれば、これら以外にも、Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｖ，Ｃｒ等の顕著なＡｌ化合物やＳｎ化合物を形成する元素が挙げられる。
【００３１】
Ｓｎの添加量としては、焼結温度が１０００℃近傍として、焼結に液相を関与させるのに必要な最小限の濃度はハンセンの状態図を参考にすると、１重量％以上であることが好ましく、また脆弱な金属間化合物が析出することを防止することから１３重量％以下に止めるのが好ましい。
【００３２】
また、Ｓｎの添加によってＣｕ−Ａｌ二元系で出現するβ相がより低Ａｌ濃度側となるために、後述するように焼結摺動材料として利用する場合には少なくともβ相が存在した（α＋β）二相組織をベースにすることが好ましい。この場合、ＡｌやＳｎの添加量は以下の関係式の範囲で調整されることが好ましい。ただし、ＡｌやＳｎと金属間化合物を形成する前述のＴｉ等元素を多量に添加する場合には、このことを考慮して管理することが必要である。
１８．５≦２．５×（Ａｌ重量％）＋（Ｓｎ重量％）
【００３３】
さらに、Ｔｉは前述のように発汗現象を抑制する観点から添加されるために、その添加量は０．３重量％以上とするのが好ましい。また、添加量が１０重量％を超えるときにはハンセンの状態図を参考にすると、焼結時の液相量が過多になり過ぎる問題があるが、発汗現象を抑制することと、金属間化合物の析出による硬化が過ぎないように５重量％以下に抑えることがより好ましいし、コスト的にも有利である。
【００３４】
（４）焼結性に及ぼす燐鉄合金添加の影響
Ｐの添加は、純元素粉末での添加が難しく、母合金粉末による添加が一般的であるが、低融点の例えばＣｕ８重量％Ｐの燐銅合金では焼結時に顕著な流出孔を形成して、焼結の緻密化に好ましくないので、燐鉄合金（例えばＰ含有量：２７重量％）として添加するのが好ましい。とりわけ、燐鉄によるＰの添加によって前記発汗現象や燐銅合金に見られる顕著な流出孔の形成が無いだけでなく、焼結中の雰囲気による酸化が顕著に抑制され、焼結体の黒茶色の酸化着色が防止されることは、明らかに焼結品の付加価値を高めるとともに、この焼結材を焼結時に裏金に接合させる際の接合性を高めるのに有効である。さらに、本焼結材を摺動材料として利用する際、含油性を重視する場合においては燐銅合金粉末を適量添加することによって形成される流出孔を利用することが有効であることは明らかであるが、燐銅合金添加量は燐として２重量％を越える場合には、流出孔が多くなり過ぎて脆弱になり過ぎて好ましくない。燐鉄合金添加量はＰ添加量として２重量％を越える場合には、焼結による緻密化が阻害されるので好ましくない。
【００３５】
（５）焼結性に及ぼすＳｉ添加の影響
Ｓｉ添加の影響は、前述のＡｌおよびＣｕに対するＳｎの関係とほぼ同様の関係にあるため、Ｓｎと同様の作用によって焼結性を促進するものと考えられる。
例えばＣｕ−Ａｌ−１重量％ＴｉＨにＳｉを添加した場合、Ｓｉによる焼結促進効果が顕著に認められている。しかし、３重量％を越えて添加したときには顕著な硬化とともに脆化が認められたので、３重量％以下に抑えて使用することが好ましい。
【００３６】
なお、銅系摺動材料において、ＳｉとＭｎを複合添加することによって、特に耐摩耗性の改善がなされることは良く知られており、本焼結摺動材料においても、それらが複合添加されるのが好ましいのは明らかである。
【００３７】
（６）その他の元素の影響
Ｎｉは銅系材料においてもＡｌ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｉと複合添加させることによって、強力な金属間化合物を形成し、硬化性を増すことはよく知られており、またＭｎ，Ｆｅ等とともにＣｕ−Ａｌ系のβ相を安定化して、β＝α＋γの共析変態を遅らせて、例えば焼結後の冷却時に脆弱な（α＋γ）組織の出現を防止することは明らかであるので、本発明においても積極的に添加することが好ましい。しかし、コスト的な観点からすれば１０重量％以下、好ましくは５重量％以下に止めておくことがより好ましい。
【００３８】
Ｎｉのβ相を安定化する作用は、Ａｌ添加量を低減してβ相を出現させることにつながり、Ａｌ添加量の低減が易焼結性を得ることにつながるので、ハンセンの状態図集を参考に、Ｃｕ合金においてβ相を出現させやすい元素として、Ｚｎ，Ｂｅ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｓｂ，Ｓｉ，Ｓｎなどが挙げられることは明らかである。
【００３９】
さらに、銅合金の硬化性に顕著な影響を与える元素としては、Ｃｏ，Ｂｅ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ａｇ，Ｔｉ，Ｓｉ等が良く知られており、これらの元素も本発明の焼結材料に積極的に利用できることは明らかである。
【００４０】
またさらに、本焼結摺動材料には、焼き付き防止のための硬質分散剤もしくは固体潤滑剤としてＷ，Ｍｏ，工具鋼アトマイズ粉末，ＳｉＣ，Ｓｉ４Ｎ３，Ｐｂ，黒鉛，ＭｎＳ，ＰｂＳ，ＴｉＳ，各種弗化物類等の公知の各種材料が積極的に利用できることは明らかである。
【００４１】
なお、前記のＴｉ，Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｏ，Ｂｅ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｇ，Ｗ，Ｍｏ，Ｐｂ，Ｐ等の元素の添加は他の合金元素やＣｕとの合金や化合物としての添加方式を採ることが可能であることも明らかである。
【００４２】
前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料に含有されるＳｎは、前述のように発汗性があることから摺動時には摺動表面に偏析して存在しやすくなる性質があり、摺動材料として耐焼付き性に優れることが明らかである。また、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料層には、Ｔｉ，Ｎｉ等前述のＳｎの顕著な発汗性をコントロールする成分を少量添加し、焼結時の発汗による多孔質化を防止するとともに、Ｔｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ等の硬化元素を添加して、硬度を調整することによって摺動材料としての耐摩耗性を高めることが好ましい。
【００４３】
さらに、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の組織中には、少なくともβ相が存在するようにした。β相はビッカース硬さでＨｖ２００以上の硬質な相であり、耐凝着性ではα相よりも優れており、焼結後に室温に冷却した状態では、β相の多くはマルテンサイト変態したβ'相になっているものと考えられるが、マルテンサイト変態点（Ｍｓ点）が室温近傍にあるために、摺動面での凝着時には未変態のβ相からβ'相へのマルテンサイ卜変態とその逆のβ'相からβ相への逆変態による形状記憶効果が凝着の損傷拡大を防止することや馴染み性の改善効果が期待されることから、本発明での摺動材料は（α＋β）二相やβ相組織をべ一スにして、Ｔｉ，Ｍｎ，Ｎｉ等の合金元素とＡｌ，Ｓｎ，Ｓｉ等の合金元素からなる金属間化合物を適量に分散させる焼結摺動材料とした。なお、本発明中でβ相との記載は焼結温度においてβ相状態にあることを示したもので、前述のように焼結後の室温に冷却した状態では、β相の多くがβ'相にマルテンサイト変態していることから、本発明の焼結材料においては、β相との記載はβ'相を含めた意味のものである。
【００４４】
また、（α＋β）二相組織を持たせることによって、焼結材料の結晶粒がより小さくなるようにして、摺動面での凝着変形時の均一伸びを高めるように、また、急激な加工硬化性を低減して馴染み性と耐凝着性を高めるようにした。
【００４５】
なお、この場合には、摩耗粉の摺動面からの排出性が良くなると同時に、耐摩耗性が低下することが危惧されるが、前述の適当な金属間化合物の分散によって耐摩耗性が改善できる。通常、金属間化合物の分散の耐摩耗性に対する効果は０．２体積％以上で確認できることが知られていることから、本発明においても、前記金属間化合物の析出量の下限は０．２体積％以上であることが好ましく、上限は使用目的によって、すなわち、馴染み性、耐凝着性、耐摩耗性のいずれを重要視するかによって変わるために特に定められるものではないが、３５体積％を越える場合には、脆弱化する場合が多いことから３５体積％以下にすることがより好ましい。なお、０．２体積％の金属間化合物を析出させる場合には、添加元素としては約０．１重量％以上で達成されることは明らかであり、硬化用の添加元素の下限値はこの値によって調整されることが好ましい。
【００４６】
前記摺動材料として利用する場合には、前記摺動材料の混合粉末を所定の形状に成形した後に、緻密化する適正な温度で焼結して利用するのが好ましいが、混合粉末を板状に成形して、８００℃以上の温度で1度焼結した板状焼結体に圧延加工による機械的な緻密化を施して、再焼結する工程を1回以上繰返すと、緻密で硬質な焼結摺動材料を容易に製造することができる。よって、これを丸曲げ加工した後、溶接もしくはクリンチし、最終形状に機械加工してブッシュとして利用することができる。本発明のＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系の焼結材料は硬質な高力黄銅系の摺動材料に比べれば極めて溶接が簡単であるので、極めて低コストな製造方法が提供できることになる。
【００４７】
また、本発明によれば、前記板状成形体もしくは焼結体に独立した穴を複数個設け、丸曲げ加工した後、前述のように円筒状にブッシュとし、この独立した穴を潤滑作用を与える各種潤滑剤の収納穴として利用することによって、より給脂間隔の長い焼結摺動材料として利用できるとともに、円筒体に機械加工によって穴加工を施す場合に比べると極めて低コストで製造することが可能となる。
【００４８】
ところで、焼結摺動材料を裏金に焼結接合した後に、ブッシュではそれを丸曲げして溶接するか、あるいは機械的にクリンチして、内外面を機械加工するようにした複合焼結摺動部材の製造方法が知られている。本発明では、前述のようにＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料を、約９００℃以上の焼結温度領域で各種合金元素の添加によって焼結性を促進して焼結材料を緻密化しているが、緻密化する焼結温度より低温度領域で顕著な膨張性を示すことを利用して、裏金となる鋼管の内径部に鋼管の内径と同じかそれよりわずかに小さい外径を持つ本発明の焼結材料の混合粉末による円筒成形体を配置して、緻密化温度領域以下の低温度領域で裏金内径面に接合した後に、さらに９００℃以上の温度領域で緻密に焼結することによって、裏金内径面にＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料を接合焼結した複合焼結摺動部材を製造することができ、かつ従来の内径部からの外部加圧力を必要としない低コストな複合焼結摺動部材を製造することができる。
【００４９】
要するに、本発明において、Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末またはＡｌ粉末を用いて、Ａｌが２〜１４重量％になるように添加された混合粉末を、所要の円筒形状に成形して圧粉体を得、この圧粉体をその圧粉体の外径よりも僅かに大きい穴径を有する裏金部材内へ挿入し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で８００℃以上の温度でその裏金部材の内径部に焼結接合してなる複合焼結摺動部材とするものである。
【００５０】
ここで、前記裏金部材の内径部への焼結接合は、前記裏金部材と圧粉体との間に第３の金属合金を介して行われるのが好ましい。この場合、前記第３の金属合金は、少なくとも焼結接合温度において前記裏金部材と接合するに必要な液相を発生させる溶製合金および／または焼結合金であるのが良い。また、前記裏金部材には内径部に溝加工が施され、焼結接合した後にその溝部が潤滑油のオイル溜まりになるようにされるのが良い。さらに、前記裏金部材は鋼であるのが好ましい。
【００５１】
本発明の複合焼結摺動部材によれば、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が耐摩耗性を重要とし、耐凝着性を重要とする硬質なβ相を多く含有した（α＋β）二相もしくはβ相をベースに、さらに、金属間化合物を分散させたブッシュを製造する場合には、前述の丸曲げ加工によって、焼結摺動材料に割れが発生することがない。
【００５２】
また、前記混合粉末による円筒成形体の代わりに、混合粉末の板状成形体を仮焼結した後に丸曲げて前記鋼管内径部に配置して接合焼結することによっても円筒状の複合焼結摺動部材を製造することができる。
【００５３】
さらに、この時の板状成形体には成型時もしくは仮焼結後に独立した穴を複数個設け、これらの穴を、円筒状複合焼結摺動部材において摺動面に潤滑作用を与える各種潤滑剤の収納穴として利用することによって、より給脂間隔の長い複合焼結摺動部材として利用できる。
【００５４】
前述のように、８００℃以上の温度で1度焼結した板状焼結体に圧延加工による機械的な緻密化を施して、再焼結する工程を１回以上繰り返すと、緻密で硬質な焼結摺動材料を製造することができるので、これを丸曲げた後、溶接するかクリンチのように形状的な結合を行うことによってブッシュなどの形状に容易に加工できる。なお、この方法によれば、例えばＣｕとの反応性に乏しく、かつ溶製材料としては入手できないような材料、例えば金属間化合物を１μｍ以下に細かく分散できること、Ｗ，Ｍｏ，セラミックス，工具鋼粉末，ＷＣ，超硬，サーメット，固体潤滑剤等を分散できることは明らかである。
【００５５】
また、本発明では、Ｐｂ青銅系焼結摺動材料と同等以上の摺動時の馴染み性に優れ、かつ耐焼付き性や耐摩耗性に優れた摺動特性が、前述のような微細な（α＋β）二相組織を基調にすることによって発揮されることを見出して、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料を鋼板に接合焼結して、一体化された複合焼結摺動部材を開発した。とりわけ、本複合焼結摺動部材はＰｂレス焼結摺動部材として、近年の環境問題に対する重要性が増すものと考えられる。
【００５６】
なお、前述のようにＴｉ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，ＦｅＰ等の化合物を形成する成分を増やすと摺動時の相手材へのアタック性が増すので、できるだけこれらの成分を低減した（α＋β）二相組織を基調にしたＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結複合摺動部材にすることが望まれる。
【００５７】
鋼板に接合焼結した前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系複合焼結摺動部材は、前記混合粉末を圧縮加工（例えば圧延）した後に、真空、中性または還元雰囲気に調整した炉内で７００℃以上の温度で焼結する工程を２度以上繰り返して、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の酸化膜形成による難焼結性を圧縮成形による酸化膜破壊でより低温での焼結によっても高靭性な焼結材料が得られるようにして、前述の微細な（α＋β）二相組織を基調とし、アタック性の少ないＰｂレス摺動材料を得るようにした。
【００５８】
具体的には、少なくとも青銅粉末、銅粉末、Ｓｎ粉末、Ａｌ粉末、ＴｉＨ粉末からなる前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合してから、圧縮成形（例えば圧延）と、前述と同じ焼結雰囲気下で７００℃以上での焼結工程とを２度以上繰り返してＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系複合焼結摺動部材を製造することが好ましい。特に散布性を考慮する時にはできるだけアトマイズ粉末を利用することが好ましく、同時に接合性をより均一にするには青銅アトマイズ粉末を適時に利用することが必要である。また、鋼板との接合性を確保するためには、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料中のＳｎ添加量が３重量％以上であることが好ましいが、この時のＡｌ添加量はα相とβ相の量的関係を考慮して調整される。例えばＣｕ−Ａｌ−３重量％Ｓｎ−1重量％Ｔｉ三元系では１０重量％Ａｌで（α＋β）二相になるが、約１２重量％Ａｌ以上ではβ相単相になるために硬化し過ぎて馴染み性が悪くなることからそれ以下のＡｌ添加量に止める必要がある。
【００５９】
また、鋼板との安定した接合性を得るためには、Ａｌ添加量を少なくしてＳｎ添加量を高めることが好ましいが、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の材料コストを低減するためにはＳｎ添加量を低減することが好ましい。
【００６０】
そこで、本発明は、Ｓｎを５〜１２重量％含有する青銅系のＣｕ−Ｓｎ合金粉末または混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合したものを裏金部材として用い、この裏金部材上に２〜１３重量％Ａｌ濃度に調整された前記Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末を散布した後に、７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を施してなる複合焼結摺動部材を得ることを特徴とするものである。
【００６１】
ここで、前記７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を２回以上繰り返し、Ｃｕ−Ａｌ系焼結摺動層の平均結晶粒を５ミクロン以下に微細化するとともに、相対密度を９０％以上に高密度化するのが好ましい。
【００６２】
また、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ焼結材料の結晶粒の微細化は、二相組織とすることによる焼結時の粒子成長の抑制と、前述のように圧縮加工と焼結を繰り返すことによる低温での焼結化と再結晶による緻細化と、前述のように化合物を形成し易いＴｉ，Ｓｉ，Ｎｉ等の元素の添加によってより微細化を図っている。なお、焼結温度が７００℃以下の条件においては液相が発生しても、合金化反応が遅くなり、圧縮加工時に十分な変形量が確保できずに焼結体内に割れが発生するので、焼結温度は８００℃以上であることが好ましい。
【００６３】
前記発明において、Ｃｕ粉末にＡｌ；８重量％以上のβ組織を含むＣｕ−Ａｌ系合金粉末および／またはＡｌ粉末を全体の混合粉末でＡｌ；２〜９重量％相当量添加した混合粉末を裏金部材上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度でＡｌが十分に拡散して均質化しないでβ相が存在するような短時間焼結と圧延とを組み合わせて、非平衡状態でβ相が存在するようにするのが好ましい。特に、α相の周囲にＡｌがリッチな硬質のβ相が形成されるために、軟質のα相域が摺動時のオイルポケットとして作用して、摩擦抵抗の小さな良好な摺動特性を発揮する。この非平衝な組織では、たとえば、Ｔｉ等の硬化元素を添加した場合においてもその非平衡状態では顕著な硬化を示さず、前述のＳｎの発汗性を有効に防止し、軟質で馴染み性に優れた摺動材料としての特性を発揮するが、焼結温度が高くなるにつれて、また焼結時間が長くなるにつれて平衝状態組織に近づいてβ相が減少する。しかし、Ｔｉ等の硬化現象が顕著に現れてより硬化し、馴染み性の重要視される高速摺動や相手材へのアタック性が重要視される場合には適さなくなることは明らかである。一般に、馴染み性が重要視される場合には、硬さはビッカース硬さでＨｖ≦１５０が好ましく、より好ましくはＨｖ＝１００前後に調整されることはよく知られている。また、作業機のように低速高面圧下での耐摩耗性を重視する場合にはＨｖ≧１５０とするのが好ましく、この場合には焼結組織をより平衝状態に近づけるとともに硬化性合金元素を添加することが好ましい。
【実施例】
【００６４】
次に、本発明による焼結材料および複合焼結摺動部材の具体的な実施例について、図面を参照しつつ説明する。
【００６５】
（実施例１；成形性および焼結性に対するＡｌ添加法の影響とＳｎ添加の影響）
２５０メッシュ以下のアトマイズＣｕ−６．９、１０．２、１３．７重量％Ａｌ合金粉末、３００メッシュ以下のアトマイズＡｌ粉末、Ｓｎアトマイズ粉末、３００メッシュ以下のＴｉＨ粉末および電解銅粉末（福田金属ＣＥ１５）を用いて、表１に示される組成よりなる混合粉末を、ＪＩＳの引張り試験片用金型にて成形圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形し、引張り試験片としての成形体の寸法（長さ）を測定した。その結果がスプリングバック量とともに表１に示されている。
【００６６】
【表１】
【００６７】
この結果から、Ｃｕ−Ａｌの合金粉末をＡｌ源とする混合粉末の成形においては、スプリングバックが顕著で、特にβ相を含有するか、もしくはβ相の高Ａｌ濃度粉末を用いた場合には、成形後の成形体取り出し時に破損する危険の大きいことがわかる。とりわけ、表１の試料Ｎｏ．ＣＡ１０は、β相のＣｕ１３．７重量％Ａｌ合金粉末を使ってＣｕ−１０重量％Ａｌ焼結合金を得ようとする場合であるが、この場合のスプリングバック量は０．５７％にも達している。このことから、（α＋β）二相やβ相組織の高濃度のＡｌを含有するＣｕ−Ａｌ焼結体を合金粉末を用いて得ようとする場合には、金型を用いたプレス成形を実質的に行えず、結果としては、表１に示されるように軟質なＡｌおよびＡｌ合金粉末を利用するのが好ましいことがわかる。
【００６８】
さらに、表１に示される混合粉末で成形した引張り試験片を真空焼結炉で、真空度約１０−２ｔｏｒｒ、９００℃、１０２０℃で焼結した後の焼結体寸法が示されているが、Ａｌ濃度を５重量％に調整した表１中の試料Ｎｏ．ＣＡ１，ＣＡ３，ＣＡ５，ＣＡ７を比較した結果、１０２０℃においてもＡｌ添加源のＡｌ濃度が高いほど焼結体寸法が膨張していることがわかる。また、膨張を低く抑えるためには、α相の低Ａｌ濃度Ｃｕ−Ａｌ合金粉末を利用し、かつ焼結体中のＡｌ濃度を例えば５，６％以下に低くすることが必要であることがわかる。
【００６９】
また、３重量％Ｓｎ（１重量％Ｔｉ共存下での）添加の影響を表１の試料Ｎｏ．ＣＡ２，ＣＡ４，ＣＡ６，ＣＡ８，ＣＡ１１で調べたところ、３重量％Ｓｎの添加は、Ａｌ添加法の違いに関わらず、９００℃の低温焼結では焼結体寸法を顕著に膨張させ、１０２０℃では逆に収縮させることがわかる。したがって、Ｃｕ−Ａｌ系焼結体の焼結による膨張を抑えるためには、Ｓｎの添加が極めて有効であり、かつ前記スプリングバック量の少ないＡｌおよびＡｌ合金をＡｌ源とすることによって、従来のプレス成形技術でＣｕ−Ａｌ系焼結品を異常膨張なく得ることができることがわかる。
【００７０】
（実施例２；Ａｌ粉末をＡｌ源としたＣｕ−Ａｌに対する各種合金元素の影響）
実施例１にて用いた電解銅粉末、Ｓｎ粉末、ＴｉＨ粉末、Ａｌ粉末以外に、３００メッシュ以下のＭｎ粉末、Ｎｉ粉末、燐鉄（２５重量％Ｐ）、Ｓｉ粉末を使って、表２に示される割合で配合した混合粉末を準備し、実施例１と同じ引張り試験片金型を用いて加圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形した引張り試験片を１０−２ｔｏｒｒの真空下で、８００〜１０２０℃の温度範囲で焼結した後、その焼結体寸法の測定と組織観察とを行った。なお、焼結体の寸法が表２に示されているが、成形体の寸法は９６．５６ｍｍである。
【００７１】
【表２】
【００７２】
（１）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＳｎ添加の影響
表２のＮｏ．１〜１７には、Ｃｕ−Ａｌと、Ｃｕ−ＡｌにＳｎを添加した場合の焼結体寸法がそれぞれ示されている。また、図２には、Ｎｏ．１〜４のＣｕ−Ａｌ二元系焼結体の寸法と、後述するＮｏ．１８〜２４のＣｕ−Ａｌ−１重量％Ｔｉ三元系焼結体の寸法との比較が示されている。
【００７３】
これら表２および図２から明らかなように、１０００℃でいずれの焼結体寸法もＡｌ濃度に比例して膨張しているが、Ｃｕ−Ａｌ二元系状態図にある共晶温度直下の１０２０℃での焼結体では、状態図共晶組成に近傍する材料において膨張量の低減が認められる。これは明らかに共晶点直下では遷移的な液相が発生し易い焼結現象に基づくものであると考えられる。
【００７４】
図２に示されるＣｕ−Ａｌの焼結体寸法を基準にして、Ｓｎ添加の影響を見ると、表２から明らかに、３重量％Ｓｎでは収縮が観察できないが、６重量％Ｓｎ、１１重量％Ｓｎでは明らかに、１０００℃、９６０℃、９３０℃で顕著な収縮現象を示して、Ｓｎ添加により発生する液相によって焼結性が改善されていることがわかる。しかし、Ｓｎ単独添加で収縮したものには顕著な発汗現象があり、多孔質化している場合が多い。Ｎｏ．５，６において１０００℃での焼結収縮が小さいのは、発汗現象によって液相が焼結体外に排出され収縮のために必要な液相が不足したためであり、この液相の発汗現象を抑える他の元素の添加によって焼結性が改善されることがわかる。
【００７５】
図３には、１０００℃、９６０℃および９００℃の各温度における真空焼結時のＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元焼結体（表２中のＮｏ．５〜Ｎｏ．１７の試験片）で発汗現象を示した組成領域が示されているが、この図から明らかに８５０℃以下では発汗しないことがわかる。
【００７６】
また、Ｓｎの発汗現象に対するＴｉの影響をより明確にするため、表２中のＮｏ．５〜Ｎｏ．１７に０．３重量％Ｔｉを添加したものの１０００℃における発汗の有無、およびＮｏ．１３〜Ｎｏ．１７に０．３重量％Ｔｉを添加したものの９３０℃における発汗の有無を調査した。この結果、１０００℃でのＮｏ．７にわずかな発汗が認められた以外は、発汗が抑制されることがわかった。
【００７７】
（２）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＴｉ添加の影響
Ｃｕ−ＡｌにＴｉＨを添加した場合の焼結体寸法が表２のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２０に示され、図４には、１０００℃、１０２０℃で真空焼結した結果が示されている。この結果から明らかに、１０００℃での３重量％までのＴｉ添加では燃焼性が改善されて焼結体が収縮することがないことがわかる。なお、１０２０℃での真空焼結で、３重量％Ｔｉ添加に顕著な収縮反応（試料の変形と溶損傾向）が確認されたが、これは図２に示される共晶点直下もしくは三元共晶領域での焼結の影響によるものと考えられる。現実的には、大量生産時の真空炉内温度のばらつきを考えれば、極めて限られた温度領域でしか焼結できないＴｉ添加の作用は、焼結促進元素として十分なものではなく、前記Ｓｎなどの液相発生元素との組み合わせが必要であると考えられる。
【００７８】
（３）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＳｎ−Ｔｉ複合添加の影響
図５には、Ｃｕ−ＡｌにＳｎ，ＴｉＨを複合添加し、９６０〜１０００℃で焼結した場合の焼結体寸法が示されているが、Ｃｕ−ＡｌにＳｎ，Ｔｉを単独添加した場合よりも顕著な収縮反応が観察された。これは、例えば表２中のＮｏ．２８〜３２、３６，３７，４１，４２，４６，４７，５１，５２の試料において、１０００℃の真空焼結時にＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元系焼結体で確認された発汗現象が１〜３重量％Ｔｉの複合添加によって顕著になくなり、Ｓｎ添加により発生する液相が焼結体外に排出されることなく、焼結反応に効率良く寄与したことによるものである。
【００７９】
（４）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するその他合金元素の添加効果
図６には、１０００℃で真空焼結したＣｕ−Ａｌ−１重量％Ｔｉに対する他の合金元素添加の影響が示されているが、前述のようにＳｎ添加の顕著な焼結性促進の効果が認められる。また、Ｓｉにおいても顕著な焼結性促進効果が確認された。この理由は、前述のように状態図的にＡｌとＳｎとは液相でのみ溶け合うが、固相状態ではほとんど溶け合わないこと、ＡｌとＳｎとでは金属間化合物を形成しないこと、Ｃｕに対しては融点を顕著に降下させ、液相の発生を助ける等といった特徴がＳｉについても認められることに起因するためである。
【００８０】
また、Ｍｎ、燐鉄（Ｐ含有量：２５重量％）についても余り顕著なものではないが明確な焼結促進効果が観察された。とりわけ、燐鉄の添加によって焼結体の黄金色が鮮やかになり、明らかな還元作用が確認された。なお、Ｃｕ８Ｐ添加の効果は、燐鉄によるＰ添加の影響と比較して焼結促進効果はなく、膨張し易くなっているが、これは焼結体内に微細な空孔を多数形成しているためであると考えられる。また、Ｃｕ８Ｐの共晶温度が７１４℃と低く、焼結時の低温側での液相の発生によって局所的な流出孔を形成し易いことに起因すると考えられる。
【００８１】
（実施例３；Ｃｕ−Ａｌの（α＋β）二相組織領域の出現に対するＳｎ添加の影響）
表３には、代表的な１０００℃での真空焼結後のα、β相についての組織観察と硬さ測定結果とが合わせて示され、図７には１０００〜８２０℃での組織観察結果に基づくＣｕ−Ａｌ−Ｓｎの三元状態図中のα、β相の各存在領域が示されている。この結果から、Ｃｕ−Ａｌ二元系における（α＋β）二相領域が、Ｓｎの添加によってより低Ａｌ濃度側に推移し、Ｓｎがβ相をより安定する元素であることがわかる。また、図７中の破線で示されるように、低温度での焼結ではより低Ａｌ濃度側においてβ相の存在が確認されている。これは焼結が十分な平衡状態に達していないことによるものである。この非平衡状態においてもβ相が出現し始める組成α／（α＋β）とα相が消失し、β相単相となる組成（α＋β）／βは、ほぼ次式で表示されることがわかった。
１８．５≦２．５×（Ａｌ重量％）＋（Ｓｎ重量％）≦２８．５
；（α＋β）二相領域の組成範囲
【００８２】
【表３】
【００８３】
また、焼結後の硬さを見れば、β相の出現に伴って硬くなり、さらにＴｉ，Ｓｉなどの添加によっても顕著な硬化を発現しているが、それは多くの金属間化合物の析出に起因しているものである。
【００８４】
なお、前記非平衡状態の組織は、より低温度での焼結とより短時間での焼結によって顕著になるが、このような焼結体では顕著な膨張を示すとともに十分な強度が得られないことも明らかである。後述するような圧延などの圧縮加工を併用する場合においてもそれらの加工が可能な範囲の強度を必要とするが、実質的には本実施例の最低焼結温度８２０℃２０分で圧延加工が可能であったことを考慮すると、Ｃｕ−Ｓｎ系の包晶温度（７９８℃）以上において本発明の不可避元素であるＳｎがＣｕの強固な接合性を実現していることを考え合わせると、８００℃以上での焼結が必要であることは明らかである。
【００８５】
（実施例４；内径接合の実施と摺動特性の確認）
表４には、本実施例に供する混合粉末の配合組成が示されている。Ｂ１は（α＋β）二相組織、Ｂ２、Ｂ３はβ組織の摺動材料になる配合とした。なお、Ｂ３は内径接合に対する燐鉄の影響を比較するためのものであり、Ｂ４はＣｕ８重量％Ｐの流出孔を利用した含油摺動材の効果を確認するためのものである。また、摺動試験に供する比較材として高力黄銅４種材を用いた。その組成が欄外に重量％で表示されている。
【００８６】
【表４】
【００８７】
混合粉末の成形は、外径５３ｍｍ、内径４７ｍｍ、高さ３５ｍｍの円筒体を２ｔｏｎ／ｃｍ２の成形圧力にて行い、外径６６ｍｍ、内径５３ｍｍ、高さ４０ｍｍの鋼管（Ｓ４０Ｃ）の内径部にセットして、Ｂ１では９９０℃、Ｂ２，Ｂ３，Ｂ４では９６０℃でそれぞれ２０ｍｉｎ間真空焼結した後にＮ２ガス冷却した。
【００８８】
図８には、焼結体を鋼管の内径部に接合するブッシュの摺動試験片形状が示されているが、Ｂ４摺動材についてはブッシュ内周面の溝加工を実施せずに試験に供した。また、図９には、Ｂ１の内径接合界面部の金属組織を示す模式図が示されているが、典型的な（α＋β）二相組織になっていることがわかる。また、Ｂ１，Ｂ２の焼結層部のビッカース硬さはＨｖ＝１６５、Ｈｖ＝２３０と極めて硬質なものになっていることがわかった。さらに、表４中には超音波検査装置にて評価した鋼管と焼結層の接合率が示されているが、燐鉄の添加によって接合率が顕著に改善されていることがわかる。なお、Ｂ４の含油量は約４〜５ｃｍ３と顕著な含油性が認められた。
【００８９】
図１０には、摺動試験装置の概念図と試験条件が示されており、図１１には、摺動試験結果が示されている。摺動試験は供試ブッシュの投影面積が８００ｋｇ／ｃｍ２まで１００ｋｇ／ｃｍ２ごとに１００００回の往復運動を行い、面圧を段階的に昇圧し、焼付いて摩擦係数が急増したり、急進的な摩耗や異音が発生した時点で試験を中断して評価した。
【００９０】
図１１から明らかに、本発明材は高力黄銅材に比べて優れていることがわかる。特に（α＋β）二相組織のＢ１材は初期摩耗量が少ないとともに耐焼付き性に優れたよい結果を示すのに対して、Ｂ２材は摩耗平均量が多いがＢ１材よりもより優れた耐摩耗性を発揮していることがわかる。
【００９１】
（実施例５；Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結板の製造と摺動試験）
表２に示されるＮｏ．１〜Ｎｏ．５２とＣＡ７，８の焼結した引張り試験片を、その試験片が割れない範囲で圧延し、同じ温度、時間で再焼結したものの硬さを調査し、さらにそれらの圧延・再焼結材（２Ｓ１Ｒ材）を定速摩擦摩耗試験法で摩擦係数が急激に大きくなる圧力と速度とから焼付き限界値（ＰＶ値）とその時点での摩耗量（ΔＷ）を測定して摺動特性を評価した。
【００９２】
図１２には、定速摩擦摩耗試験機の概念図（ａ）と、摺動試験ホルダーの斜視図（ｂ）が示されている。なお、摺動試験条件は次のとおりである。
摺動試験条件：
相手材；ＳＣＭ４２０浸炭焼入れ
表面硬さ ＨＲＣ６０〜６２
面粗さ ２．５Ｓ以下
潤滑油；ＥＯ１０，油量；２５０ｃｍ３／分，油温；６０℃
周速；１０ｍ／秒
面圧；Ｍａｘ８００ｋｇ／ｃｍ２（５０ｋｇ／ｃｍ２毎）
摺動試験片は板厚２ｍｍで５ｍｍに加工した後、摺動試験ホルダーにセットして試験に供した。摺動試験の面圧は１００ｋｇ／ｃｍ２から開始して、５分間に摩擦係数の異常や摩耗の異常がなければ５０ｋｇ／ｃｍ２毎に昇圧しながら最大８００ｋｇ／ｃｍ２まで負荷した。
【００９３】
各試験片のビッカース硬さＨｖ、ＰＶ値および摩耗量の測定結果が表５にまとめて示されている。この結果、主に以下のことが明らかとなった。
１）Ｃｕ−Ａｌに対するＳｎ添加による硬さアップの寄与はほとんどなく、僅かにＡｌ濃度が増すにつれて硬化するが、β単一組織になると圧延し難くなり、結果として硬度が低くなる。
２）Ｃｕ−Ａｌ、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結体の硬さアップに対するＴｉの添加の影響は極めて顕著であり、その作用は焼結温度が高いほど大きくなるが、これはＴｉの合金化の促進によるものである。同様の作用はＭｎ，Ｎｉ，Ｓｉにおいても観察される。
３）定速摩擦摩耗試験による摺動特性を評価した結果、α相、（α＋β）二相、β相の各組織材においてもＳｎの添加によって摺動特性はより改善されることがわかった。
４）硬質なα相組織材料に比べて、（α＋β）二相およびβ相組織材料の摺動特性は顕著に改善されていることがわかった。
５）ｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉなどの添加によって耐摩耗性が改善されることも明らかとなった。
なお、表５中のＣＡ７，８には９００℃での真空焼結時間を５分と短くして、圧延と焼結を二度繰返した（３Ｓ２Ｒ材）水準を示したが、ＣＡ８では非平衡状態でのβ相が粒界に沿って微細に析出することが確認され、摺動特性を改善することにもその影響が現れている。
【００９４】
【表５】
【００９５】
（実施例６；鋼板に接合焼結する複合部材の製造法と摺動試験）
本実施例では、２５０メッシュ以下の青銅アトマイズ粉末（Ｃｕ２０重量％Ｓｎ）、銅アトマイズ粉末、Ｃｕ２０．２重量％Ａｌ、Ｃｕ５０．５重量％Ａｌアトマイズ粉末および実施例１で使用した粉末を使って、表６に示される混合粉末を調整し、４００番の研磨紙で表面を荒らし、アセトンで良く洗浄した軟鋼板（ＳＳ４００、厚さ３．５ｍｍ、幅９０ｍｍ、長さ３００ｍｍ）への接合焼結実験を実施した。
【００９６】
【表６】
【００９７】
（１）鋼板への直接散布・接合焼結の実験
表６中のＰＢ１からＰＢ６の混合粉末を前記鋼板上に３ｍｍの高さに散布して、３ｍｍ厚さの黒鉛板を被せ、露点−３８℃のアンモニア分解ガス雰囲気炉で、９００℃、１０分間加熱されるように接合焼結し、この後に圧延機で焼結層が１．７ｍｍになるように圧延した。この結果、Ａｌ源を純Ａｌ，Ｃｕ５０Ａｌ合金とした場合には、圧延に耐える十分な強度が得られなかった。さらに、圧延したＰＢ２，ＰＢ４〜６の散布材を再度前述と同じ条件で焼結した後に、焼結層を内側にして直径９５ｍｍの円筒上に丸曲げ加工し、その時の鋼板からの焼結層の剥離状況を観察したが、ＰＢ６はβ相となっているために圧延時に導入された微細な割れが進展して剥離することがわかった。
【００９８】
（２）第３焼結層を介在させて接合焼結する実験
２５０メッシュ以下のＣｕ１０重量％Ｓｎ合金アトマイズ粉末に３重量％のＳｎアトマイズ粉末を配合した混合粉末を前述の鋼板に約１ｍｍ高さに散布し、同じ露点のアンモニア分解雰囲気炉で９００℃で加熱したものに、表６中のＰＢ７〜１０の混合粉末を更に２ｍｍ散布して圧延機で焼結層全体厚さが２．０ｍｍになるように圧下した後、前記と同様に９００℃、１０分間の焼結を行い、さらに圧延機で焼結層全体厚さが２．０ｍｍになるように圧下した。この後に、圧延の加工歪みを取るために、再度９００℃で焼結し、丸曲げ加工を施して、焼結層の剥離状況を調査した結果、第３の焼結層を介在させて接合焼結する方法はいずれも問題なく製造できることがわかった。なお、本実施例では、第３の焼結層として青銅焼結材を用いたが、例えばＦｅ−３０Ｃｕ−５Ｓｎ等の鉄系焼結材料を利用することができるのは明らかである。
【００９９】
（３）摺動特性の評価
定速摩擦摩耗試験機を用いて摺動特性を評価した。用いる装置、試験条件は実施例５と同じである。図１３に摺動試験片の形状が示されている。また、比較材として、鋼板に接合焼結されたＣｕ−１０重量％Ｓｎ−１０重量％Ｐｂの鉛青銅焼結材料（ＬＢＣ）を用いた。
【０１００】
馴染み性を確認するために、ＰＢ２，ＰＢ１０をＮ＝５のＰＶ値の再現性で評価した結果、図１４に示されるように、比較材に近い再現性を示し、かつ平均のＰＶ値として鉛青銅焼結材料より優れた特性を発揮するとともに、耐摩耗性が極めて顕著に改善されることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】図１は、焼結性に及ぼすＡｌ添加方法の違いを示すグラフである。
【図２】図２は、Ｃｕ−Ａｌ二元系焼結体寸法とＣｕ−Ａｌ−１Ｔｉ三元系焼結体寸法を示すグラフである。
【図３】図３は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元系焼結体の焼結温度と発汗組成領域を示すグラフである。
【図４】図４は、Ｃｕ−Ａｌ焼結体寸法に対するＴｉの影響を示すグラフである。
【図５】図５は、Ｃｕ−Ａｌ焼結体寸法に対するＳｎとＴｉの複合添加の影響を示すグラフである。
【図６】図６は、Ｃｕ−Ａｌ−１Ｔｉ焼結体寸法に対する各種合金元素の影響を示すグラフである。
【図７】図７は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ焼結合金系のα，β相の存在領域を示すグラフである。
【図８】図８は、摺動テストに供した試験片形状を示す断面図である。
【図９】図９は、Ｂ１焼結材を内径接合した鋼管界面部近傍の組織を示す模式図である。
【図１０】図１０は、試験装置の概念図（ａ）と試験条件（ｂ）を示す図である。
【図１１】図１１は、内径接合焼結ブッシュ材の摺動試験結果を示すグラフである。
【図１２】図１２は、定速摩擦摩耗試験装置の概念図（ａ）と摺動試験ホルダー（ｂ）を示す図である。
【図１３】図１３は、定速摩擦摩耗試験用摺動試験片の形状を示す斜視図である。
【図１４】図１４は、馴染み性評価のための摩耗量（ａ）とＰＶ値（ｂ）の再現性試験結果を示すグラフである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複合焼結摺動部材に関し、より詳しくは高硬度、耐摩耗、耐高温酸化性、耐食性に優れた銅合金として広く使用されているＡｌ青銅合金系の焼結性を改善し、寸法精度の良い製品を作るのに適したＣｕ−Ａｌ系の焼結材料を用いた複合焼結摺動部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ青銅合金は、高硬度、耐摩耗、耐高温酸化性、耐食性に優れた銅合金として広く使用されている。しかし、このＡｌ青銅合金製の部材を焼結材料により製造しようとすると、焼結時に異常な膨張が発生して緻密化させることが困難である。このため、Ａｌ青銅鋳造合金が多く用いられており、とりわけＣｕ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系のものが最も広く用いられていて、ＪＩＳにおいてもＡ１ＢＣ１〜４として規定されている。
【０００３】
なお、関連先行技術として、特許文献１および特許文献２においては、０．１〜１０重量％のＴｉもしくは０．０５〜１．０重量％のＰを添加することによって焼結を著しく進行させ、強度、靭性の優れたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を得るようにした技術が開示されている。
【０００４】
ところで、銅系焼結軸受材料としては、例えばＣｕ−Ｓｎ−Ｐｂ等の青銅系、鉛青銅系材料が多く用いられ、かつ鉄系裏金材料と一体化された複層焼結摺動部材が良く知られており、建設機械においても足回りの転輪ローラ部にごく一般的に利用されている。
【０００５】
また、建設機械の作業機ブッシュのような、より高面圧、低速の条件下で使用される軸受材として、耐摩耗性を重視した浸炭もしくは高周波焼入れを施した鋼製のブッシュがグリース潤滑下で使用されている。特に、この種作業機では高面圧下で潤滑条件が厳しくなって作業時に不快な異音が発生することから、これを防止するために、高力黄銅製のブッシュや、前述の鋼製ブッシュにさらに潤滑皮膜処理を施したものが使用されている。
【０００６】
一方、高面圧下条件で使用されるアルミ青銅系複層焼結摺動部材としては、特許文献３に開示されたものがある。この公報に記載のものは、固体潤滑成分としての黒鉛が３〜８重量％、Ａｌが５〜１３重量％、Ｆｅが３〜６重量％、Ｔｉが０．１〜１．５重量％の範囲で分散含有されたアルミ青銅系焼結合金の粉末シートを燐青銅の接合層を介して鋼板に接合するようにし、この際、８００〜９５０℃の温度での焼結時に加圧力を加えながらアルミ青銅系焼結層の高密度化を図るとともに強固な接合を図るように構成されている。また、この公報に記載の複層焼結摺動部材において、焼結層はＴｉを水素化（ＴｉＨ）して添加し、焼結時に発生する水素によってＡｌ粉末層のＡｌ２Ｏ３皮膜を還元して焼結性を高めるが、焼結層は１８〜２５容量％以上の空隙を持ち、その空隙に潤滑油を含油させて摺動部材として利用するようにされている。
【０００７】
しかしながら、高強度、耐摩耗銅合金として広く使用されているＡｌ青銅合金は、溶解中にＡｌ２Ｏ３が懸濁して湯流れが悪く、またガス吸収が大きくて凝固収縮率が大きいために、このＡｌ青銅合金によって健全な鋳物を作ることは困難である。このことから、Ａｌ青銅系の焼結合金が容易に開発されることが望まれるところであるが、三谷等が非特許文献１に開示しているように、Ｃｕ−Ａｌ系の焼結材料では焼結時に顕著な膨張現象が現れるために、緻密で、寸法精度の良い製品を作ることは困難である。
【０００８】
また、橋本等は、Ａｌ添加方法としてＣｕ６．５４重量％Ａｌ、Ｃｕ９．９２重量％Ａｌの合金粉末を用い、１０００℃以上の高温での焼結によって緻密化させる方法を報告している（非特許文献２）。しかし、この方法では、とりわけ電解Ｃｕと合金粉末の混合粉末を成形し、金型から取り出す際のスプリングバックが極めて大きく、実質的に圧粉成形体が破損するという問題点がある。
【０００９】
さらに、前記特許文献１，２に記載の、高濃度（６〜９重量％）のＡｌ添加焼結材料を母合金粉末に用いた混合粉末や合金粉末で実施する方法は、前述の三谷等の報告にあるように、Ｃｕ−Ａｌ状態図に示される５４８℃での共晶反応を避けたものであるが、この方法では、成形体のスプリングバックが大きいことや、合金粉末が硬いことによる成形体の密度が上がり難いこと等の問題点がある。とりわけ、成形体のスプリングバックが大きいと、金型から取り出す際に成形体の破損を招き、製品の不良率が極めて高くなるという問題点がある。
【００１０】
また、スプリングバックを小さくするために、前記Ｃｕ−Ａｌ合金粉末を用いて焼結材料組織がα単相領域になるように調整した成形体を焼結し、この焼結時のＴｉ、Ｐの焼結促進作用を利用することも考えられるが、ＡｌもしくはＡｌ合金粉末を調整した成形体を焼結する場合には焼結時に前記共晶反応が関与し、またＴｉ、Ｐの添加による焼結促進作用をそのまま適用することができず、第３合金元素の作用を再検討することが必要になる。
【００１１】
このことは、前記特許文献３に開示されているように、純Ａｌ粉末を使った混合粉末に０．１〜１．５重量％のＴｉＨを添加して焼結性の改善を図ったＣｕ−Ａｌ系の焼結摺動材料が、５ｋｇ／ｃｍ２以下の加圧焼結によっても、１８〜２５容量％以上の空隙を持ち、十分な緻密化が達成できないことからも明らかである。当然のことながら、ホットプレス法のように加圧力をより増大させれば焼結体の緻密化は可能であるが、生産性やコストの観点から極めて不利になるとともに、より複雑な形状の焼結製品を製造するのが困難になるという問題点がある。
【００１２】
また、前記特許文献３に記載の、３〜８重量％の黒鉛を含有するＡｌ青銅系焼結摺動材料を燐青銅層を介して裏金に一体化した複層焼結摺動部材においては、前述のような焼結時の異常膨張現象の出現のために、加圧しながらの焼結および／または焼結接合工程においてコスト高が避けられないという問題点がある。また、黒鉛等の固体潤滑剤を多量に含有する金属焼結体では焼結性がさらに悪くなり、焼結材料の高密度化と高硬度化が図れない場合には、例えば極めて高い面圧条件や潤滑切れが起こり易い条件下で使用される建設機械用作業機ブッシュ等に適用した場合に急速な摩耗を引き起こすことは明らかである。
【００１３】
一方、建設機械の足回り装置の転輪ローラ部でごく一般に利用されているＣｕ−Ｓｎ−Ｐｂ鉛青銅系焼結摺動材料においては、多量のＰｂが含有されていることから、環境問題に対応するためＰｂレス化を実現する代替材料の開発が望まれている。
【００１４】
Ｐｂの代替材料として、３〜８重量％の黒鉛を含有する前記Ａｌ青銅系焼結摺動材料を用いた場合には、黒鉛の分散によって摩擦係数が大きくなって摺動時に発熱し易くなるという問題点がある。
【００１５】
以上の観点から、潤滑剤が切れた時でも焼付き難い点で高力黄銅鋳造合金を用いることが注目されており、建設機械用作業機ブッシュに一部適用されているが、未だ十分な機能を得るまでには至っていない。
【００１６】
なお、高力黄銅鋳造合金の焼結材料化による摺動機能の改善に関しては、蒸気圧が極めて高いＺｎを多量に含有する高力黄銅合金を高密度に焼結化するのは極めて困難であり、また焼結材料中のＺｎの濃度変動が起こり易く、僅かのＺｎの濃度変動によって高力黄銅の基調組織である（α＋β）二相組織が大きく変動するために、潤滑剤が切れた時でも焼付き難い摺動性や耐摩耗性に大きく影響するβ相が調整できないという問題点がある。
【００１７】
【特許文献１】特開昭５６−１５２９０１号公報
【特許文献２】特開昭５６−１５２９０２号公報
【特許文献３】特開平５−１５６３８８号公報
【非特許文献１】「改訂増補粉末冶金学」Ｐ７９〜Ｐ８２、Ｐ２５８〜Ｐ２６０、コロナ社、昭和６０年９月１０日発行
【非特許文献２】「粉末および粉末冶金」２９巻、Ｎｏ．６、Ｐ２１１、１９８２年
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明は、このような問題点を解消するためになされたもので、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の焼結性を改善して寸法精度の良い焼結材料を提供し、これによって広く高強度、耐摩耗、耐焼付性、耐食性に優れた複合焼結摺動部材を提供することを目的とするものである。
また、本発明は、より高面圧下での軸受の耐摩耗性の向上、異音の発生防止などを狙いとして、Ｃｕ−Ａｌ状態図におけるより硬質なβ相を出現させた（α＋β）二相、β相およびそれらの基地に金属間化合物を分散させた焼結組織を利用した焼結材料を裏金に焼結接合して一体化した複合焼結摺動部材を提供することを目的とするものである。
なお、本発明中でβ相との記載は焼結温度においてβ相状態にあることを示したもので、焼結後の室温に冷却した状態では、Ｃｕ−Ｚｎ，Ｃｕ−Ａｌ状態図にも記載されているようにβ相の多くはβ'相にマルテンサイト変態することが知られているので、以下の説明においては、β'相も含めてβ相と記載することとする。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
前記目的を達成するために、本発明による複合焼結焼結部材は、
１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有するＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が裏金部材に焼結接合されて一体化されてなることを特徴とするものである。
【００２０】
本発明においては、ＴｉおよびＳｉのうちの１種以上が、それぞれＴｉ；０．３〜５重量％、Ｓｉ；０．５〜３重量％の範囲内で含有されるのが好ましい。また、少なくとも焼結組織中にβ相が存在する（α＋β）二相、β相および／またはそれらの基地に金属間化合物が分散した組織であるのが好ましい。さらに、β相を安定化させ、β＝α＋γの共析変態を遅らせるとともに硬化性を与えるＭｎ，Ｎｉ，Ｆｅ等の成分が５重量％以下の範囲で含有されるのが好ましい。また、焼結時の還元性を高める燐鉄合金粉末がＰ；２重量％以下相当添加されるのが好ましい。さらに、Ｐ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｂｅ，Ｐｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｇ，Ａｇのうちの１種以上の合金元素および／またはＷＣ，黒鉛，セラミックス等の分散成分の１種以上が含有されるのが好ましい。
【００２１】
また、前記各発明に係る焼結材料は摺動部に用いるのが好適である。
【００２２】
本発明は、成形後のスプリングバックが極めて少ないＡｌもしくはＡｌ合金粉末をＡｌ源とした場合においても、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の膨張を防止するか、もしくは収縮させるＳｎおよび／またはＳｉを合金元素として利用し、さらにＴｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，燐鉄等の他の合金元素との併用によって焼結性に優れたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を得ることを可能にしたものである。以下に、その詳細について述べることとする。
【００２３】
（１）Ａｌ添加方法による成形・焼結挙動の差異
１）α、β単相母合金粉末およびＡｌ粉末をＡｌ源とした時の成形時のスプリングバックを調査した結果、例えばβ単相母合金（１３．９重量％Ａｌ）を利用し、Ｃｕ−８重量％Ａｌ焼結材の混合粉末を４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形したとすると、スプリングバックは０．５７％であり、金型からの取り出し時に成形品の破損が危惧されることがわかった。これに対して、Ａｌ粉末を利用した場合には、スプリングバックによる成形体破損の心配は全くなく、焼結後の異常膨張が抑制できればＡｌ粉末を添加源として利用することが好ましいことがわかったので、本発明では、ＡｌもしくはＡｌ合金粉末をＡｌ源としたＣｕ−Ａｌ系焼結材料を開発した。
【００２４】
また、成形体の焼結性については、図１に示されるように、
２）αおよびβ単相母合金を用いてα単相領域組成の焼結材料の焼結性を１０００℃で調べた結果、α単相母合金を用いると僅かではあるが収縮性を示すのに対して、β単相母合金を用いた場合には顕著な膨張性が認められた。
３）さらに、β単相のＣｕ１４重量％Ａｌ母合金を使って、焼結組織が（α＋β）二相組織になる８重量％Ａｌ−Ｃｕ−１重量％ＴｉＨでは、前述のものよりも大きな膨張性を示し、（α＋β）二相組織合金の焼結性がより難しいことがわかった。
【００２５】
４）Ａｌ粉末を使った焼結材の焼結性挙動
Ｃｕ−Ａｌ二元系焼結材料において、１０００℃以下の焼結ではＡｌ濃度にほぼ比例して膨張するが、焼結温度がＣｕ−Ａｌ二元系の共晶温度（１０３７℃）に近い１０２０℃では、共晶組成（８．５重量％Ａｌ）に近いものの焼結性がより促進されることがわかった。
以上のことから、高Ａｌ濃度のＣｕ−Ａｌ合金粉末をＡｌ源とした場合においても、焼結時の膨張を抑制することは困難であるが、共晶組成、温度近傍での焼結性は遷移的な液相の発生であっても焼結性が促進されることがわかったので、本発明では、より低温度側において安定した液相を発生させるＳｎ，Ｓｉ等の合金元素を添加することによって焼結性を高めた。
【００２６】
（２）焼結性に及ぼすＴｉ添加の影響
Ｃｕ−Ａｌに３重量％までのＴｉ添加の影響を調べた結果、１０００℃以下の焼結条件では、Ｔｉが焼結性を促進して、焼結体の緻密化に寄与する効果は確認されないが、Ｃｕ−Ａｌ系の共晶温度１０３８℃に近い１０２０℃の焼結では緻密化する。これは前述のようにＴｉ添加による共晶温度の低下に起因するものであり、Ｔｉの単独添加による作用はＡｌの共晶温度直下温度での非常に限られた温度範囲でのものであり、Ｔｉの単独添加だけではＣｕ−Ａｌ系の焼結性を十分に改善できないことがわかった。
【００２７】
（３）焼結性に及ぼすＳｎ添加の影響
Ａｌの酸化膜を積極的に還元するＴｉＨの添加によっても、前述のＴｉＨ添加の効果で確認されたように十分な焼結促進効果が得られなかったが、Ａｌの共晶温度直下温度での非常に限られた温度範囲のものであっても、液相が焼結に十分に関与すれば、焼結促進効果が十分に得られることがわかった。したがって、本発明では、
１）Ａｌ粒子表面の酸化皮膜が焼結阻害の機能を発揮していても、焼結状態で液相焼結を促進する状態に第３元素で調整できれば、拡散性が極めて大きくなり、焼結性が促進され、高密度化（収縮）作用が現れる。
２）第３元素は、Ｃｕの融点を顕著に低下させるとともに、（α＋液相）の二相共存範囲が広く、かつα相に対する固溶範囲が広いことが好ましい。
３）第３元素は、共存するＡｌ元素との金属間化合物を形成し難いこと。
４）第３元素と共存するＡｌ元素が金属間化合物を形成しても、金属間化合物の融点が焼結温度よりも低いこと。
等の考え方に基づいて、Ｃｕ−Ａｌ系の焼結性を促進する第３の合金元素としてのＳｎを見出した。
【００２８】
とりわけ、１０００℃での焼結では約５重量％Ｓｎ以上、９００℃での焼結では約１１重量％Ｓｎ添加で焼結促進効果が確認されるが、Ｔｉの添加によってＳｎの焼結促進効果はより顕著に現れるようになる。例えばＣｕ−１０Ａｌ−３Ｓｎ−１Ｔｉでは、１０００℃で、またＴｉを３重量％に増量すると９６０℃で顕著に焼結収縮する。
【００２９】
この原因は次の理由によるものである。すなわち、Ｓｎは、青銅材で知られるように多量にＣｕ中に固溶することができ、かつＣｕの融点を顕著に下げて（α＋液相）の二相領域をより低温側にまで引き下げ液相側に濃化する元素であり、またＡｌとはハンセンの状態図（Ａｌ−Ｓｎ二元系）から予測されるように、液相においてのみ固溶し合うが、液相、固相のいずれにおいても熱力学的に強く反発し合う元素で、金属間化合物も形成しないために、焼結による緻密化が起こるにつれてＳｎに富んだ液相が焼結体から部分的に排出される。このため、Ｓｎ単独の添加では焼結促進作用を実現するのに多くの添加量を必要とするが、Ｓｎの富んだ液相の発汗現象をＴｉ添加が抑制したことにより、焼結体内に焼結を促進する液相が存在するようになり、その結果として、Ｓｎの焼結促進がより顕著になったものである。
【００３０】
なお、前記発汗現象を抑えるために、Ｓｎ，Ａｌの少なくともどちらか一方と熱力学的に引き合う元素を少量添加することが好ましいので、前記Ｔｉと同様の作用を示す元素として、Ｍｎ，Ｎｉ，燐鉄（Ｐ含有量：２７重量％）の効果を確認したが、ハンセンの状態図を参考にすれば、これら以外にも、Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｖ，Ｃｒ等の顕著なＡｌ化合物やＳｎ化合物を形成する元素が挙げられる。
【００３１】
Ｓｎの添加量としては、焼結温度が１０００℃近傍として、焼結に液相を関与させるのに必要な最小限の濃度はハンセンの状態図を参考にすると、１重量％以上であることが好ましく、また脆弱な金属間化合物が析出することを防止することから１３重量％以下に止めるのが好ましい。
【００３２】
また、Ｓｎの添加によってＣｕ−Ａｌ二元系で出現するβ相がより低Ａｌ濃度側となるために、後述するように焼結摺動材料として利用する場合には少なくともβ相が存在した（α＋β）二相組織をベースにすることが好ましい。この場合、ＡｌやＳｎの添加量は以下の関係式の範囲で調整されることが好ましい。ただし、ＡｌやＳｎと金属間化合物を形成する前述のＴｉ等元素を多量に添加する場合には、このことを考慮して管理することが必要である。
１８．５≦２．５×（Ａｌ重量％）＋（Ｓｎ重量％）
【００３３】
さらに、Ｔｉは前述のように発汗現象を抑制する観点から添加されるために、その添加量は０．３重量％以上とするのが好ましい。また、添加量が１０重量％を超えるときにはハンセンの状態図を参考にすると、焼結時の液相量が過多になり過ぎる問題があるが、発汗現象を抑制することと、金属間化合物の析出による硬化が過ぎないように５重量％以下に抑えることがより好ましいし、コスト的にも有利である。
【００３４】
（４）焼結性に及ぼす燐鉄合金添加の影響
Ｐの添加は、純元素粉末での添加が難しく、母合金粉末による添加が一般的であるが、低融点の例えばＣｕ８重量％Ｐの燐銅合金では焼結時に顕著な流出孔を形成して、焼結の緻密化に好ましくないので、燐鉄合金（例えばＰ含有量：２７重量％）として添加するのが好ましい。とりわけ、燐鉄によるＰの添加によって前記発汗現象や燐銅合金に見られる顕著な流出孔の形成が無いだけでなく、焼結中の雰囲気による酸化が顕著に抑制され、焼結体の黒茶色の酸化着色が防止されることは、明らかに焼結品の付加価値を高めるとともに、この焼結材を焼結時に裏金に接合させる際の接合性を高めるのに有効である。さらに、本焼結材を摺動材料として利用する際、含油性を重視する場合においては燐銅合金粉末を適量添加することによって形成される流出孔を利用することが有効であることは明らかであるが、燐銅合金添加量は燐として２重量％を越える場合には、流出孔が多くなり過ぎて脆弱になり過ぎて好ましくない。燐鉄合金添加量はＰ添加量として２重量％を越える場合には、焼結による緻密化が阻害されるので好ましくない。
【００３５】
（５）焼結性に及ぼすＳｉ添加の影響
Ｓｉ添加の影響は、前述のＡｌおよびＣｕに対するＳｎの関係とほぼ同様の関係にあるため、Ｓｎと同様の作用によって焼結性を促進するものと考えられる。
例えばＣｕ−Ａｌ−１重量％ＴｉＨにＳｉを添加した場合、Ｓｉによる焼結促進効果が顕著に認められている。しかし、３重量％を越えて添加したときには顕著な硬化とともに脆化が認められたので、３重量％以下に抑えて使用することが好ましい。
【００３６】
なお、銅系摺動材料において、ＳｉとＭｎを複合添加することによって、特に耐摩耗性の改善がなされることは良く知られており、本焼結摺動材料においても、それらが複合添加されるのが好ましいのは明らかである。
【００３７】
（６）その他の元素の影響
Ｎｉは銅系材料においてもＡｌ，Ｓｎ，Ｔｉ，Ｓｉと複合添加させることによって、強力な金属間化合物を形成し、硬化性を増すことはよく知られており、またＭｎ，Ｆｅ等とともにＣｕ−Ａｌ系のβ相を安定化して、β＝α＋γの共析変態を遅らせて、例えば焼結後の冷却時に脆弱な（α＋γ）組織の出現を防止することは明らかであるので、本発明においても積極的に添加することが好ましい。しかし、コスト的な観点からすれば１０重量％以下、好ましくは５重量％以下に止めておくことがより好ましい。
【００３８】
Ｎｉのβ相を安定化する作用は、Ａｌ添加量を低減してβ相を出現させることにつながり、Ａｌ添加量の低減が易焼結性を得ることにつながるので、ハンセンの状態図集を参考に、Ｃｕ合金においてβ相を出現させやすい元素として、Ｚｎ，Ｂｅ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｓｂ，Ｓｉ，Ｓｎなどが挙げられることは明らかである。
【００３９】
さらに、銅合金の硬化性に顕著な影響を与える元素としては、Ｃｏ，Ｂｅ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ａｇ，Ｔｉ，Ｓｉ等が良く知られており、これらの元素も本発明の焼結材料に積極的に利用できることは明らかである。
【００４０】
またさらに、本焼結摺動材料には、焼き付き防止のための硬質分散剤もしくは固体潤滑剤としてＷ，Ｍｏ，工具鋼アトマイズ粉末，ＳｉＣ，Ｓｉ４Ｎ３，Ｐｂ，黒鉛，ＭｎＳ，ＰｂＳ，ＴｉＳ，各種弗化物類等の公知の各種材料が積極的に利用できることは明らかである。
【００４１】
なお、前記のＴｉ，Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｏ，Ｂｅ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｇ，Ｗ，Ｍｏ，Ｐｂ，Ｐ等の元素の添加は他の合金元素やＣｕとの合金や化合物としての添加方式を採ることが可能であることも明らかである。
【００４２】
前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料に含有されるＳｎは、前述のように発汗性があることから摺動時には摺動表面に偏析して存在しやすくなる性質があり、摺動材料として耐焼付き性に優れることが明らかである。また、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料層には、Ｔｉ，Ｎｉ等前述のＳｎの顕著な発汗性をコントロールする成分を少量添加し、焼結時の発汗による多孔質化を防止するとともに、Ｔｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ等の硬化元素を添加して、硬度を調整することによって摺動材料としての耐摩耗性を高めることが好ましい。
【００４３】
さらに、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の組織中には、少なくともβ相が存在するようにした。β相はビッカース硬さでＨｖ２００以上の硬質な相であり、耐凝着性ではα相よりも優れており、焼結後に室温に冷却した状態では、β相の多くはマルテンサイト変態したβ'相になっているものと考えられるが、マルテンサイト変態点（Ｍｓ点）が室温近傍にあるために、摺動面での凝着時には未変態のβ相からβ'相へのマルテンサイ卜変態とその逆のβ'相からβ相への逆変態による形状記憶効果が凝着の損傷拡大を防止することや馴染み性の改善効果が期待されることから、本発明での摺動材料は（α＋β）二相やβ相組織をべ一スにして、Ｔｉ，Ｍｎ，Ｎｉ等の合金元素とＡｌ，Ｓｎ，Ｓｉ等の合金元素からなる金属間化合物を適量に分散させる焼結摺動材料とした。なお、本発明中でβ相との記載は焼結温度においてβ相状態にあることを示したもので、前述のように焼結後の室温に冷却した状態では、β相の多くがβ'相にマルテンサイト変態していることから、本発明の焼結材料においては、β相との記載はβ'相を含めた意味のものである。
【００４４】
また、（α＋β）二相組織を持たせることによって、焼結材料の結晶粒がより小さくなるようにして、摺動面での凝着変形時の均一伸びを高めるように、また、急激な加工硬化性を低減して馴染み性と耐凝着性を高めるようにした。
【００４５】
なお、この場合には、摩耗粉の摺動面からの排出性が良くなると同時に、耐摩耗性が低下することが危惧されるが、前述の適当な金属間化合物の分散によって耐摩耗性が改善できる。通常、金属間化合物の分散の耐摩耗性に対する効果は０．２体積％以上で確認できることが知られていることから、本発明においても、前記金属間化合物の析出量の下限は０．２体積％以上であることが好ましく、上限は使用目的によって、すなわち、馴染み性、耐凝着性、耐摩耗性のいずれを重要視するかによって変わるために特に定められるものではないが、３５体積％を越える場合には、脆弱化する場合が多いことから３５体積％以下にすることがより好ましい。なお、０．２体積％の金属間化合物を析出させる場合には、添加元素としては約０．１重量％以上で達成されることは明らかであり、硬化用の添加元素の下限値はこの値によって調整されることが好ましい。
【００４６】
前記摺動材料として利用する場合には、前記摺動材料の混合粉末を所定の形状に成形した後に、緻密化する適正な温度で焼結して利用するのが好ましいが、混合粉末を板状に成形して、８００℃以上の温度で1度焼結した板状焼結体に圧延加工による機械的な緻密化を施して、再焼結する工程を1回以上繰返すと、緻密で硬質な焼結摺動材料を容易に製造することができる。よって、これを丸曲げ加工した後、溶接もしくはクリンチし、最終形状に機械加工してブッシュとして利用することができる。本発明のＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系の焼結材料は硬質な高力黄銅系の摺動材料に比べれば極めて溶接が簡単であるので、極めて低コストな製造方法が提供できることになる。
【００４７】
また、本発明によれば、前記板状成形体もしくは焼結体に独立した穴を複数個設け、丸曲げ加工した後、前述のように円筒状にブッシュとし、この独立した穴を潤滑作用を与える各種潤滑剤の収納穴として利用することによって、より給脂間隔の長い焼結摺動材料として利用できるとともに、円筒体に機械加工によって穴加工を施す場合に比べると極めて低コストで製造することが可能となる。
【００４８】
ところで、焼結摺動材料を裏金に焼結接合した後に、ブッシュではそれを丸曲げして溶接するか、あるいは機械的にクリンチして、内外面を機械加工するようにした複合焼結摺動部材の製造方法が知られている。本発明では、前述のようにＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料を、約９００℃以上の焼結温度領域で各種合金元素の添加によって焼結性を促進して焼結材料を緻密化しているが、緻密化する焼結温度より低温度領域で顕著な膨張性を示すことを利用して、裏金となる鋼管の内径部に鋼管の内径と同じかそれよりわずかに小さい外径を持つ本発明の焼結材料の混合粉末による円筒成形体を配置して、緻密化温度領域以下の低温度領域で裏金内径面に接合した後に、さらに９００℃以上の温度領域で緻密に焼結することによって、裏金内径面にＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料を接合焼結した複合焼結摺動部材を製造することができ、かつ従来の内径部からの外部加圧力を必要としない低コストな複合焼結摺動部材を製造することができる。
【００４９】
要するに、本発明において、Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末またはＡｌ粉末を用いて、Ａｌが２〜１４重量％になるように添加された混合粉末を、所要の円筒形状に成形して圧粉体を得、この圧粉体をその圧粉体の外径よりも僅かに大きい穴径を有する裏金部材内へ挿入し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で８００℃以上の温度でその裏金部材の内径部に焼結接合してなる複合焼結摺動部材とするものである。
【００５０】
ここで、前記裏金部材の内径部への焼結接合は、前記裏金部材と圧粉体との間に第３の金属合金を介して行われるのが好ましい。この場合、前記第３の金属合金は、少なくとも焼結接合温度において前記裏金部材と接合するに必要な液相を発生させる溶製合金および／または焼結合金であるのが良い。また、前記裏金部材には内径部に溝加工が施され、焼結接合した後にその溝部が潤滑油のオイル溜まりになるようにされるのが良い。さらに、前記裏金部材は鋼であるのが好ましい。
【００５１】
本発明の複合焼結摺動部材によれば、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が耐摩耗性を重要とし、耐凝着性を重要とする硬質なβ相を多く含有した（α＋β）二相もしくはβ相をベースに、さらに、金属間化合物を分散させたブッシュを製造する場合には、前述の丸曲げ加工によって、焼結摺動材料に割れが発生することがない。
【００５２】
また、前記混合粉末による円筒成形体の代わりに、混合粉末の板状成形体を仮焼結した後に丸曲げて前記鋼管内径部に配置して接合焼結することによっても円筒状の複合焼結摺動部材を製造することができる。
【００５３】
さらに、この時の板状成形体には成型時もしくは仮焼結後に独立した穴を複数個設け、これらの穴を、円筒状複合焼結摺動部材において摺動面に潤滑作用を与える各種潤滑剤の収納穴として利用することによって、より給脂間隔の長い複合焼結摺動部材として利用できる。
【００５４】
前述のように、８００℃以上の温度で1度焼結した板状焼結体に圧延加工による機械的な緻密化を施して、再焼結する工程を１回以上繰り返すと、緻密で硬質な焼結摺動材料を製造することができるので、これを丸曲げた後、溶接するかクリンチのように形状的な結合を行うことによってブッシュなどの形状に容易に加工できる。なお、この方法によれば、例えばＣｕとの反応性に乏しく、かつ溶製材料としては入手できないような材料、例えば金属間化合物を１μｍ以下に細かく分散できること、Ｗ，Ｍｏ，セラミックス，工具鋼粉末，ＷＣ，超硬，サーメット，固体潤滑剤等を分散できることは明らかである。
【００５５】
また、本発明では、Ｐｂ青銅系焼結摺動材料と同等以上の摺動時の馴染み性に優れ、かつ耐焼付き性や耐摩耗性に優れた摺動特性が、前述のような微細な（α＋β）二相組織を基調にすることによって発揮されることを見出して、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料を鋼板に接合焼結して、一体化された複合焼結摺動部材を開発した。とりわけ、本複合焼結摺動部材はＰｂレス焼結摺動部材として、近年の環境問題に対する重要性が増すものと考えられる。
【００５６】
なお、前述のようにＴｉ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，ＦｅＰ等の化合物を形成する成分を増やすと摺動時の相手材へのアタック性が増すので、できるだけこれらの成分を低減した（α＋β）二相組織を基調にしたＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結複合摺動部材にすることが望まれる。
【００５７】
鋼板に接合焼結した前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系複合焼結摺動部材は、前記混合粉末を圧縮加工（例えば圧延）した後に、真空、中性または還元雰囲気に調整した炉内で７００℃以上の温度で焼結する工程を２度以上繰り返して、Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料の酸化膜形成による難焼結性を圧縮成形による酸化膜破壊でより低温での焼結によっても高靭性な焼結材料が得られるようにして、前述の微細な（α＋β）二相組織を基調とし、アタック性の少ないＰｂレス摺動材料を得るようにした。
【００５８】
具体的には、少なくとも青銅粉末、銅粉末、Ｓｎ粉末、Ａｌ粉末、ＴｉＨ粉末からなる前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合してから、圧縮成形（例えば圧延）と、前述と同じ焼結雰囲気下で７００℃以上での焼結工程とを２度以上繰り返してＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系複合焼結摺動部材を製造することが好ましい。特に散布性を考慮する時にはできるだけアトマイズ粉末を利用することが好ましく、同時に接合性をより均一にするには青銅アトマイズ粉末を適時に利用することが必要である。また、鋼板との接合性を確保するためには、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料中のＳｎ添加量が３重量％以上であることが好ましいが、この時のＡｌ添加量はα相とβ相の量的関係を考慮して調整される。例えばＣｕ−Ａｌ−３重量％Ｓｎ−1重量％Ｔｉ三元系では１０重量％Ａｌで（α＋β）二相になるが、約１２重量％Ａｌ以上ではβ相単相になるために硬化し過ぎて馴染み性が悪くなることからそれ以下のＡｌ添加量に止める必要がある。
【００５９】
また、鋼板との安定した接合性を得るためには、Ａｌ添加量を少なくしてＳｎ添加量を高めることが好ましいが、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結摺動材料の材料コストを低減するためにはＳｎ添加量を低減することが好ましい。
【００６０】
そこで、本発明は、Ｓｎを５〜１２重量％含有する青銅系のＣｕ−Ｓｎ合金粉末または混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合したものを裏金部材として用い、この裏金部材上に２〜１３重量％Ａｌ濃度に調整された前記Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末を散布した後に、７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を施してなる複合焼結摺動部材を得ることを特徴とするものである。
【００６１】
ここで、前記７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を２回以上繰り返し、Ｃｕ−Ａｌ系焼結摺動層の平均結晶粒を５ミクロン以下に微細化するとともに、相対密度を９０％以上に高密度化するのが好ましい。
【００６２】
また、前記Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ焼結材料の結晶粒の微細化は、二相組織とすることによる焼結時の粒子成長の抑制と、前述のように圧縮加工と焼結を繰り返すことによる低温での焼結化と再結晶による緻細化と、前述のように化合物を形成し易いＴｉ，Ｓｉ，Ｎｉ等の元素の添加によってより微細化を図っている。なお、焼結温度が７００℃以下の条件においては液相が発生しても、合金化反応が遅くなり、圧縮加工時に十分な変形量が確保できずに焼結体内に割れが発生するので、焼結温度は８００℃以上であることが好ましい。
【００６３】
前記発明において、Ｃｕ粉末にＡｌ；８重量％以上のβ組織を含むＣｕ−Ａｌ系合金粉末および／またはＡｌ粉末を全体の混合粉末でＡｌ；２〜９重量％相当量添加した混合粉末を裏金部材上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度でＡｌが十分に拡散して均質化しないでβ相が存在するような短時間焼結と圧延とを組み合わせて、非平衡状態でβ相が存在するようにするのが好ましい。特に、α相の周囲にＡｌがリッチな硬質のβ相が形成されるために、軟質のα相域が摺動時のオイルポケットとして作用して、摩擦抵抗の小さな良好な摺動特性を発揮する。この非平衝な組織では、たとえば、Ｔｉ等の硬化元素を添加した場合においてもその非平衡状態では顕著な硬化を示さず、前述のＳｎの発汗性を有効に防止し、軟質で馴染み性に優れた摺動材料としての特性を発揮するが、焼結温度が高くなるにつれて、また焼結時間が長くなるにつれて平衝状態組織に近づいてβ相が減少する。しかし、Ｔｉ等の硬化現象が顕著に現れてより硬化し、馴染み性の重要視される高速摺動や相手材へのアタック性が重要視される場合には適さなくなることは明らかである。一般に、馴染み性が重要視される場合には、硬さはビッカース硬さでＨｖ≦１５０が好ましく、より好ましくはＨｖ＝１００前後に調整されることはよく知られている。また、作業機のように低速高面圧下での耐摩耗性を重視する場合にはＨｖ≧１５０とするのが好ましく、この場合には焼結組織をより平衝状態に近づけるとともに硬化性合金元素を添加することが好ましい。
【実施例】
【００６４】
次に、本発明による焼結材料および複合焼結摺動部材の具体的な実施例について、図面を参照しつつ説明する。
【００６５】
（実施例１；成形性および焼結性に対するＡｌ添加法の影響とＳｎ添加の影響）
２５０メッシュ以下のアトマイズＣｕ−６．９、１０．２、１３．７重量％Ａｌ合金粉末、３００メッシュ以下のアトマイズＡｌ粉末、Ｓｎアトマイズ粉末、３００メッシュ以下のＴｉＨ粉末および電解銅粉末（福田金属ＣＥ１５）を用いて、表１に示される組成よりなる混合粉末を、ＪＩＳの引張り試験片用金型にて成形圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形し、引張り試験片としての成形体の寸法（長さ）を測定した。その結果がスプリングバック量とともに表１に示されている。
【００６６】
【表１】
【００６７】
この結果から、Ｃｕ−Ａｌの合金粉末をＡｌ源とする混合粉末の成形においては、スプリングバックが顕著で、特にβ相を含有するか、もしくはβ相の高Ａｌ濃度粉末を用いた場合には、成形後の成形体取り出し時に破損する危険の大きいことがわかる。とりわけ、表１の試料Ｎｏ．ＣＡ１０は、β相のＣｕ１３．７重量％Ａｌ合金粉末を使ってＣｕ−１０重量％Ａｌ焼結合金を得ようとする場合であるが、この場合のスプリングバック量は０．５７％にも達している。このことから、（α＋β）二相やβ相組織の高濃度のＡｌを含有するＣｕ−Ａｌ焼結体を合金粉末を用いて得ようとする場合には、金型を用いたプレス成形を実質的に行えず、結果としては、表１に示されるように軟質なＡｌおよびＡｌ合金粉末を利用するのが好ましいことがわかる。
【００６８】
さらに、表１に示される混合粉末で成形した引張り試験片を真空焼結炉で、真空度約１０−２ｔｏｒｒ、９００℃、１０２０℃で焼結した後の焼結体寸法が示されているが、Ａｌ濃度を５重量％に調整した表１中の試料Ｎｏ．ＣＡ１，ＣＡ３，ＣＡ５，ＣＡ７を比較した結果、１０２０℃においてもＡｌ添加源のＡｌ濃度が高いほど焼結体寸法が膨張していることがわかる。また、膨張を低く抑えるためには、α相の低Ａｌ濃度Ｃｕ−Ａｌ合金粉末を利用し、かつ焼結体中のＡｌ濃度を例えば５，６％以下に低くすることが必要であることがわかる。
【００６９】
また、３重量％Ｓｎ（１重量％Ｔｉ共存下での）添加の影響を表１の試料Ｎｏ．ＣＡ２，ＣＡ４，ＣＡ６，ＣＡ８，ＣＡ１１で調べたところ、３重量％Ｓｎの添加は、Ａｌ添加法の違いに関わらず、９００℃の低温焼結では焼結体寸法を顕著に膨張させ、１０２０℃では逆に収縮させることがわかる。したがって、Ｃｕ−Ａｌ系焼結体の焼結による膨張を抑えるためには、Ｓｎの添加が極めて有効であり、かつ前記スプリングバック量の少ないＡｌおよびＡｌ合金をＡｌ源とすることによって、従来のプレス成形技術でＣｕ−Ａｌ系焼結品を異常膨張なく得ることができることがわかる。
【００７０】
（実施例２；Ａｌ粉末をＡｌ源としたＣｕ−Ａｌに対する各種合金元素の影響）
実施例１にて用いた電解銅粉末、Ｓｎ粉末、ＴｉＨ粉末、Ａｌ粉末以外に、３００メッシュ以下のＭｎ粉末、Ｎｉ粉末、燐鉄（２５重量％Ｐ）、Ｓｉ粉末を使って、表２に示される割合で配合した混合粉末を準備し、実施例１と同じ引張り試験片金型を用いて加圧力４ｔｏｎ／ｃｍ２で成形した引張り試験片を１０−２ｔｏｒｒの真空下で、８００〜１０２０℃の温度範囲で焼結した後、その焼結体寸法の測定と組織観察とを行った。なお、焼結体の寸法が表２に示されているが、成形体の寸法は９６．５６ｍｍである。
【００７１】
【表２】
【００７２】
（１）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＳｎ添加の影響
表２のＮｏ．１〜１７には、Ｃｕ−Ａｌと、Ｃｕ−ＡｌにＳｎを添加した場合の焼結体寸法がそれぞれ示されている。また、図２には、Ｎｏ．１〜４のＣｕ−Ａｌ二元系焼結体の寸法と、後述するＮｏ．１８〜２４のＣｕ−Ａｌ−１重量％Ｔｉ三元系焼結体の寸法との比較が示されている。
【００７３】
これら表２および図２から明らかなように、１０００℃でいずれの焼結体寸法もＡｌ濃度に比例して膨張しているが、Ｃｕ−Ａｌ二元系状態図にある共晶温度直下の１０２０℃での焼結体では、状態図共晶組成に近傍する材料において膨張量の低減が認められる。これは明らかに共晶点直下では遷移的な液相が発生し易い焼結現象に基づくものであると考えられる。
【００７４】
図２に示されるＣｕ−Ａｌの焼結体寸法を基準にして、Ｓｎ添加の影響を見ると、表２から明らかに、３重量％Ｓｎでは収縮が観察できないが、６重量％Ｓｎ、１１重量％Ｓｎでは明らかに、１０００℃、９６０℃、９３０℃で顕著な収縮現象を示して、Ｓｎ添加により発生する液相によって焼結性が改善されていることがわかる。しかし、Ｓｎ単独添加で収縮したものには顕著な発汗現象があり、多孔質化している場合が多い。Ｎｏ．５，６において１０００℃での焼結収縮が小さいのは、発汗現象によって液相が焼結体外に排出され収縮のために必要な液相が不足したためであり、この液相の発汗現象を抑える他の元素の添加によって焼結性が改善されることがわかる。
【００７５】
図３には、１０００℃、９６０℃および９００℃の各温度における真空焼結時のＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元焼結体（表２中のＮｏ．５〜Ｎｏ．１７の試験片）で発汗現象を示した組成領域が示されているが、この図から明らかに８５０℃以下では発汗しないことがわかる。
【００７６】
また、Ｓｎの発汗現象に対するＴｉの影響をより明確にするため、表２中のＮｏ．５〜Ｎｏ．１７に０．３重量％Ｔｉを添加したものの１０００℃における発汗の有無、およびＮｏ．１３〜Ｎｏ．１７に０．３重量％Ｔｉを添加したものの９３０℃における発汗の有無を調査した。この結果、１０００℃でのＮｏ．７にわずかな発汗が認められた以外は、発汗が抑制されることがわかった。
【００７７】
（２）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＴｉ添加の影響
Ｃｕ−ＡｌにＴｉＨを添加した場合の焼結体寸法が表２のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２０に示され、図４には、１０００℃、１０２０℃で真空焼結した結果が示されている。この結果から明らかに、１０００℃での３重量％までのＴｉ添加では燃焼性が改善されて焼結体が収縮することがないことがわかる。なお、１０２０℃での真空焼結で、３重量％Ｔｉ添加に顕著な収縮反応（試料の変形と溶損傾向）が確認されたが、これは図２に示される共晶点直下もしくは三元共晶領域での焼結の影響によるものと考えられる。現実的には、大量生産時の真空炉内温度のばらつきを考えれば、極めて限られた温度領域でしか焼結できないＴｉ添加の作用は、焼結促進元素として十分なものではなく、前記Ｓｎなどの液相発生元素との組み合わせが必要であると考えられる。
【００７８】
（３）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するＳｎ−Ｔｉ複合添加の影響
図５には、Ｃｕ−ＡｌにＳｎ，ＴｉＨを複合添加し、９６０〜１０００℃で焼結した場合の焼結体寸法が示されているが、Ｃｕ−ＡｌにＳｎ，Ｔｉを単独添加した場合よりも顕著な収縮反応が観察された。これは、例えば表２中のＮｏ．２８〜３２、３６，３７，４１，４２，４６，４７，５１，５２の試料において、１０００℃の真空焼結時にＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元系焼結体で確認された発汗現象が１〜３重量％Ｔｉの複合添加によって顕著になくなり、Ｓｎ添加により発生する液相が焼結体外に排出されることなく、焼結反応に効率良く寄与したことによるものである。
【００７９】
（４）Ｃｕ−Ａｌ系焼結材料に対するその他合金元素の添加効果
図６には、１０００℃で真空焼結したＣｕ−Ａｌ−１重量％Ｔｉに対する他の合金元素添加の影響が示されているが、前述のようにＳｎ添加の顕著な焼結性促進の効果が認められる。また、Ｓｉにおいても顕著な焼結性促進効果が確認された。この理由は、前述のように状態図的にＡｌとＳｎとは液相でのみ溶け合うが、固相状態ではほとんど溶け合わないこと、ＡｌとＳｎとでは金属間化合物を形成しないこと、Ｃｕに対しては融点を顕著に降下させ、液相の発生を助ける等といった特徴がＳｉについても認められることに起因するためである。
【００８０】
また、Ｍｎ、燐鉄（Ｐ含有量：２５重量％）についても余り顕著なものではないが明確な焼結促進効果が観察された。とりわけ、燐鉄の添加によって焼結体の黄金色が鮮やかになり、明らかな還元作用が確認された。なお、Ｃｕ８Ｐ添加の効果は、燐鉄によるＰ添加の影響と比較して焼結促進効果はなく、膨張し易くなっているが、これは焼結体内に微細な空孔を多数形成しているためであると考えられる。また、Ｃｕ８Ｐの共晶温度が７１４℃と低く、焼結時の低温側での液相の発生によって局所的な流出孔を形成し易いことに起因すると考えられる。
【００８１】
（実施例３；Ｃｕ−Ａｌの（α＋β）二相組織領域の出現に対するＳｎ添加の影響）
表３には、代表的な１０００℃での真空焼結後のα、β相についての組織観察と硬さ測定結果とが合わせて示され、図７には１０００〜８２０℃での組織観察結果に基づくＣｕ−Ａｌ−Ｓｎの三元状態図中のα、β相の各存在領域が示されている。この結果から、Ｃｕ−Ａｌ二元系における（α＋β）二相領域が、Ｓｎの添加によってより低Ａｌ濃度側に推移し、Ｓｎがβ相をより安定する元素であることがわかる。また、図７中の破線で示されるように、低温度での焼結ではより低Ａｌ濃度側においてβ相の存在が確認されている。これは焼結が十分な平衡状態に達していないことによるものである。この非平衡状態においてもβ相が出現し始める組成α／（α＋β）とα相が消失し、β相単相となる組成（α＋β）／βは、ほぼ次式で表示されることがわかった。
１８．５≦２．５×（Ａｌ重量％）＋（Ｓｎ重量％）≦２８．５
；（α＋β）二相領域の組成範囲
【００８２】
【表３】
【００８３】
また、焼結後の硬さを見れば、β相の出現に伴って硬くなり、さらにＴｉ，Ｓｉなどの添加によっても顕著な硬化を発現しているが、それは多くの金属間化合物の析出に起因しているものである。
【００８４】
なお、前記非平衡状態の組織は、より低温度での焼結とより短時間での焼結によって顕著になるが、このような焼結体では顕著な膨張を示すとともに十分な強度が得られないことも明らかである。後述するような圧延などの圧縮加工を併用する場合においてもそれらの加工が可能な範囲の強度を必要とするが、実質的には本実施例の最低焼結温度８２０℃２０分で圧延加工が可能であったことを考慮すると、Ｃｕ−Ｓｎ系の包晶温度（７９８℃）以上において本発明の不可避元素であるＳｎがＣｕの強固な接合性を実現していることを考え合わせると、８００℃以上での焼結が必要であることは明らかである。
【００８５】
（実施例４；内径接合の実施と摺動特性の確認）
表４には、本実施例に供する混合粉末の配合組成が示されている。Ｂ１は（α＋β）二相組織、Ｂ２、Ｂ３はβ組織の摺動材料になる配合とした。なお、Ｂ３は内径接合に対する燐鉄の影響を比較するためのものであり、Ｂ４はＣｕ８重量％Ｐの流出孔を利用した含油摺動材の効果を確認するためのものである。また、摺動試験に供する比較材として高力黄銅４種材を用いた。その組成が欄外に重量％で表示されている。
【００８６】
【表４】
【００８７】
混合粉末の成形は、外径５３ｍｍ、内径４７ｍｍ、高さ３５ｍｍの円筒体を２ｔｏｎ／ｃｍ２の成形圧力にて行い、外径６６ｍｍ、内径５３ｍｍ、高さ４０ｍｍの鋼管（Ｓ４０Ｃ）の内径部にセットして、Ｂ１では９９０℃、Ｂ２，Ｂ３，Ｂ４では９６０℃でそれぞれ２０ｍｉｎ間真空焼結した後にＮ２ガス冷却した。
【００８８】
図８には、焼結体を鋼管の内径部に接合するブッシュの摺動試験片形状が示されているが、Ｂ４摺動材についてはブッシュ内周面の溝加工を実施せずに試験に供した。また、図９には、Ｂ１の内径接合界面部の金属組織を示す模式図が示されているが、典型的な（α＋β）二相組織になっていることがわかる。また、Ｂ１，Ｂ２の焼結層部のビッカース硬さはＨｖ＝１６５、Ｈｖ＝２３０と極めて硬質なものになっていることがわかった。さらに、表４中には超音波検査装置にて評価した鋼管と焼結層の接合率が示されているが、燐鉄の添加によって接合率が顕著に改善されていることがわかる。なお、Ｂ４の含油量は約４〜５ｃｍ３と顕著な含油性が認められた。
【００８９】
図１０には、摺動試験装置の概念図と試験条件が示されており、図１１には、摺動試験結果が示されている。摺動試験は供試ブッシュの投影面積が８００ｋｇ／ｃｍ２まで１００ｋｇ／ｃｍ２ごとに１００００回の往復運動を行い、面圧を段階的に昇圧し、焼付いて摩擦係数が急増したり、急進的な摩耗や異音が発生した時点で試験を中断して評価した。
【００９０】
図１１から明らかに、本発明材は高力黄銅材に比べて優れていることがわかる。特に（α＋β）二相組織のＢ１材は初期摩耗量が少ないとともに耐焼付き性に優れたよい結果を示すのに対して、Ｂ２材は摩耗平均量が多いがＢ１材よりもより優れた耐摩耗性を発揮していることがわかる。
【００９１】
（実施例５；Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結板の製造と摺動試験）
表２に示されるＮｏ．１〜Ｎｏ．５２とＣＡ７，８の焼結した引張り試験片を、その試験片が割れない範囲で圧延し、同じ温度、時間で再焼結したものの硬さを調査し、さらにそれらの圧延・再焼結材（２Ｓ１Ｒ材）を定速摩擦摩耗試験法で摩擦係数が急激に大きくなる圧力と速度とから焼付き限界値（ＰＶ値）とその時点での摩耗量（ΔＷ）を測定して摺動特性を評価した。
【００９２】
図１２には、定速摩擦摩耗試験機の概念図（ａ）と、摺動試験ホルダーの斜視図（ｂ）が示されている。なお、摺動試験条件は次のとおりである。
摺動試験条件：
相手材；ＳＣＭ４２０浸炭焼入れ
表面硬さ ＨＲＣ６０〜６２
面粗さ ２．５Ｓ以下
潤滑油；ＥＯ１０，油量；２５０ｃｍ３／分，油温；６０℃
周速；１０ｍ／秒
面圧；Ｍａｘ８００ｋｇ／ｃｍ２（５０ｋｇ／ｃｍ２毎）
摺動試験片は板厚２ｍｍで５ｍｍに加工した後、摺動試験ホルダーにセットして試験に供した。摺動試験の面圧は１００ｋｇ／ｃｍ２から開始して、５分間に摩擦係数の異常や摩耗の異常がなければ５０ｋｇ／ｃｍ２毎に昇圧しながら最大８００ｋｇ／ｃｍ２まで負荷した。
【００９３】
各試験片のビッカース硬さＨｖ、ＰＶ値および摩耗量の測定結果が表５にまとめて示されている。この結果、主に以下のことが明らかとなった。
１）Ｃｕ−Ａｌに対するＳｎ添加による硬さアップの寄与はほとんどなく、僅かにＡｌ濃度が増すにつれて硬化するが、β単一組織になると圧延し難くなり、結果として硬度が低くなる。
２）Ｃｕ−Ａｌ、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結体の硬さアップに対するＴｉの添加の影響は極めて顕著であり、その作用は焼結温度が高いほど大きくなるが、これはＴｉの合金化の促進によるものである。同様の作用はＭｎ，Ｎｉ，Ｓｉにおいても観察される。
３）定速摩擦摩耗試験による摺動特性を評価した結果、α相、（α＋β）二相、β相の各組織材においてもＳｎの添加によって摺動特性はより改善されることがわかった。
４）硬質なα相組織材料に比べて、（α＋β）二相およびβ相組織材料の摺動特性は顕著に改善されていることがわかった。
５）ｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉなどの添加によって耐摩耗性が改善されることも明らかとなった。
なお、表５中のＣＡ７，８には９００℃での真空焼結時間を５分と短くして、圧延と焼結を二度繰返した（３Ｓ２Ｒ材）水準を示したが、ＣＡ８では非平衡状態でのβ相が粒界に沿って微細に析出することが確認され、摺動特性を改善することにもその影響が現れている。
【００９４】
【表５】
【００９５】
（実施例６；鋼板に接合焼結する複合部材の製造法と摺動試験）
本実施例では、２５０メッシュ以下の青銅アトマイズ粉末（Ｃｕ２０重量％Ｓｎ）、銅アトマイズ粉末、Ｃｕ２０．２重量％Ａｌ、Ｃｕ５０．５重量％Ａｌアトマイズ粉末および実施例１で使用した粉末を使って、表６に示される混合粉末を調整し、４００番の研磨紙で表面を荒らし、アセトンで良く洗浄した軟鋼板（ＳＳ４００、厚さ３．５ｍｍ、幅９０ｍｍ、長さ３００ｍｍ）への接合焼結実験を実施した。
【００９６】
【表６】
【００９７】
（１）鋼板への直接散布・接合焼結の実験
表６中のＰＢ１からＰＢ６の混合粉末を前記鋼板上に３ｍｍの高さに散布して、３ｍｍ厚さの黒鉛板を被せ、露点−３８℃のアンモニア分解ガス雰囲気炉で、９００℃、１０分間加熱されるように接合焼結し、この後に圧延機で焼結層が１．７ｍｍになるように圧延した。この結果、Ａｌ源を純Ａｌ，Ｃｕ５０Ａｌ合金とした場合には、圧延に耐える十分な強度が得られなかった。さらに、圧延したＰＢ２，ＰＢ４〜６の散布材を再度前述と同じ条件で焼結した後に、焼結層を内側にして直径９５ｍｍの円筒上に丸曲げ加工し、その時の鋼板からの焼結層の剥離状況を観察したが、ＰＢ６はβ相となっているために圧延時に導入された微細な割れが進展して剥離することがわかった。
【００９８】
（２）第３焼結層を介在させて接合焼結する実験
２５０メッシュ以下のＣｕ１０重量％Ｓｎ合金アトマイズ粉末に３重量％のＳｎアトマイズ粉末を配合した混合粉末を前述の鋼板に約１ｍｍ高さに散布し、同じ露点のアンモニア分解雰囲気炉で９００℃で加熱したものに、表６中のＰＢ７〜１０の混合粉末を更に２ｍｍ散布して圧延機で焼結層全体厚さが２．０ｍｍになるように圧下した後、前記と同様に９００℃、１０分間の焼結を行い、さらに圧延機で焼結層全体厚さが２．０ｍｍになるように圧下した。この後に、圧延の加工歪みを取るために、再度９００℃で焼結し、丸曲げ加工を施して、焼結層の剥離状況を調査した結果、第３の焼結層を介在させて接合焼結する方法はいずれも問題なく製造できることがわかった。なお、本実施例では、第３の焼結層として青銅焼結材を用いたが、例えばＦｅ−３０Ｃｕ−５Ｓｎ等の鉄系焼結材料を利用することができるのは明らかである。
【００９９】
（３）摺動特性の評価
定速摩擦摩耗試験機を用いて摺動特性を評価した。用いる装置、試験条件は実施例５と同じである。図１３に摺動試験片の形状が示されている。また、比較材として、鋼板に接合焼結されたＣｕ−１０重量％Ｓｎ−１０重量％Ｐｂの鉛青銅焼結材料（ＬＢＣ）を用いた。
【０１００】
馴染み性を確認するために、ＰＢ２，ＰＢ１０をＮ＝５のＰＶ値の再現性で評価した結果、図１４に示されるように、比較材に近い再現性を示し、かつ平均のＰＶ値として鉛青銅焼結材料より優れた特性を発揮するとともに、耐摩耗性が極めて顕著に改善されることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】図１は、焼結性に及ぼすＡｌ添加方法の違いを示すグラフである。
【図２】図２は、Ｃｕ−Ａｌ二元系焼結体寸法とＣｕ−Ａｌ−１Ｔｉ三元系焼結体寸法を示すグラフである。
【図３】図３は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ三元系焼結体の焼結温度と発汗組成領域を示すグラフである。
【図４】図４は、Ｃｕ−Ａｌ焼結体寸法に対するＴｉの影響を示すグラフである。
【図５】図５は、Ｃｕ−Ａｌ焼結体寸法に対するＳｎとＴｉの複合添加の影響を示すグラフである。
【図６】図６は、Ｃｕ−Ａｌ−１Ｔｉ焼結体寸法に対する各種合金元素の影響を示すグラフである。
【図７】図７は、Ｃｕ−Ａｌ−Ｓｎ焼結合金系のα，β相の存在領域を示すグラフである。
【図８】図８は、摺動テストに供した試験片形状を示す断面図である。
【図９】図９は、Ｂ１焼結材を内径接合した鋼管界面部近傍の組織を示す模式図である。
【図１０】図１０は、試験装置の概念図（ａ）と試験条件（ｂ）を示す図である。
【図１１】図１１は、内径接合焼結ブッシュ材の摺動試験結果を示すグラフである。
【図１２】図１２は、定速摩擦摩耗試験装置の概念図（ａ）と摺動試験ホルダー（ｂ）を示す図である。
【図１３】図１３は、定速摩擦摩耗試験用摺動試験片の形状を示す斜視図である。
【図１４】図１４は、馴染み性評価のための摩耗量（ａ）とＰＶ値（ｂ）の再現性試験結果を示すグラフである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有するＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が裏金部材に焼結接合されて一体化されてなることを特徴とする複合焼結摺動部材。
【請求項２】
ＴｉおよびＳｉのうちの１種以上が、それぞれＴｉ；０．３〜５重量％、Ｓｉ；０．５〜３重量％の範囲内で含有される請求項１に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項３】
少なくとも焼結組織中にβ相が存在する（α＋β）二相、β相および／またはそれらの基地に金属間化合物が分散した組織である請求項１または２に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項４】
β相を安定化させ、β＝α＋γの共析変態を遅らせるとともに硬化性を与えるＭｎ，Ｎｉ，Ｆｅ等の成分が５重量％以下の範囲で含有される請求項３に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項５】
焼結時の還元性を高める燐鉄合金粉末がＰ；２重量％以下相当添加される請求項１〜４のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項６】
さらに、Ｐ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｂｅ，Ｐｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｇ，Ａｇのうちの１種以上の合金元素および／またはＷＣ，黒鉛，セラミックス等の分散成分の１種以上が含有される請求項１〜５のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項７】
Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末またはＡｌ粉末を用いて、Ａｌが２〜１４重量％になるように添加された混合粉末を、所要の円筒形状に成形して圧粉体を得、この圧粉体をその圧粉体の外径よりも僅かに大きい穴径を有する裏金部材内へ挿入し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で８００℃以上の温度でその裏金部材の内径部に焼結接合してなる請求項１〜６のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項８】
前記裏金部材の内径部への焼結接合は、前記裏金部材と圧粉体との間に第３の金属合金を介して行われる請求項７に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項９】
前記第３の金属合金は、少なくとも焼結接合温度において前記裏金部材と接合するに必要な液相を発生させる溶製合金および／または焼結合金である請求項８に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１０】
前記裏金部材には内径部に溝加工が施され、焼結接合した後にその溝部が潤滑油のオイル溜まりになるようにされる請求項８または９に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１１】
前記裏金部材が鋼である請求項１〜１０のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１２】
Ｓｎを５〜１２重量％含有する青銅系のＣｕ−Ｓｎ合金粉末または混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合したものを裏金部材として用い、この裏金部材上に２〜１４重量％Ａｌ濃度に調整された前記Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末を散布した後に、７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を施してなる請求項１〜６に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１３】
前記７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を２回以上繰り返し、Ｃｕ−Ａｌ系焼結摺動層の平均結晶粒を５ミクロン以下に微細化するとともに、相対密度を９０％以上に高密度化する請求項１２に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１４】
硬さをＨｖ１００以上に高め、耐摩耗性を改善させてなる請求項１３に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１５】
Ｃｕ粉末にＡｌ；８重量％以上のβ組織を含むＣｕ−Ａｌ系合金粉末および／またはＡｌ粉末を全体の混合粉末でＡｌ；２〜９重量％相当量添加した混合粉末を裏金部材上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度でＡｌが十分に拡散して均質化しないでβ相が存在するような短時間焼結と圧延とを組み合わせて、非平衡状態でβ相が存在するようにされる請求項１２〜１４のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１】
１〜１２重量％のＳｎと、２〜１４重量％のＡｌとを含有するＣｕ−Ａｌ−Ｓｎ系焼結材料が裏金部材に焼結接合されて一体化されてなることを特徴とする複合焼結摺動部材。
【請求項２】
ＴｉおよびＳｉのうちの１種以上が、それぞれＴｉ；０．３〜５重量％、Ｓｉ；０．５〜３重量％の範囲内で含有される請求項１に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項３】
少なくとも焼結組織中にβ相が存在する（α＋β）二相、β相および／またはそれらの基地に金属間化合物が分散した組織である請求項１または２に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項４】
β相を安定化させ、β＝α＋γの共析変態を遅らせるとともに硬化性を与えるＭｎ，Ｎｉ，Ｆｅ等の成分が５重量％以下の範囲で含有される請求項３に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項５】
焼結時の還元性を高める燐鉄合金粉末がＰ；２重量％以下相当添加される請求項１〜４のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項６】
さらに、Ｐ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｂｅ，Ｐｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｇ，Ａｇのうちの１種以上の合金元素および／またはＷＣ，黒鉛，セラミックス等の分散成分の１種以上が含有される請求項１〜５のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項７】
Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末またはＡｌ粉末を用いて、Ａｌが２〜１４重量％になるように添加された混合粉末を、所要の円筒形状に成形して圧粉体を得、この圧粉体をその圧粉体の外径よりも僅かに大きい穴径を有する裏金部材内へ挿入し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で８００℃以上の温度でその裏金部材の内径部に焼結接合してなる請求項１〜６のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項８】
前記裏金部材の内径部への焼結接合は、前記裏金部材と圧粉体との間に第３の金属合金を介して行われる請求項７に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項９】
前記第３の金属合金は、少なくとも焼結接合温度において前記裏金部材と接合するに必要な液相を発生させる溶製合金および／または焼結合金である請求項８に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１０】
前記裏金部材には内径部に溝加工が施され、焼結接合した後にその溝部が潤滑油のオイル溜まりになるようにされる請求項８または９に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１１】
前記裏金部材が鋼である請求項１〜１０のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１２】
Ｓｎを５〜１２重量％含有する青銅系のＣｕ−Ｓｎ合金粉末または混合粉末を鋼板上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度で焼結接合したものを裏金部材として用い、この裏金部材上に２〜１４重量％Ａｌ濃度に調整された前記Ｃｕ−Ａｌ系合金粉末を散布した後に、７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を施してなる請求項１〜６に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１３】
前記７００℃以上での焼結・圧延、７００℃以上での焼結もしくは圧延および７００℃以上での焼結の各工程を２回以上繰り返し、Ｃｕ−Ａｌ系焼結摺動層の平均結晶粒を５ミクロン以下に微細化するとともに、相対密度を９０％以上に高密度化する請求項１２に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１４】
硬さをＨｖ１００以上に高め、耐摩耗性を改善させてなる請求項１３に記載の複合焼結摺動部材。
【請求項１５】
Ｃｕ粉末にＡｌ；８重量％以上のβ組織を含むＣｕ−Ａｌ系合金粉末および／またはＡｌ粉末を全体の混合粉末でＡｌ；２〜９重量％相当量添加した混合粉末を裏金部材上に散布し、真空、中性または還元雰囲気に調整した焼結炉内で７００℃以上の温度でＡｌが十分に拡散して均質化しないでβ相が存在するような短時間焼結と圧延とを組み合わせて、非平衡状態でβ相が存在するようにされる請求項１２〜１４のうちのいずれかに記載の複合焼結摺動部材。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【公開番号】特開２００７−１９７８３４（Ｐ２００７−１９７８３４Ａ）
【公開日】平成１９年８月９日（２００７．８．９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−３８４９７（Ｐ２００７−３８４９７）
【出願日】平成１９年２月１９日（２００７．２．１９）
【分割の表示】特願２０００−８６０８０（Ｐ２０００−８６０８０）の分割
【原出願日】平成１２年３月２７日（２０００．３．２７）
【出願人】（０００００１２３６）株式会社小松製作所 (1,686)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年８月９日（２００７．８．９）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年２月１９日（２００７．２．１９）
【分割の表示】特願２０００−８６０８０（Ｐ２０００−８６０８０）の分割
【原出願日】平成１２年３月２７日（２０００．３．２７）
【出願人】（０００００１２３６）株式会社小松製作所 (1,686)
【Ｆターム（参考）】
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