CN104073746A - 滑动构件用铁基烧结合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供使耐烧焊性得以提高的滑动构件用铁基烧结合金及其制造方法。滑动构件用铁基烧结合金的全体组成以质量比计包含Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质，显示出以马氏体组织为主的基体中分散有铜相和气孔、并且硫化物颗粒析出分散在前述基体中和前述铜相中的金相组织，前述硫化物颗粒相对于前述基体以1~30体积%的比例进行分散。

Description

滑动构件用铁基烧结合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合用于内周面作用有高表面压力这样的轴承的滑动构件用铁基烧结合金及其制造方法，尤其是涉及使耐烧焊性（耐焼付性）得以提高的滑动构件用铁基烧结合金。

背景技术

例如，作为车辆、工作机械、产业机械等的驱动部位、滑动部位那样地在滑动面作用有高表面压力的滑动构件，使用了对碳钢进行切削加工并淬火、回火而成的构件；烧结合金制构件。尤其是，烧结合金由于其所含浸的润滑油而能够赋予自我润滑性，因此耐烧焊性和耐磨耗性良好，被广泛使用。例如，日本特开平11-117940号公报中公开了将由Cu：10~30%、剩余部分：Fe构成的铁系烧结合金层设置在滑动面而成的轴承。

另外，日本特开2009-155696号公报中公开了一种滑动构件用铁基烧结合金，其全体组成以质量比计由C：0.6~1.2%、Cu：3.5~9.0%、Mn：0.6~2.2%、S：0.4~1.3%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质构成，关于其合金组织，在马氏体基体中分散有游离的Cu相或游离的Cu-Fe合金相中的至少一者，并且MnS相分散有1.0~3.5质量%。

近年来，对于上述那样地在滑动面作用有高表面压力这样的滑动构件而言，要求进一步提高耐烧焊性。

关于这一点，在日本特开2009-155696号公报中，通过分散有1.0~3.5质量%的MnS相，避免了因Cu含量的降低而导致的耐磨耗性的降低和对象攻击性的增加。然而，MnS相由于在原料粉末中添加的MnS粉末直接以MnS相的形式残留，因此MnS相的分散部位被限定在气孔中和粉末颗粒边界。因此，提高耐烧焊性的效果贫乏。另外，MnS粉末由于稳定且不与铁基体发生反应，因此存在在基体中的固结性低、滑动时会脱落的风险。

发明内容

本发明是为了解决上述课题而进行的，其目的在于，提供使在基体中的固结性高的硫化物分散在基体中、耐烧焊性得以提高的滑动构件用铁基烧结合金及其制造方法。

本发明的滑动构件用铁基烧结合金的特征在于，其全体组成以质量比计由Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质构成，显示出以马氏体组织为主的基体中分散有铜相和气孔、并且硫化物颗粒析出分散在前述基体中和前述铜相中的金相组织，前述硫化物颗粒相对于前述基体以1~30体积%的比例进行分散。

另外，滑动构件用铁基烧结合金的制造方法的特征在于，准备以质量比计含有0.03~1.0%的Mn且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁粉末、铜粉末、石墨粉末、以及硫化铁粉末和硫化铜粉末中的至少1种硫化物粉末，按照以质量比计达到Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质的方式，在前述铁粉末中添加前述铜粉末、前述石墨粉末以及前述硫化物粉末并混合来制作原料粉末，将前述原料粉末成型为规定的形状，将所得成型体以1000~1200℃的范围进行烧结，其后进行淬火、回火。

根据本发明，由于在基体中的固结性高的硫化物分散在基体中，因此能够获得耐烧焊性得以提高的滑动构件用铁基烧结合金。

附图说明

图1为本发明的滑动构件用铁基烧结合金的金相组织的一例，其是以200倍进行拍摄而得到的金相组织照片。

图2与图1同样地是滑动构件用铁基烧结合金的金相组织，其是以500倍进行拍摄而得到的金相组织照片。

具体实施方式

以下，针对本发明的滑动构件用铁基烧结合金，一并说明对数值进行限定的依据和本发明的作用。需要说明的是，以下的说明中，“%”表示“质量%”。本发明的滑动构件用铁基烧结合金以强度比Cu高的Fe作为主成分，使基体组织为铁基体（铁合金基体）。滑动构件用铁基烧结合金的金相组织是在该铁基体中分散有铜相、硫化物以及气孔的组织。

铁基体由铁粉末形成。另外，气孔是由于粉末冶金法而产生的，对原料粉末进行压粉成型时的粉末间的空隙残留在通过原料粉末的结合而形成的铁基体中。

铜相在原料粉末中以铜粉末的形态而被赋予，烧结时在高温下扩散在成为奥氏体状态的铁基体中而固溶的Cu在常温下会过饱和，从而游离在铁基体中而析出从而形成铜相。本发明的滑动构件用铁基烧结合金中，通过在铁基体中分散有铜相，与滑动的对象构件（铁系构件）之间的磨合性（なじみ性）和耐烧焊性提高。

本发明的滑动构件用铁基烧结合金中，通过除了上述铜相之外，将硫化物分散在基体中，与滑动的对象构件（铁系构件）之间的耐烧焊性进一步得到改善。一般来说，铁粉末由于制造方法的原因而含有0.03~1.0%左右的Mn，因此，铁基体含有微量的Mn。并且，通过赋予S，能够使硫化锰等硫化物颗粒作为固体润滑剂而在基体中析出。此处，由于硫化锰在基体中微细地析出，因此对改善切削性而言是有效果的，但由于其过于微细，因此耐烧焊性的改善效果小。因此，在本发明中，在与基体中微量含有的Mn发生反应的部分的S的基础上进一步赋予S，使该S与作为主成分的Fe和成分量第二多的Cu键合而形成硫化铁（FeS）和硫化铜（CuS）。因此，在基体中析出的硫化物颗粒以由于主成分即Fe而生成的硫化铁为主，一部分成为硫化铜或者铁与铜的复合硫化物，进而成为由于不可避免的杂质即Mn而生成的硫化锰。

硫化铁、硫化铜以及铁与铜的复合硫化物作为固体润滑剂是对于提高滑动特性而言尺寸适合的硫化物颗粒，由于其是与基体的主成分即Fe键合而形成的，因此能够在基体中均匀地析出分散。

如上所述，在本发明中，在与基体中所含的Mn键合的S的基础上，进一步赋予S，从而使其与基体的主成分即Fe键合而析出硫化物。其中，在基体中析出分散的硫化物颗粒的量低于1体积%时，无法获得充分的润滑作用，滑动特性降低。另一方面，随着硫化物颗粒的量的增加，滑动构件用铁基烧结合金的润滑作用提高，但相对于基体的硫化物颗粒的量变得过多，滑动构件用铁基烧结合金的强度降低。因此，为了得到耐受20MPa的高压的强度，需要将硫化物颗粒的量设为30体积%以下。即，基体中的硫化物颗粒的量相对于基体为1~30体积%。

为了得到以该量的硫化铁为主体的硫化物，S量在全体组成中为0.36~3.65质量%。S量低于0.36质量%时，难以获得期望量的硫化物颗粒，超过3.65质量%时，硫化物颗粒过度析出。

S以容易分解的硫化铁粉末的形态被赋予，通过在以铁粉末作为主体的原料粉末中添加硫化铁粉末和/或铜硫化物粉末来赋予。硫化铁粉末和铜硫化物粉末在烧结时会分解为Fe和S以及Cu和S。通过该分解而生成的S与原本的硫化铁粉末、原本的硫化铜粉末周围的Fe键合而生成FeS，同时与Fe之间产生共晶液相，成为液相烧结而促进粉末颗粒间的烧结颈（neck）的生长。另外，S从该共晶液相向铁基体中均匀地扩散，S的一部分与铁基体中的Mn键合而以硫化锰的形式在铁基体中析出，并且剩余的S以硫化铁的形式在铁基体中析出。在使用硫化铜粉末的情况下，烧结时发生分解而生成的Cu在铁基体中扩散而有助于铁基体的强化。

像这样，关于硫化锰和硫化铁等硫化物，由于使基体中的Mn、Fe与S键合而在铁基体中析出，因此与添加硫化物而使其直接分散的以往方法相比会均匀地分散。另外，由于硫化物析出而分散，因此在基体中稳固地固结，滑动时不易脱落，长时间发挥优异的滑动特性，同时有助于滑动构件用铁基烧结合金的耐烧焊性的提高。

进而，如上所述，由于成为液相烧结且原料粉末彼此的扩散得以良好地进行，因此铁基体的强度提高、铁基体的耐磨耗性提高。因此，本发明的滑动轴承组装体的滑动构件用铁基烧结合金中，稳固地固结于基体的固体润滑剂不仅在气孔中和粉末颗粒边界中均匀地分散，在基体中也均匀地分散，滑动特性、基体强度得以改善，耐磨耗性提高。

本发明的滑动构件用铁基烧结合金中，为了在20MPa的高表面压力下也能够使用，铁基体是以马氏体为主体的金相组织。此处，以马氏体为主体的金相组织是指以剖面面积率计除去气孔而得的金相组织的50%以上为马氏体，优选为铁基体部分（从除去气孔的金相组织中去除硫化物和铜相的面积而得到的部分）的80%以上。即，马氏体为硬且强度高的组织，通过将除去气孔的金相组织的50%以上用这样的马氏体构成，即使在作用有高表面压力的滑动条件下，也能够防止基体的塑性变形、得到良好的滑动特性。最优选基体组织的全部均为马氏体，也可以是铁基体的一部分为索氏体、屈氏体、贝氏体等金相组织。

本发明的滑动构件用铁基烧结合金的金相组织的一例示于图1。图1和图2是对S：1.09质量%、Cu：10质量%、C：1.0质量%以及剩余部分为Fe的组成的铁基烧结合金的剖面进行镜面研磨，并用3%的nital（硝酸乙醇溶液）进行腐蚀而成的金相组织照片，图1以200倍进行拍摄，图2以500倍进行拍摄。由这些金相组织照片可知，基体组织的大部分成为马氏体相，铜相分散在马氏体相中。硫化物基本大部分分散在基体中，一部分分散在铜相中。

Cu在室温下与Fe相比难以形成硫化物，但在高温下与Fe相比标准生成自由能更小，容易形成硫化物。另外，Cu在α-Fe中的固溶限小、不会形成化合物，因此在高温下固溶于γ-Fe中的Cu在冷却过程中以Cu单质的形式析出在α-Fe中。因此，在烧结中的冷却过程中一度固溶于铁基体中的Cu从铁基体中以游离铜相的形式析出而分散在铁基体中。在该冷却时的Cu析出过程中，Cu成为核并与周围的S键合从而形成金属硫化物（硫化铜、硫化铁以及铁与铜的复合硫化物），并且其周围的硫化物颗粒（硫化铁）的析出得以促进。另外，硫化物所分散的铜相的质地软，因此缓和对对象材料的攻击性，并且提高与对象构件的耐烧焊性。进而，作为铜相不会析出而固溶于铁基体的Cu有助于铁基体的强化，并且提高铁基体的淬火性而将珠光体组织微细化从而有助于铁基体的强化。为了获得这些作用，Cu量需要为10质量%以上。其中，Cu量变得过多时，强度低的铜相会大量分散，因此，滑动构件用铁基烧结合金的强度降低，并且烧结时的液相产生量变得过多而容易产生形状崩塌。因此，Cu量的上限为30质量%。

上述的Cu以固溶于Fe而成的铁合金粉末的形态被赋予时，原料粉末变硬，压缩性受损。因此，Cu以铜粉末的形态进行赋予。铜粉末以在烧结时生成Cu液相来润湿铁粉末的状态进行覆盖，在铁粉末中扩散。因此，Cu即使以铜粉末的形态进行赋予，加之其是在铁基体中的扩散速度快的元素，Cu也会在铁基体中以一定程度均匀地扩散。

需要说明的是，基体组织中分散有铜相时，有时其一部分成为铜硫化物。这样的铜硫化物分散在基体中时，铁硫化物的量会减少与铜硫化物分散的部分相应的量，铜硫化物也具有润滑作用，因此不会对滑动特性造成影响。

C用于固溶于铁基体中而强化铁基体且使基体组织为马氏体组织。C量缺乏时，基体组织中分散有强度低的铁素体，强度和耐磨耗性降低。因此，将C量设为0.2质量%以上。另一方面，添加量过多时，脆的渗碳体（セメンタイト）析出成网络状，无法耐受20MPa的高压。因此，将C量的上限设为2质量%。上述的C以固溶于Fe的铁合金粉末的形态进行赋予时，原料粉末变硬，压缩性受损。因此，C以石墨粉末的形态进行赋予。

将按照全体组成以质量比计达到Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质的方式，添加以上的各粉末、即（1）含有0.03~1.0质量%的Mn且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁粉末、（2）铜粉末、（3）石墨粉末以及（4）硫化铁粉末并混合而成的混合粉末用作原料粉末，将该原料粉末成型、烧结进行热处理，从而能够制造本发明的滑动构件用铁基烧结合金。

成型通过一直以来进行的锻模法（押型法）来进行，即，在由模具、下冲床以及芯棒形成的模腔中填充原料粉末，利用对制品的上端面进行造型的上冲床和上述下冲床对原料粉末压缩成型后，从模具的膜孔中拔出，从而成型为成型体，所述模具具有对制品的外周形状进行造型的膜孔，所述下冲床与模具的膜孔自由滑动地嵌合且对制品的下端面进行造型，所述芯棒根据需要对制品的内周形状或去厚部（肉抜き部）进行造型。

将所得成型体在烧结炉中以1000~1200℃的温度范围进行烧结。此时的加热温度、即烧结温度对烧结的进行和元素的扩散起到重要的影响。此处，烧结温度低于1000℃时，Cu液相的产生量变得不充分，难以得到期望的金相组织。另一方面，烧结温度高于1200℃时，液相产生量变得过多，烧结体容易产生形状崩塌。因此，烧结温度为1000~1200℃。

为了使所得烧结体的基体组织的大半为马氏体组织，进行淬火。淬火如一直以来进行地那样，将烧结体加热至奥氏体相变温度以上后，在油中或水中通过骤冷来进行。淬火时的加热温度适合为820~1000℃。另外，气氛可以使用非氧化性气氛，可以是浸炭性气氛。

进行了淬火处理的烧结体通过淬火处理，形变过度地蓄积而成为硬且脆的金相组织。因此，如一直以来进行地那样，进行将淬火处理后的烧结体再次加热到150~280℃的范围并冷却至常温的回火处理。进行这样的回火处理时，内部应力得以缓和，能够去除由于淬火处理而产生的形变而不会使烧结体的硬度降低。此时，回火的加热温度不足150℃时，形变的去除不完全，超过280℃时，低碳马氏体容易分解成铁素体和渗碳体，硬度降低。

通过上述而得到的本发明的滑动构件用铁基烧结合金是在大半为马氏体的基体中析出分散硫化物颗粒而成的。硫化物主要以硫化铁的形式进行分散，一部分以硫化锰、硫化铜的形式分散。这些硫化物颗粒的滑动特性优异，有助于提高滑动构件用铁基烧结合金的滑动特性。另外，基体中分散有质地软的铜相，对对象材料的攻击性得以进一步降低。另外，由于成为液相烧结同时原料粉末彼此的扩散会良好地进行，因此铁基体的强度提高，铁基体的耐磨耗性提高。因此，稳固地固结于基体的固体润滑剂不仅在气孔中和粉末颗粒边界均匀地分散，还会在基体中均匀地分散，滑动特性、基体强度得以改善，耐磨耗性提高。

实施例

[第1实施例]

在含有0.3质量%的Mn的铁粉末中，以表1所示的比例改变硫化铁粉末的添加比例地添加硫化铁粉末（S量：36.48质量%）、铜粉末以及石墨粉末并混合，从而得到原料粉末。并且，将原料粉末以600Mpa的成型压力进行成型，分别制作了外径75mm、内径45mm、高度51mm的环形成型体、以及10mm×10mm×100mm的棱柱状成型体。接着，在非氧化性气体气氛中以1150℃进行烧结，然后在非氧化性气体气氛中以850℃保持后进行油冷，进而以180℃进行回火处理，从而制作了试样编号01~13的烧结合金的试样。将这些试样的全体组成合并示于表1。

烧结合金中的各相的体积%与观察烧结合金的剖面金相组织时的各相的面积%相等，因此，对于所得的试样进行剖面组织观察，使用图像分析软件（三谷商事株式会社制造的WinROOF），将在去除了气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例、即以去除了气孔的铁基体部分为100时的硫化物、铜相以及马氏体相的面积比替换为各相的体积%来进行测定。将这些结果示于表2。需要说明的是，马氏体相的面积的比例在表2中标记为“Mt相”。

另外，将环形烧结合金真空浸渍在相当于ISOVG 460（40℃下的运动粘度460cSt）的润滑油中后，使用车床加工成外径70mm、内径50mm、高度50mm。然后，使用JIS标准所规定的SCM435H的调质材料作为对象材料，利用轴承试验机测定烧焊时间。具体而言，轴承试验中将环状烧结合金固定于外壳（ハウジング），在其内周插入作为对象材料的轴。对轴赋予径向的载重，使表面压力为60Mpa，滑动速度为每分钟2.0m的速度，以角度60度的范围边摇动边旋转。此时，在摇动运动的末端位置分别休止0.5秒钟。然后，将烧结合金的摩擦系数超过0.3的状态判断为烧焊，将达到烧焊状态为止的滑动时间作为烧焊时间来测定。将该结果合并示于表2。

进而，针对棱柱状的烧结合金，将其机械加工成JIS Z2201中规定的10号试验片的形状，制成拉伸试验片，按照JIS Z 2241中规定的方法使用岛津制作所制造的万能试验机（AUTOGRAPH）测定拉伸强度。将它们的结果合并示于表2。

需要说明的是，在以下的评价中，烧焊时间达到45小时以上和拉伸强度达到250MPa以上的试样记作合格来进行判定。

[表1]

[表2]

由表1和表2可知，试样编号01的试样中不含S，因此硫化物不会析出，通过向原料粉末中添加硫化铁粉末而赋予S时，铁基体中会分散有硫化物，随着S量的增加，铁基体中分散的硫化物的量增加。另外，S的一部分与Cu键合而形成硫化铜，因此随着S量的增加，与S键合的Cu增加，而铜相的量相应地减少。而且，马氏体相在铁基体中所占的面积比由于硫化物颗粒的增加量大于铜相的减少量而减少。

由于这样的金相组织的影响，在不含S或者S量不足0.36质量%的试样中，硫化物的量缺乏、烧焊时间短。另一方面，S量为0.36质量%的试样编号03的试样由于得到了充分量的硫化物，因此烧焊时间达到45小时。而且，随着S量的增加，硫化物的量增加，因此到S量达到2.19质量%为止烧焊时间增加。另一方面，铁基体中分散的硫化物的量增加时，铁基体的强度降低，因此拉伸强度随着S量的增加而降低，S量超过3.65质量%的试样编号13的试样中，拉伸强度低于250MPa。由于该铁基体的强度降低的影响，S量超过2.19质量%时，随着S量的增加，烧焊时间反而变短，S量超过3.65质量%的试样编号13的试样中，烧焊时间低于45小时。如上所述，可确认：通过在原料粉末中添加硫化铁粉末，能够在铁基体中形成硫化物，以及应该使此时的S量为0.36~3.65质量%的范围。

[第2实施例]

使用在含有0.3质量%的Mn的铁粉末中以表3所示的比例改变硫化铜粉末的添加比例地添加硫化铜粉末（S量：33.54质量%）、铜粉末以及石墨粉末并混合而得到的原料粉末，与第1实施例同样操作，制作了试样编号14~25的烧结合金的试样。将这些试样的全体组成合并示于表3。

针对这些试样，与第1实施例同样操作，测定在去除了气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例。另外，与第1实施例同样操作，进行烧焊试验测定烧焊时间，并且进行拉伸试验测定拉伸强度。将它们的结果示于表4。需要说明的是，表3和表4中合并示出第1实施例的试样编号01的试样（不含S的例）的结果。

[表3]

[表4]

由表3和表4可知，试样编号01的试样中不含S，因此硫化物不会析出，通过向原料粉末中添加硫化铜粉末，硫化铜分解而产生的S会与铁基体中的Fe键合，从而使铁基体中分散有硫化物。另外，硫化铜粉末的添加量增加而使全体组成中的S量增加时，随着S量的增加，铁基体中分散的硫化物的量会增加。进而，与第1实施例的情况同样地，随着硫化铜粉末的添加量增加、S量增加，铜相会减少，但由于硫化铜分解而产生的Cu增加，因此与Cu量恒定的第1实施例的情况相比，由硫化物析出导致的铜相减少的比例变小。因此，马氏体相的量的减少比例与第1实施例的情况相比也变小。

烧焊时间和拉伸强度由于上述金相组织的影响而与通过硫化铁粉末来赋予S的第1实施例的情况显示相同的倾向。即，在不含S或者S量不足0.36质量%的试样中，硫化物的量贫乏、烧焊时间短。另一方面，S量为0.36质量%的试样编号03的试样中，由于得到充分量的硫化物，因此烧焊时间达到45小时。而且，随着S量的增加，硫化物的量增加，因此到S量达到1.68质量%为止烧焊时间增加。此处，第2实施例中，由于硫化铜分解而产生的Cu而使铜相的量多，因此烧焊时间与第1实施例的情况相比得到增加。其中，铁基体中分散的硫化物的量增加时，与第1实施例的情况同样地，铁基体的强度降低，因此，由于该影响，S量超过2.01质量%时，随着S量的增加，烧焊时间反而变短，S量超过3.65质量%的试样编号13的试样中，烧焊时间低于45小时。

另外，关于拉伸强度，也与第1实施例的情况同样地，随着S量的增加，拉伸强度降低，S量超过3.65质量%的试样编号13的试样中，拉伸强度低于250MPa。如上所述，可确认：即使在原料粉末中添加硫化铜粉末来代替硫化铁粉末，也能够在铁基体中形成硫化物，以及应该使此时的S量为0.36~3.65质量%的范围。

[第3实施例]

使用在含有0.3质量%的Mn的铁粉末中以表5所示的比例改变铜粉末的添加比例地添加硫化铁粉末（S量：36.48质量%）、铜粉末以及石墨粉末并混合而得到的原料粉末，与第1实施例同样操作，制作了试样编号26~31的烧结合金的试样。将这些试样的全体组成合并示于表5。

针对这些试样，与第1实施例同样操作，测定在去除了气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例。另外，与第1实施例同样操作，进行烧焊试验测定烧焊时间，并且进行拉伸试验测定拉伸强度。将它们的结果示于表6。需要说明的是，表5和表6中合并示出第1实施例的试样编号07的试样的结果。

[表5]

[表6]

根据表5和表6，铜粉末的添加量为5质量%且全体组成中的Cu量为5质量%的试样编号26的试样中，相对于S量的Cu量少，因此硫化物的析出会消耗Cu，从而呈现铁基体中未分散有铜相的金相组织。与此相对，全体组成中的Cu量为10质量%的试样编号27的试样中，相对于S量的Cu量充分，在铁基体中析出了超过2面积%的铜相。另外，随着Cu的量的增加，在铁基体中析出分散的铜相的量增加。相对于S量的Cu量少的试样编号26的试样中，基于Cu的硫化物生成的效果贫乏，在Cu量为10质量%的试样编号27的试样中，由于Cu所带来的硫化物生成促进效果，硫化物的量增加。然而，即使Cu量超过25质量%，由于S量是恒定的，因此不会析出更多的硫化物。

在Cu量不足5质量%的试样编号26的试样中，未分散有质地软且具有改善磨合性的效果的铜相，因此烧焊时间变短。与此相对，在Cu量为10质量%的试样编号27的试样中，通过铜相的分散而使烧焊时间增加至45小时，到Cu量为20质量%为止，随着Cu量的增加，烧焊时间进一步增加。然而，铁基体中的质地软的铜相增加时，铁基体的强度会降低，因此Cu量超过20质量%时，由于铁基体的强度降低，烧焊时间变短，Cu量超过30质量%时，烧焊时间低于45小时。由于铁基体中的质地软的铜相增加时，铁基体的强度会降低，因此拉伸强度随着Cu量的增加而降低，Cu量超过30质量%时，拉伸强度低于250MPa。如上所述，可确认应该使全体组成中的Cu量为10~30质量%的范围。

[第4实施例]

使用在含有0.3质量%的Mn的铁粉末中以表7所示的添加比例添加硫化铁粉末（S量：36.48质量%）、铜粉末以及石墨粉末并混合而得到的原料粉末，与第1实施例同样操作，制作了试样编号32~43的烧结合金的试样。将这些试样的全体组成合并示于表7。

针对这些试样，与第1实施例同样操作，测定在去除了气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例。另外，与第1实施例同样操作，进行烧焊试验测定烧焊时间，并且进行拉伸试验测定拉伸强度。将它们的结果示于表8。需要说明的是，表7和表8中合并示出第1实施例的试样编号07的试样的结果。

[表7]

[表8]

根据表7和表8，在不含C的试样编号32的试样中，由于铁基体成为质地软且强度低的铁素体相，因此烧焊时间极短且拉伸强度也为低的值。另外，在C量为0.1质量%的试样编号33的试样中，在铁基体中形成了马氏体相，因此烧焊时间增加，但由于马氏体相的量少，因此烧焊时间不足45小时且拉伸强度也是低于250Mpa的值。需要说明的是，剩余的组织成为屈氏体。另一方面，在C量为0.2质量%的试样编号34的试样中，固溶于铁基体的C量是充分的量，并且马氏体相的量增加而占据金相组织的大半，因此铁基体得以强化，烧焊时间达到45小时，并且拉伸强度也得到250Mpa。另外，在C量为0.4质量%的试样编号35的试样中，马氏体相占据铁基体部分（从去除了气孔的金相组织中去除硫化物和铜相的面积而得到的部分=100%-12.4%-9%=78.6%）的80%，烧焊时间进一步延长，且拉伸强度也进一步增加。而且，在C量超过0.6质量%的试样中，马氏体相占据铁基体部分的100%，在C量达到1质量%为止，通过铁基体强化的作用而使烧焊时间进一步增加，并且拉伸强度也增加。然而，C量超过1.0质量%时，受到铁基体变硬同时变脆的影响，烧焊时间变短且拉伸强度降低。而且，在C量超过2质量%的试样编号43的试样中，烧焊时间低于45小时，且拉伸强度低于250MPa。如上所述，可确认：应该使全体组成中的C量为0.2~2.0质量%的范围。

[第5实施例]

使用第1实施例的试样编号07的原料粉末，将烧结温度改变为表9所示的温度，除此以外，设为与第1实施例相同的条件，制作了试样编号44~49的试样。针对这些试样，与第1实施例同样操作，测定了在去除气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例。另外，与第1实施例同样操作，进行烧焊试验测定烧焊时间，并且进行拉伸试验测定拉伸强度。将它们的结果示于表9。需要说明的是，表9中合并示出第1实施例的试样编号07的试样的结果。

[表9]

在烧结温度不足1000℃的试样中烧结的推进贫乏，铁基体的强度低，因此烧焊时间短且拉伸强度成为低的值。另一方面，在烧结温度为1000℃的试样编号45的试样中，烧结充分进行而铁基体的强度变得充分，烧焊时间达到45小时且拉伸强度达到250MPa。另外，随着烧结温度变高，烧结进一步推进，铁基体的强度提高、烧焊时间增加，并且拉伸强度提高。然而，在烧结温度超过1200℃的试样编号49的试样中，由于发生形状崩塌，因此中止了试验。如上所述，可确认：应该使烧结温度为1000~1200℃的范围。

[第6实施例]

在第1实施例的试样编号07的原料粉末中，代替铁粉末而使用Mo量为1.5质量%且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁合金粉末（Mn量：0.3质量%）、以及Ni量为2质量%且Mo量为1质量%且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁合金粉末（Mn量：0.3质量%），除此以外，设为与第1实施例相同的条件，制作了试样编号50的试样（Mo量：1.19质量%）和试样编号51的试样（Ni量：1.58质量%、Mo量：0.79质量%）。针对这些试样，与第1实施例同样操作，测定了在去除气孔的铁基体部分中硫化物所占的面积、铜相所占的面积以及马氏体相所占的面积的比例。另外，与第1实施例同样操作，进行烧焊试验测定烧焊时间，并且进行拉伸试验测定拉伸强度。将它们的结果示于表10。需要说明的是，表10中合并示出第1实施例的试样编号07的试样的结果。

[表10]

根据表10，在对铁合金粉末赋予Mo、Ni而使铁基体中固溶有Mo、Ni的试样编号50和51中，铁基体因Ni、Mo而得以强化，因此与铁基体中未固溶有Ni、Mo的试样编号07的试样相比，烧焊时间得以延长、拉伸强度增加。由此可确认：通过使基体中固溶有Mo、Ni，铁基体得以强化，能够延长烧焊时间，并且能够提高拉伸强度。

Claims (5)

1.滑动构件用铁基烧结合金，其特征在于，其全体组成以质量比计由Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质构成，

显示出在以马氏体组织为主的基体中分散有铜相和气孔、并且硫化物颗粒析出分散在所述基体中和所述铜相中的金相组织，所述硫化物颗粒相对于所述基体以1~30体积%的比例进行分散。

2.根据权利要求1所述的滑动构件用铁基烧结合金，其特征在于，所述铜相相对于所述基体以2~25体积%的比例进行分散。

3.根据权利要求1所述的滑动构件用铁基烧结合金，其特征在于，分别含有10质量%以下的Ni或Mo中的至少1种。

4.滑动构件用铁基烧结合金的制造方法，其特征在于，准备以质量比计含有0.03~1.0%的Mn且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的铁粉末、铜粉末、石墨粉末、以及硫化铁粉末和硫化铜粉末中的至少1种硫化物粉末，

按照以质量比计达到Cu：10~30%、C：0.2~2.0%、Mn：0.03~0.9%、S：0.36~3.65%、剩余部分：Fe和不可避免的杂质的方式，在所述铁粉末中添加所述铜粉末、所述石墨粉末以及所述硫化物粉末并混合来制作原料粉末，

将所述原料粉末成型为规定的形状，将所得成型体以1000~1200℃的范围进行烧结，其后进行淬火、回火。

5.根据权利要求4所述的滑动构件用铁基烧结合金的制造方法，其特征在于，按照所述原料粉末中的Ni或Mo量达到10质量%以下的方式，在所述铁粉末中添加Ni、Mo、和/或在所述原料粉末中进一步添加镍、钼粉末。