WO2016052064A1 - 摺動部材およびその製造方法 - Google Patents

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洋介 須貝
容敬 伊藤
敏彦 毛利
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洋介 須貝
容敬 伊藤
敏彦 毛利
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Definitions

  • the present invention relates to a sliding member having a sliding surface that slides with another member, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses a sintered bearing in which copper is dispersed in an iron-carbon alloy containing a martensite structure as a bearing for a construction machine. In this sintered bearing, the entire sintered body is quenched after sintering, and then the inner and outer peripheral surfaces and end surfaces are cut and ground to finish to a predetermined size.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-228561 describes a method for forming the green compact. Specifically, the outer peripheral surface side of the green compact is formed with a high-strength first powder, and the inner peripheral surface side is formed with a second powder excellent in low friction, and then the green compact is sintered. I am going to conclude.
  • the powder compact is sintered at a high temperature in this way, the copper contained in the copper-rich layer on the inner peripheral surface is completely melted. Since the molten copper is drawn into a layer having a low copper concentration on the outer peripheral surface side, a sufficient copper structure is not formed on the inner peripheral surface after sintering. On the other hand, the strength required on the outer peripheral surface side of the sintered body cannot be ensured simply by lowering the sintering temperature. Accordingly, the original purpose of the two-layer structure sintered body that achieves both high strength and slidability cannot be achieved as it is.
  • an object of the present invention is to provide a sliding member capable of improving the slidability and durability of the sliding surface while ensuring the strength of the sintered body, and a method for manufacturing the same.
  • the present invention is a sliding member formed of a sintered body and having a sliding surface that slides on other members, mainly composed of an Fe-based structure, 1.0 to 5.0 wt. % Cu, a base layer containing a metal having a lower melting point than Cu, and C, and an Fe-based structure that is sintered together with the base layer in contact with the base layer, has the sliding surface, and contains an alloy element
  • the low melting point metal contained in the base layer is first melted during sintering.
  • the melt of the low melting point metal wets the surface of the Cu particles. Therefore, Cu melts at a temperature below its melting point, and the molten Cu and low melting point metal penetrate into the Fe particles and diffuse into the Fe particles.
  • the Fe particles are firmly bonded to each other and the strength of the base layer is improved, so that the bearing strength can be ensured even if the sintering temperature is lowered as compared with the case of an iron-based sintered body.
  • the sintering temperature By lowering the sintering temperature, many of the Cu particles contained in the sliding layer are not melted during the sintering, and the solid state is maintained. Therefore, the amount of Cu particles drawn into the base layer from the sliding layer is reduced, and it is possible to distribute a target amount of a Cu-based structure (a structure mainly composed of Cu) on the sliding surface. Even if some of the Cu particles in the sliding layer melt during sintering, the sintering temperature should be lower (eg, 1070 ° C to 1120 ° C) than the sintering temperature of the iron-based sintered body (usually 1130 ° C or higher). Thus, the melting amount of Cu particles can be reduced. From the above, it is possible to achieve both the slidability on the sliding surface and the strength of the sintered body.
  • all the alloying elements contained in the sliding layer are alloyed with the Fe-based structure, thereby reducing the retained austenite after sintering. Therefore, the hardness and strength of the sliding surface can be improved.
  • this sliding member contains an element (at least one selected from Ni, Mo, Mn, and Cr) that improves hardenability as an alloy element contained in the sliding layer, carburizing and quenching, etc.
  • an element at least one selected from Ni, Mo, Mn, and Cr
  • at least a part of the Fe-based structure contained in the sliding layer can be martensitic and bainite transformed in the cooling process after sintering (sinter hardening).
  • the sliding layer containing a sliding surface is hardened, the abrasion resistance of a sliding surface can be improved.
  • the strength of the base layer is increased by diffusion of Cu and low melting point metal into the Fe particles in the base layer, the strength of the entire sintered body is improved. Accordingly, the impact load is frequently applied, and it can be used as a sliding member used under a high surface pressure, for example, a bearing used in a joint part of an arm of a construction machine.
  • the base layer that occupies most of the sintered body does not basically contain the above alloy elements, no martensitic transformation or bainite transformation occurs in the Fe-based structure of the base layer.
  • the alloy element which improves hardenability only to a sliding layer is mix
  • the base layer is softer than the sliding layer, it is possible to perform dimensional correction of the sintered body by sizing (a step of compressing and shaping the sintered body in the mold).
  • dimensional correction of the sintered body must be performed by machining such as cutting and grinding.
  • the moving member can be dimensionally corrected by sizing, and machining is not necessary. Moreover, the quenching process after sintering is unnecessary. Thus, since the quenching process and machining process after sintering can be omitted, the cost of the sliding member can be further reduced as compared with the invention described in Patent Document 1.
  • the Cu-based structure of the sliding layer is preferably formed of copper powder having a particle size of less than 45 ⁇ m with 70 to 100%.
  • the sliding layer further contains a metal having a melting point lower than that of Cu. This facilitates diffusion of Cu contained in the sliding layer into the Fe particles during sintering and increases the bond strength between the Fe particles, thereby improving the mechanical strength of the sliding layer and the entire sliding member. be able to.
  • the low melting point metal contained in the base layer It is preferable to use phosphorus (P) as the low melting point metal contained in the base layer. Further, the content of the low melting point metal with respect to Fe in the base layer is preferably 0.1 to 0.6 wt%.
  • the content of Cu in the sliding layer 10 wt% or more and 30 wt% or less it is possible to prevent the cost increase due to excessive use of copper while ensuring the slidability of the sliding surface.
  • the present invention is a sliding member formed of a sintered body and having a sliding surface that slides on other members, mainly composed of an Fe-based structure, 1.0 to 5.0 wt%.
  • Cu a metal having a lower melting point than Cu, and a base layer containing C, an Fe-based structure that is sintered together with the base layer in contact with the base layer, has the sliding surface, and contains an alloy element,
  • a Cu-based structure, a metal having a lower melting point than Cu and C, and a sliding layer having a Cu content higher than that of the base layer mainly composed of an Fe-based structure, 1.0 to 5.0 wt%.
  • Cu a metal having a lower melting point than Cu, and a base layer containing C
  • an Fe-based structure that is sintered together with the base layer in contact with the base layer has the sliding surface, and contains an alloy element
  • the sliding member described above is prepared by preparing a first powder containing 1.0 to 5.0 wt% of Cu, a metal having a melting point lower than that of Cu, and C, mainly containing an Fe-based powder. Mainly containing Fe-based powder, Cu and C are further included, Cu content is higher than the first powder, and the second powder not containing the single powder of the alloy element is prepared, and the partition member is formed in the mold To form a first powder filling portion and a second powder filling portion, filling the first powder filling portion with the first powder and filling the second powder filling portion with the second powder, The first powder and the second powder are simultaneously compressed with the partition member removed to form a green compact, the green compact is sintered, a base layer having a composition corresponding to the first powder, And forming a sliding layer having a composition corresponding to the two powders, and then at least sliding the obtained sintered body. It can be obtained by applying the sizing to the surface.
  • the second powder can further contain a metal having a lower melting point than Cu.
  • the green compact When molding the green compact by simultaneously compressing the first powder and the second powder, if the difference in apparent density between the two powders is large, the green compact will be hindered.
  • the green compact can be formed by making the thickness of the base layer larger than the thickness of the sliding layer and making the apparent density of the first powder smaller than the apparent density of the second powder. . That is, the green compact can be easily formed even if there is a slight difference in the apparent density between the first powder and the second powder.
  • the above-described sliding member is prepared by preparing a first powder containing mainly Fe-based powder, 1.0 to 5.0 wt% of Cu, a metal having a melting point lower than Cu, and further containing C, and an alloy. Mainly composed of an Fe-based powder containing elements, Cu, a metal having a lower melting point than Cu, and C, and a second powder having a Cu content higher than that of the first powder is prepared, and a partition member is formed in the mold.
  • first powder filling portion and a second powder filling portion filling the first powder filling portion with the first powder and filling the second powder filling portion with the second powder, The first powder and the second powder are simultaneously compressed with the partition member removed to form a green compact, the green compact is sintered, a base layer having a composition corresponding to the first powder, The sliding layer having a composition corresponding to the two powders is integrally formed, and then at least the sliding surface of the obtained sintered body It is possible to obtain even be subjected to a sizing.
  • a sintered bearing is given as an example of the sliding member of the present invention, and an embodiment thereof will be described below.
  • FIG. 1 shows the schematic structure of such a joint. As shown in FIG. 1, in this joint part, the tip of the second arm 7 is inserted inside the first arm 6 formed in a bifurcated shape. A mounting hole 7a is provided at the tip of the second arm 7, and the outer peripheral surface 3a of the sintered bearing 1 made of a sintered body is fixed to the mounting hole 7a using appropriate mounting means such as press fitting.
  • the first arm 6 and the second arm 7 are connected so as to be relatively rotatable.
  • the pin 4 is fixed to the first arm 6. Therefore, when the first arm 6 and the second arm 7 are swung relative to each other, the pin 4 rotates relative to the inner peripheral surface 1 a of the bearing 1.
  • Reference numeral 8 is a stopper that prevents the pin 4 from coming off.
  • the head 4a or the retaining member 8 of the pin 4 is removed from the shaft portion of the pin 4, and the first arm 6 and the second arm 7 are separated by removing the pin 4, and maintenance of the bearing 1 and the pin 4 is performed. Can be done.
  • the sintered bearing 1 is formed of a cylindrical sintered body, and the sliding layer 2 on the inner diameter side and the base layer 3 on the outer diameter side are in contact with each other.
  • the sintered bearing 1 comprises only the sliding layer 2 and the base layer 3, and each layer has a cylindrical shape, particularly a cylindrical shape.
  • the inner peripheral surface of the sliding layer 2 that constitutes the inner peripheral surface 1a of the sintered bearing 1 has a straight circular cross section that is straight in the axial direction, and the shaft portion of the pin 4 (hereinafter referred to as the shaft 4) inserted into the inner periphery.
  • the sliding surface A (bearing surface) is supported so as to be relatively rotatable.
  • An outer peripheral surface 1b of the sintered bearing 1 (in this embodiment, an outer peripheral surface of the base layer 3) has a perfect circular cross section that is straight in the axial direction, and constitutes a mounting surface B that is attached to other members such as the second arm 7. To do. Both axial end surfaces of the sintered bearing 1 are flat surfaces extending in a direction orthogonal to the axial direction. Chamfering is provided between both axial end surfaces of the sintered bearing 1 and the inner peripheral surface 2a and the outer peripheral surface 3a.
  • the sintered bearing 1 When used in the above joint, the sintered bearing 1 is formed, for example, so that the inner diameter is 30 to 100 mm and the thickness in the radial direction is 5 to 50 mm.
  • the thickness of the sliding layer 2 in the radial direction is about 1 to 20% (preferably about 2 to 10%) of the thickness of the sintered bearing 1 in the radial direction. About 2 mm. If the sliding layer 2 is too thin, the filling ability of the raw material powder at the time of molding is deteriorated and the allowable wear limit is lowered. If the sliding layer 2 is too thick, an element for improving hardenability, which will be described later, This is because the amount of copper used increases and costs increase.
  • the fine pores of the porous sintered bearing 1 are impregnated with lubricating oil. When the sliding surface A and the shaft 4 rotate relative to each other, the lubricating oil held in the fine holes inside the sintered bearing 1 oozes out from the surface opening of the sliding surface A, and the sliding surface A and the shaft 4 During
  • the sintered bearing 1 of the present invention has a two-layer structure in which the metal composition is different between the sliding layer 2 and the base layer 3.
  • the sintered bearing 1 having a two-layer structure is manufactured by sequentially performing a compression molding process, a sintering process, a sizing process, and an oil impregnation process described below.
  • a so-called two-color molding technique is adopted in which the material of the sliding layer 2 and the material of the base layer 3 are supplied to the same molding die and molded simultaneously.
  • this two-color molding two space-shaped powder filling portions are formed on the outer diameter side and the inner diameter side in the molding die, and each powder filling portion is filled with powder.
  • the mold shown in FIG. This is done using a mold.
  • the mold includes a die 11, a core pin 12 disposed on the inner periphery of the die 11, an outer lower punch 13 disposed between the inner peripheral surface 11a of the die 11 and the outer peripheral surface 12a of the core pin 12, and a partition It has the member 14, the inner lower punch 15, and the upper punch 16 (refer FIG. 7).
  • the outer lower punch 13, the partition member 14, and the inner lower punch 15 have a concentric cylindrical shape and can be moved up and down independently.
  • the partition plate 14 and the inner lower punch 15 are raised to the upper end position, and the outer lower punch 13 is lowered to the lower end position, so that the inner peripheral surface 11 a of the die 11 and the outer periphery of the partition plate 14 are
  • a first powder filling portion 17 on the outer diameter side is formed by the surface 14 a and the end surface 13 a of the outer lower punch 13.
  • the first powder filling portion 17 is filled with the first powder M1 corresponding to the base layer 3.
  • the composition of the first powder M1 will be described later.
  • the inner lower punch 15 is lowered to the lower end position, and the inner peripheral surface 14 b of the partition plate 14, the outer peripheral surface 12 a of the core pin 12, and the end surface 15 a of the inner lower punch 15
  • the second powder filling part 18 is formed.
  • the second powder filling portion 18 is formed in a state of being isolated from the first powder filling portion 17, and the second powder filling portion 18 is filled with the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2.
  • the second powder M2 overflows from the inner powder filling portion 18 so as to cover the upper side of the partition plate 14.
  • the composition of the second powder M2 will be described later.
  • the partition plate 14 is lowered as shown in FIG. Thereby, the 2nd powder M2 enters into the space for the partition member 14, and the 1st powder M1 and the 2nd powder M2 contact.
  • the powder filling portion 19 formed by the inner peripheral surface 11a of the die 11, the end surface 13a of the outer lower punch 13, the end surface 14c of the partition plate 14, the end surface 15a of the inner lower punch 15, and the outer peripheral surface 12a of the core pin 12 is formed.
  • the first powder M1 and the second powder M2 are filled in a two-layer state. Then, the excess second powder M2 overflowing from the powder filling unit 19 is removed (see FIG. 6).
  • the upper punch 16 With the partition member 14 removed from the mold in this way, as shown in FIG. 7, the upper punch 16 is lowered, and the end face 16a of the upper punch 16 is pressed against the powders M1, M2, and the upper punch 16, The powders M1 and M2 filled in the powder filling unit 19 are compressed by the punches 13 and 15, the partition member 14, and the die 11 to form the green compact M. And as shown in FIG. 8, the outer lower punch 13, the partition plate 14, and the inner lower punch 15 are raised, and the green compact M is taken out from the mold.
  • the first powder M1 corresponding to the base layer 3 is mainly composed of Fe-based powder, and further includes copper (Cu), a metal having a lower melting point than Cu, and carbon (C). Specifically, iron powder, copper powder, and graphite powder are used as the primary powder, and a powder containing a metal having a lower melting point than Cu is used as the first powder M1.
  • iron powder reduced iron powder, atomized iron powder, and the like can be used, but it is preferable to use porous reduced iron powder having excellent oil impregnation.
  • copper powder electrolytic copper powder or atomized copper powder can be used, but if the electrolytic copper powder having a dendritic shape as a whole particle is used, the green compact strength can be increased, and copper can be used during sintering. Is more preferable because it easily diffuses into the Fe particles.
  • the low melting point metal a metal having a melting point lower than that of copper, specifically, a metal having a melting point of 700 ° C. or lower, such as tin (Sn), zinc (Zn), phosphorus (P), etc. can be used. .
  • low melting point metals phosphorus melts during sintering and penetrates into iron and copper particles to promote the sintering of Cu—Fe. That is, compatibility with both iron and copper is good. Therefore, it is preferable to use phosphorus as the low melting point metal.
  • iron-phosphorus alloy powder Fe 3 P
  • copper powder and graphite powder the advantages of easy mixing and forming of the first powder M1 and high safety are obtained.
  • a mixture of iron-phosphorus alloy powder and pure iron powder can be used as the Fe-based powder.
  • a low melting point metal other than phosphorus for example, Sn
  • it is not alloyed with iron powder or the like, but a single powder of a low melting point metal can also be added.
  • the blending amount of each powder in the first powder M1 is, for example, copper powder: 1.0 to 5.0 wt% (preferably 2.0 to 3.0 wt%), graphite powder: 0.5 to 0.8 wt%
  • the remainder is iron powder and iron-phosphorus alloy steel powder. If the amount of copper powder is too small, the strength of the base layer 3 will be reduced, and if too large, the diffusion of carbon will be inhibited and the strength and hardness of the sintered body will be reduced. To do.
  • the ratio of phosphorus to iron is 0.1 to 0.6 wt% (preferably 0.3 to 0.5 wt%), and the mixing ratio of alloy steel powder and iron powder is arbitrarily adjusted so that this value is obtained.
  • the blending ratio of the alloy steel powder to the iron powder is a weight ratio (alloy steel powder / iron powder), for example, about 1/30 to 1/20.
  • Phosphorus which is a low melting point metal, is blended to increase the strength of the sintered body by promoting diffusion of copper into iron particles. If this amount is too small, this effect will be insufficient. The segregation occurs and the sintered body becomes brittle, leading to a decrease in strength.
  • graphite powder is blended to react iron and carbon during sintering to form a hard pearlite phase. If the amount is too small, the strength of the base layer cannot be secured, and if it is too large, iron becomes a cementite structure. Since it becomes brittle and causes a decrease in strength, the above range is adopted.
  • the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2 mainly contains Fe-based powder containing an alloy element that improves hardenability, and further contains Cu and C.
  • a mixture of alloy steel powder containing an alloy element, copper powder, and graphite powder is used as the second powder M2.
  • the Cu content in the second powder M2 is set higher than the Cu content in the first powder M1.
  • Ni nickel
  • Mo molybdenum
  • Mn manganese
  • Cr chromium
  • Ni and Mo are selected, and Ni, Mo, and iron alloy steel powder (Fe—Ni—Mo alloy steel powder) is used. Alloy elements that improve the hardenability are added to cause martensite transformation and bainite transformation as described below to perform sinter hardening, but Ni and Mo are particularly effective in improving hardenability. Is preferable.
  • Complete alloy powder is preferable as the alloy steel powder of the second powder M2.
  • the copper powder is preferably electrolytic copper powder, but atomized copper powder may be used.
  • the blending amount of each powder in the second powder M2 is preferably 10 to 30 wt% (preferably 15 to 20 wt%) of copper powder, 0.5 to 2.0 wt% of graphite powder, and the rest is alloy steel powder.
  • the type and amount of alloy steel powder are selected so that the Ni ratio in the second powder M2 is 1.0 to 4.0 wt% and the Mo ratio is in the range of 0.5 to 1.5 wt%.
  • the blending amounts of Ni and Mo are determined from the effect of improving formability and hardenability. If the amount of copper is too small, the slidability of the sliding surface 2a is lowered. If the amount is too large, the bearing surface becomes too soft and there is a problem in wear resistance.
  • the graphite powder of the second powder M2 is blended to react mainly with iron and carbon during sintering to form a martensite phase and a bainite phase, and further to function as a solid lubricant.
  • the upper limit of the blending ratio The lower limit is determined for the same reason as that for determining the blending ratio of the graphite powder in the first powder M1.
  • the apparent densities of the first powder M1 corresponding to the base layer 3 and the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2 are both 1.0 to 4.0 g / cm 3 . Due to the difference in the composition of both powders, there is a difference in the apparent density of both powders. From this difference, when the first powder M1 and the second powder M2 are simultaneously formed in the compression molding process, the green compact M is formed. It is expected that molding will be difficult due to collapse. However, as in this embodiment, the thickness of the sliding layer 2 is sufficiently smaller than the thickness of the base layer 3 (as described above, the thickness of the sliding layer 2 is 1 to 20 of the thickness of the sintered bearing).
  • the apparent density of the first powder M1 is lower than the apparent density of the second powder M2 and the difference in density is 0.5 g / cm 3 or less, the green compact M can be formed even if the single powder M1 and the second powder M2 are simultaneously formed. Therefore, the apparent density of the first powder M1 is preferably smaller than the apparent density of the second powder M1, and the density difference is preferably suppressed to 0.5 g / cm 3 or less.
  • the sintered compact M ' is obtained by sintering the green compact M which passed through the compression molding process by a sintering process.
  • the base layer 3 is sintered together with the sliding layer 2 in contact with the sliding layer 2, the sliding layer 2 and the base layer 3 can be integrated after sintering.
  • a gas containing CO is used as the atmospheric gas used in the sintering.
  • the sintering temperature is set to be higher than the temperature at which iron and carbon start the reaction (about 900 ° C.), but the melting point of copper (1083 ° C.) is not significantly exceeded.
  • the sintering temperature is set at, for example, 1070 ° C. to 1120 ° C., which is close to the melting point of copper. This temperature is lower than a general furnace temperature (1130 ° C. or higher) when sintering an iron-based sintered body.
  • the sintered body M ′ that has undergone the sintering process is transferred to the sizing process and dimension correction (shaping) is performed.
  • the inner peripheral surface, outer peripheral surface, and both end surfaces of the sintered body M ′ are formed using a sizing die having a die 23, a core rod 24, and upper and lower punches 25 and 26.
  • Sizing is performed on the sintered body M ′ by pressing.
  • the sintered bearing 1 is completed by impregnating the internal pores of the sintered body M ′ with a lubricant in the oil impregnation process.
  • the sintered body M ′ may be tempered after the sintering. Unless particularly required, the sintered body M 'can be used without impregnating the lubricant.
  • the base layer 3 is necessary. Strength can be ensured.
  • a large amount of copper contained in the second powder M2 constituting the sliding layer 2 is not melted and the solid state is maintained. Therefore, the copper existing on the sliding layer 2, particularly the sliding surface A, is not drawn into the base layer 3, and a target amount of copper can be distributed on the sliding surface A (copper distribution on the sliding surface A).
  • the amount is 10 to 30% by area ratio). Therefore, both the slidability of the sliding surface A and the strength of the sintered body M ′ can be achieved.
  • the sliding layer is passed through the cooling zone of the continuous sintering furnace without separately performing heat treatment such as carburizing and quenching. Martensitic transformation and bainite transformation can be caused in the Fe-based structure of 2 to increase the hardness (sinter hardening). Thereby, the sliding surface A can be hardened and its wear resistance can be improved.
  • the strength of the base layer 3 is increased by the phosphorus in the base layer 3, the strength of the entire sintered body (such as the crushing strength) is improved. Therefore, the impact load is frequently applied, and can be used as a bearing in the joint portion of the arm of the construction machine used under high surface pressure.
  • the base layer 3 occupying most of the sintered body M ′ is not added with an alloying element for improving the hardenability, so that the amount of the expensive element used in the entire bearing can be reduced. The cost of the bearing can be reduced. Further, since the base layer 3 is not sintered and neither martensite transformation nor bainite transformation occurs, the base layer 3 becomes softer than the sliding layer 2. Therefore, it becomes possible to correct the dimension of the sintered body M ′ in the sizing process. In the configuration of Patent Document 1 described above, since the entire sintered body is cured by quenching after sintering, dimensional correction of the sintered body must be performed by machining such as cutting and grinding.
  • the sintered body M ′ can be dimensionally corrected by sizing, and does not require post-processing by machining. Moreover, even if it does not quench after sintering, sufficient intensity
  • strength (for example, crushing strength of 500 Mpa or more) required can be ensured. Thus, since the hardening process and machining process after sintering can be omitted, the cost of the sintered bearing 1 can be further reduced as compared with the invention described in Patent Document 1.
  • the base layer 3 theoretically contains the alloy elements. Although it is not, the concentration of the alloy element at the interface between the sliding layer 2 and the base layer 3 is actually as shown in FIG. 11 in relation to the procedure of the molding process shown in FIGS. A gradient occurs. As a result, a region containing the alloy element is formed in the vicinity of the interface, so that the strength of the interface, and hence the bonding strength between the sliding layer 2 and the base layer 3 is increased.
  • a region sufficiently separated from the sliding layer 2 in the base layer 3, for example, a surface facing the sliding layer 2 (in this embodiment, the outer peripheral surface of the base layer 3) is hardened.
  • the element to improve is not included.
  • the radial dimension R of the region where the concentration gradient is generated is desirably in the range of 0.1 to 1.0 mm, preferably in the range of 0.2 to 0.5 mm.
  • the radial dimension R of the region where the concentration gradient is generated can be adjusted by the radial thickness of the partition member 14 (see FIG. 3) of the two-color molding die.
  • the microstructure of the sliding layer 2 is schematically shown in FIG. 12a
  • the microstructure of the base layer 3 is schematically shown in FIG. 12b.
  • the sliding layer 2 is a metal structure containing the most iron, and is mainly composed of an Fe-based structure and a Cu-based structure, and a part thereof is formed as a graphite structure.
  • an Fe—C based alloy phase 31 containing Ni and Mo is provided as an Fe based structure
  • a Cu phase 32 is provided as a Cu based structure.
  • symbol 33 is a graphite phase and the code
  • the Fe—C-based alloy phase 31 is mainly composed of a martensite phase and a bainite phase, and partly includes a pearlite phase.
  • This sliding layer 2 follows the mixing ratio of the second powder M2, and contains Cu: 10 to 30 wt% (preferably 15 to 20 wt%), C: 0.5 to 0.8 wt%, Ni: 1. It contains 0 to 4.0 wt%, Mo: 0.5 to 1.5 wt%, and the remainder is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the base layer 3 is a metal structure containing the most iron, and is mainly formed of an Fe-based structure. Specifically, as shown in FIG. 12b, an Fe—C based alloy phase 35 is provided as an Fe based structure.
  • the Fe—C alloy phase 35 is pearlite in which ferrite 36 and cementite 37 (Fe 3 C) are alternately arranged, and Cu and P are diffused therein. There is no Cu or P as particles in the metal structure of the base layer 3, and there is no hardened structure and free graphite.
  • This base layer 3 follows the mixing ratio of the first powder M1, and contains Cu: 1.0 to 5.0 wt% (preferably 2.0 to 3.0 wt%) as the main component, and C: 0.5 to 0.00.
  • the P content is 0.1 to 0.6 wt% (preferably 0.3 to 0.5 wt%) with respect to Fe. Since the Cu content of the base layer 3 is less than the copper content of the sliding layer 2, it is possible to reduce the cost by reducing the amount of copper used in the entire bearing.
  • the sintered bearing 1 having the basic configuration described above can be improved by taking the following measures (1) to (3).
  • the alloy element simple substance powder when added in this manner, the simple substance powder cannot be sufficiently diffused into the Fe structure, and the alloy element particles may remain in the sintered metal structure. If such particles remain in the sintered bearing 1, the mechanical strength, particularly the crushing strength, of the sliding layer 2 and the entire sintered bearing 1 is lowered. In order to prevent this, it is necessary to diffuse all the alloy elements in the Fe structure by heating at a high temperature of 1200 ° C. or higher for 8 hours or more during sintering, which hinders mass production and causes a significant cost increase. .
  • the alloy element simple substance powder to the second powder M2 forming the sliding layer 2 in applications where high density is not required as in the sintered bearing 1. That is, all the alloy elements that improve the hardenability in the sintered body are covered with those contained in the alloy steel powder. Thereby, after sintering of the sintered bearing 1, all the alloy elements in the structure are alloyed with the Fe-based structure. Thereby, a retained austenite can be reduced and the strength reduction of the sintered bearing 1 can be avoided.
  • the furnace temperature during sintering is close to the melting point of copper, a part of the copper powder contained in the sliding layer 2 may melt during sintering.
  • the molten copper powder escapes to the base layer 3, and accordingly, voids corresponding to the size of the copper powder escaped to the sliding layer 2 are generated.
  • the particle size of the copper powder is large, a large number of coarse pores are formed in the sliding layer 2, so that the strength of the sliding surface A is reduced, and the sliding surface may be deformed when an impact load or the like is applied. is there.
  • the particle size of the copper powder is large, it becomes difficult for copper to diffuse into the Fe particles.
  • the bonding strength between the Fe particles of the sliding layer 2 is reduced, and the strength of the sliding surface A is reduced.
  • the copper powder used for the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2 a powder having a particle diameter of less than 45 ⁇ m and 70 to 100 wt% of the whole is used.
  • the ratio d2 / d1 of the average particle diameter (d2) of the copper powder to the average particle diameter (d1) of the alloy steel powder is 1/5 or more. 1/2 or less, preferably 1/4 or more and 1/3 or less.
  • the ratio (p2 / p1) of the blending amount p2 of the copper powder to the blending amount p1 of the alloy steel powder is 1/6 or more and 1/3 or less, preferably 1/5 or more and 1/4 or less. This is because when this ratio exceeds the upper limit value, a problem of strength reduction is caused, and when the ratio is lower than the lower limit value, a problem of decrease in slidability occurs.
  • the sliding layer 2 does not include a low melting point metal, but the second powder M2 constituting the sliding layer 2 includes any of the above-described ones.
  • a low melting point metal for example, Sn
  • Sn a low melting point metal
  • the low melting point metal can be added by using a powder alloyed with copper in addition to adding the simple powder to the mixed powder.
  • the ratio of the low melting point metal to the copper powder in the second powder M2 is 0.5 wt% or more and 5.0 wt% or less, preferably 1.0 wt% or more and 3.0 wt% or less. This is because when this ratio exceeds the upper limit, a problem of segregation occurs, and when it falls below the lower limit, a problem of strength reduction occurs.
  • test piece No. 1-No. 5 were produced, and dry density, oil content, crushing strength, Vickers hardness, and Rockwell hardness were measured for each.
  • the test piece No. 1-No. 5 is different only in the composition of the second powder M2 (corresponding to the sliding layer 2), and the composition of the first powder M1 (corresponding to the base layer 3), the molding condition of the test piece, and the sintering condition are all The same.
  • the composition of the first powder M1 is set to copper powder: 3.0 wt% and graphite powder: 0.8 wt% in any test piece, and the remainder is iron-phosphorus alloy steel powder and iron powder.
  • the second powder M2 of each test piece is obtained by adding Ni simple powder or Sn powder to the base powder in the following ratio.
  • the base powder is a mixture of 20 wt% copper powder and 0.8 wt% graphite powder, and the remainder excluding Ni powder and Sn powder is made into Fe—Ni—Mo alloy steel powder.
  • the copper powder used in the second powder M2 of No. 4 has a particle size of less than 45 ⁇ m in 70 to 100 wt% of the whole, but the second test pieces (No. 1 to No. 3 and No. 5) other than this were used.
  • the copper powder used in the powder M2 has a ratio of the particle size of less than 45 ⁇ m of 10 to 30 wt%. That is, test piece No.
  • the copper powder used in the second powder M2 of No. 4 has a smaller particle diameter than the copper powder used in the second powder M2 of other test pieces.
  • test piece No. 4 that is, Ni powder is not added to the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2 (Countermeasure 1) and the copper powder of the second powder M2 has a small particle size (Countermeasure 2) is most effective. It can be understood that. Thereby, a crushing strength of 550 MPa or more, preferably 600 MPa or more can be obtained. In addition to these measures, it is considered that the crushing strength can be further improved by adding Sn powder to the second powder M2 (measure 3). Further, in measures 1 and 2, it is considered that measure 1 is more effective in improving the crushing strength. Incidentally, test piece No. The ratio of holes to the entire sliding surface in No. 4 was about 20 to 40% in terms of area ratio.
  • test piece No. 1-No. 3 and test piece no. 5 is compared. Specimen No. 1-No. 3 and test piece no.
  • the Ni simple powder is added to each of the second powders M2.
  • the reason for adding Ni simple powder to the second powder M2 is that the alloy steel powder is hard and inferior in compressibility, and it is difficult to increase the density of the sintered body by itself, but by adding Ni simple powder This is because it is possible to improve the compressibility and obtain a high-density sintered body. If this point is not a problem, the addition of Ni simple powder can be omitted.
  • Test piece No. 1-No. 3 and test piece no. From comparison with 5 (comparative example), it can be understood that if the Sn powder is added to the second powder M2 corresponding to the sliding layer 2, the crushing strength is improved. Further, by adding Sn powder in this way, Cu is further diffused into the Fe—C-based alloy phase of the sliding layer 2 from FIG. 13, and Cu is also diffused into the Fe—C-based alloy phase of the base layer 3. It can also be understood that the internal vacancies can be refined by diffusion.
  • the sliding surface A is formed on the inner peripheral surface 1a of the sintered bearing 1
  • the present invention is not limited to this, and for example, as shown in FIG.
  • the sliding surface A can be formed on 1b, and the attachment surface B can be formed on the inner peripheral surface 1a.
  • the sliding layer 2 is formed on the outer diameter side of the sintered bearing 1
  • the base layer 3 is formed on the inner diameter side of the sintered bearing 1.
  • the configurations and functions of the sliding layer 2 and the base layer 3 are common to the sliding layer 2 and the base layer 3 in the above-described embodiment.
  • a sliding surface A can be formed on the end surface of the sintered bearing.
  • the form of the sintered body M ′ and the sliding surface A is also arbitrary, and the present invention can be applied to a spherical bush or a flat pad-like member (for example, a boom pad) as the sliding member.
  • the sliding surface A is spherical, and in the latter case, the sliding surface A is flat.
  • One or a plurality of recesses can be formed on the sliding surface A, whereby the recesses can be used as a lubricant reservoir.
  • the interface between the sliding layer 2 and the base layer 3 is a cylindrical surface
  • the present invention is not limited to this, and the axial orthogonal cross-sectional shape of the interface is a non-circular shape (for example, a polygonal shape or Spline-like) (not shown).
  • the bonding strength between the sliding layer 2 and the base layer 3 is further increased. Since the shape of the interface follows the shape of the partition member 14 (see FIG. 3 and the like) in the compression molding process, the shape of the interface can be changed by changing the shape of the partition member 14.
  • the sliding member of this invention is used on a sliding surface on high surface pressure conditions. It can be suitably applied to various uses.

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Abstract

摺動部材１を焼結体で形成する。この焼結体は、Ｆｅ系組織を主体として、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣを含有するベース層３と、ベース層３と接した状態でベース層と共に焼結され、摺動面Ａを有する摺動層２とからなる。摺動層２は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、およびＣｒの中から選択される少なくとも１種の合金元素を含むＦｅ系組織をベースとし、さらにＣｕおよびＣを含有し、Ｃｕの含有量がベース層よりも多くなっている。

Description

摺動部材およびその製造方法
　本発明は、他部材と摺動する摺動面を有する摺動部材およびその製造方法に関する。
　例えば建設機械のアームの関節部に用いられる軸受は、軸受面に非常に大きな面圧が加わるため、優れた耐摩耗性が要求される。この種の軸受として、例えば鋳鋼合金を切削加工したものや、摺動面に黒鉛片を斑点状に埋め込んだものがあるが、何れも製造コストが高いことが問題となっている。そこで、これらの代わりに、成形性に優れた焼結金属からなる焼結軸受が提案されている。例えば特許文献１には、建設機械用の軸受として、マルテンサイト組織を含んだ鉄炭素系合金に銅を分散させた焼結軸受が示されている。この焼結軸受では、焼結後に焼結体全体を焼入れし、その後、内外周面および端面を切削および研削して所定寸法に仕上げることとしている。
　この他、焼結体における各部位ごとで材質を異ならせ、これら各部位ごとでその機能を異ならせるために、焼結体の内周面側と外周面側とで材質を異ならせる２層構造の圧粉体を成形する手法が特許文献２に記載されている。具体的には、圧粉体の外周面側を高強度の第１粉末で形成すると共に、内周面側を低摩擦性に優れた第２粉末で形成し、その後、この圧粉体を焼結することとしている。
特開２００３－２２２１３３号公報 特開２００５－９５９７９号公報
　特許文献２に記載される２層構造焼結体において、内周面を低摩擦係数にするためには、焼結体の内周面に銅リッチ層を形成する必要がある。その一方で２層構造焼結体の外周面側を高強度、特に特許文献１に記載される、建設機械のアームの関節部に設けられる軸受に求められるような高い強度を確保するためには、焼結体の外周面側を鉄－炭素を主体とした組織（パーライト組織）で形成する必要がある。この場合、圧粉体は、銅の融点（１０８３℃）を大きく超える温度で焼結することになる。
　しかしながら、このように圧紛体を高温で焼結した場合、内周面の銅リッチ層に含まれる銅が完全に溶融する。溶融した銅は外周面側の銅濃度の低い層に引き込まれるため、焼結後の内周面に十分な銅組織が形成されない。その一方で、単に焼結温度を下げるだけでは焼結体の外周面側で必要とされる強度を確保することができない。従って、このままでは、高強度化と摺動性を両立するという二層構造焼結体の本来の目的を達成できない。
　そこで、本発明は、焼結体の強度を確保しつつ、摺動面の摺動性や耐久性を向上させることができる摺動部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明は、焼結体で形成され、他部材と摺動する摺動面を有する摺動部材であって、Ｆｅ系組織を主体とし、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣを含有するベース層と、ベース層と接した状態でベース層と共に焼結され、前記摺動面を有し、合金元素を含むＦｅ系組織、およびＣｕ系組織を主体とし、さらにＣを含有し、Ｃｕの含有量がベース層よりも多い摺動層とを備え、摺動層に含まれる前記合金元素を全てＦｅ系組織と合金化させたことを特徴とするものである。
　Ｆｅ系組織（Ｆｅを主成分とする組織）を主体とするベース層にＣｕとＣｕよりも低融点の金属とを含有させることで、焼結時には先ずベース層に含まれる低融点金属が溶融し、低融点金属の溶融液がＣｕ粒子の表面を濡らす。そのため、Ｃｕがその融点を下回るような温度で溶融し、溶融したＣｕと低融点金属がＦｅ粒子に浸透してＦｅ粒子内部まで拡散する。これにより、Ｆｅ粒子同士が強固に結合され、ベース層の強度が向上するため、鉄系焼結体の場合より焼結温度を下げても軸受強度を確保することが可能となる。焼結温度を下げることで、摺動層に含まれるＣｕ粒子の多くが焼結中も溶融せずに、固体の状態を保持する。そのため、摺動層からベース層に引き込まれるＣｕ粒子の量が少なくなり、摺動面に狙い量のＣｕ系組織（Ｃｕを主成分とする組織）を分布させることが可能となる。焼結時に摺動層のＣｕ粒子が一部溶融しても、鉄系焼結体の焼結温度（通常は１１３０℃以上）よりも焼結温度を低く（例えば１０７０℃～１１２０℃）することで、Ｃｕ粒子の溶融量を少なくすることができる。以上から、摺動面での摺動性と焼結体の強度とを両立することが可能となる。
　また、摺動層に含まれる合金元素を全てＦｅ系組織と合金化させることで、焼結後の残留オーステナイトが減少する。そのため、摺動面の硬度および強度を向上させることができる。
　この摺動部材において、摺動層に含まれる合金元素として、焼入れ性を向上させる元素（Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，およびＣｒの中から選択される少なくとも１種）を含有させれば、浸炭焼入れ等の熱処理を行うことなく、焼結後の冷却過程で摺動層に含まれるＦｅ系組織の少なくとも一部をマルテンサイト変態およびベイナイト変態させることができる（シンターハードニング）。これにより、摺動面を含む摺動層が高硬度化されるので、摺動面の耐摩耗性を向上させることができる。また、これと併せて、ベース層内でのＣｕと低融点金属のＦｅ粒子への拡散によりベース層の強度アップが達成されているので、焼結体全体の強度が向上する。従って、衝撃荷重が頻繁に作用し、高面圧下で使用される摺動部材、例えば建設機械のアームの関節部に使用される軸受として用いることも可能となる。
　その一方で、焼結体の大部分を占めるベース層が基本的に上記の合金元素を含有していないので、ベース層のＦｅ系組織ではマルテンサイト変態やベイナイト変態を生じない。このように摺動層だけに焼入れ性を向上させる合金元素を配合することで、高価な合金元素の使用量を削減して低コスト化を図ることができる。また、ベース層が摺動層と比べて軟質なものとなるので、焼結体の寸法矯正をサイジング（金型内で焼結体を圧縮整形する工程）で行うことが可能となる。特許文献１の構成では、焼結後の焼入れで焼結体全体を硬化させているため、焼結体の寸法矯正は切削・研削等の機械加工で行わざるを得ないが、本発明の摺動部材はサイジングによる寸法矯正が可能であり、機械加工が不要となる。また、焼結後の焼入れ工程も不要である。このように焼結後の焼入れ工程および機械加工工程を省略できるので、特許文献１に記載された発明と比べて摺動部材をさらに低コスト化することができる。
　摺動層のＣｕ系組織は、７０～１００％を粒径４５μｍ未満とする銅粉によって形成するのが好ましい。このように銅粉を小粒径化することにより、焼結中に摺動層に含まれる銅粉の一部が溶融してベース層に逃げた際に摺動層に形成される空孔が小さくなるため、摺動面の強度を高めて衝撃荷重等による摺動面の変形を防止することができる。また、銅粒子がＦｅ粒子に拡散し易くなるため、摺動層のＦｅ粒子間の結合強度を高めて、摺動面の強度をさらに高めることができる。
　また、摺動層には、さらにＣｕよりも低融点の金属を含有させるのが好ましい。これにより、焼結時に摺動層に含まれるＣｕがＦｅ粒子中に拡散し易くなり、Ｆｅ粒子同士の結合強度が高まるため、摺動層、さらには摺動部材全体の機械的強度を向上させることができる。
　ベース層に含まれる低融点の金属としてはリン（Ｐ）を使用するのが好ましい。また、ベース層における、Ｆｅに対する低融点金属の含有量は０．１～０．６ｗｔ％とするのが好ましい。
　摺動層のＣｕの含有量を１０ｗｔ％以上、３０ｗｔ％以下にすることで、摺動面の摺動性を確保しつつ銅の過剰使用による高コスト化を防止することができる。ベース層のＦｅ粒子を結合させるためにベース層にもＣｕを含有させる必要があるが、その際にベース層のＣｕ含有量を摺動層のＣｕ含有量よりも小さくすることで、高価な銅の使用量を抑えて低コスト化を図ることができる。
　また、本発明は、本発明は、焼結体で形成され、他部材と摺動する摺動面を有する摺動部材であって、Ｆｅ系組織を主体とし、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣを含有するベース層と、ベース層と接した状態でベース層と共に焼結され、前記摺動面を有し、合金元素を含むＦｅ系組織、およびＣｕ系組織を主体とし、さらにＣｕよりも低融点の金属およびＣを含有し、Ｃｕの含有量がベース層よりも多い摺動層とを備えることを特徴とするものである。
　このように摺動層に、Ｃｕよりも低融点の金属を含有させることで、焼結時に摺動層に含まれるＣｕがＦｅ粒子中に拡散し易くなる。そのため、Ｆｅ粒子同士の結合強度を高めて、摺動層、さらには摺動部材全体の機械的強度を向上させることができる。
　以上に述べた摺動部材は、Ｆｅ系粉末を主体として、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含む第一粉末を調製し、合金元素を含むＦｅ系粉末を主体として、ＣｕおよびＣをさらに含み、Ｃｕの含有量が第一粉末よりも多く、かつ前記合金元素の単体粉を含まない第二粉末を調製し、金型内に仕切り部材を配置して第一粉末充填部と第二粉末充填部とを形成し、第一粉末充填部に第一粉末を充填すると共に、第二粉末充填部に第二粉末を充填し、金型内の第一粉末および第二粉末を、仕切り部材を取り外した状態で同時に圧縮して圧粉体を形成し、圧粉体を焼結して、第一粉末に対応した組成のベース層と、第二粉末に対応した組成の摺動層とを一体に形成し、その後、得られた焼結体の少なくとも摺動面にサイジングを施すことで得ることができる。
　この場合、合金元素としてＮｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，およびＣｒの中から選択される少なくとも１種を使用するのが好ましい。また、圧紛体を焼結させる際に１０７０℃～１１２０℃で焼結するのが好ましい。さらに、第二粉末のＣｕとして、７０～１００％が粒径４５μｍ未満の銅粉を用いるのが好ましい。加えて、第二粉末にさらにＣｕよりも低融点の金属を含有させることもできる。
　第一粉末および第二粉末を同時圧縮して圧粉体を成形する際には、両粉末の見かけ密度の差が大きいと圧粉体の成形に支障を来す。これに対し、ベース層の厚さを摺動層の厚さよりも大きくし、かつ第一粉末の見かけ密度を第二粉末の見かけ密度よりも小さくすることで、圧粉体の成形が可能となる。すなわち第一粉末と第二粉末の見かけ密度に多少の差があっても、圧粉体を容易に成形することが可能となる。
　また、以上に述べた摺動部材は、Ｆｅ系粉末を主体として、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含む第一粉末を調製し、合金元素を含むＦｅ系粉末を主体として、Ｃｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含み、Ｃｕの含有量が第一粉末よりも多い第二粉末を調製し、金型内に仕切り部材を配置して第一粉末充填部と第二粉末充填部とを形成し、第一粉末充填部に第一粉末を充填すると共に、第二粉末充填部に第二粉末を充填し、金型内の第一粉末および第二粉末を、仕切り部材を取り外した状態で同時に圧縮して圧粉体を形成し、圧粉体を焼結して、第一粉末に対応した組成のベース層と、第二粉末に対応した組成の摺動層とを一体に形成し、その後、得られた焼結体の少なくとも摺動面にサイジングを施すことでも得ることができる。
　以上のように、本発明によれば、焼結体の強度を確保しつつ、摺動面の摺動性と耐久性を向上させることができる。
本発明の焼結軸受を組み込んだ関節部の断面図である。 上記焼結軸受の正面図である。 上記焼結軸受の圧縮成形工程において、第一粉末を充填した状態を示す断面図である。 上記圧縮成形工程において、第二粉末を充填した状態を示す断面図である。 上記圧縮成形工程において、仕切部材を下降させた状態を示す断面図である。 上記圧縮成形工程において、余分な粉末を除去した状態を示す断面図である。 上記圧縮成形工程において、上パンチで混合粉末を圧縮した状態を示す断面図である。 上記圧縮成形工程において、圧粉体を金型から取り出した状態を示す断面図である。 上記焼結軸受のサイジング工程で使用する金型を示す断面図である。 圧縮成形工程以降の製造工程を示す断面図である。 焼入れ性を向上させる合金元素の濃度勾配を示すグラフである。 摺動層のミクロ組織を表す図である。 ベース層のミクロ組織を表す図である。 各試験片の顕微鏡写真を示す図である。 確認試験の結果を示す表である。 他の実施形態に係る焼結軸受の断面図である。
　本発明の摺動部材の一例として焼結軸受を挙げ、以下にその実施形態を説明する。
　この焼結軸受は、油圧ショベル車やブルドーザ等の建設機械のアーム（ブームやバケット等も含む）同士を結合する関節部での使用に適合するものである。図１は、このような関節部の概略構造を図示している。図１に示すように、この関節部では、二股状に形成された第一アーム６の内側に第二アーム７の先端が挿入されている。第二アーム７の先端には取り付け孔７ａが設けられ、この取り付け孔７ａに焼結体からなる焼結軸受１の外周面３ａが圧入等の適宜の取り付け手段を用いて固定されている。第一アーム６の二股部分のそれぞれに設けたピン穴６ａおよび焼結軸受１の内周面１ａにピン４を挿入することで、第一アーム６と第二アーム７が相対回転可能に連結される。ピン４は第一アーム６に固定されており、そのために第一アーム６と第二アーム７とを相対的な揺動させると、ピン４が軸受１の内周面１ａに対して相対回転する。符号８は、ピン４の抜けを規制する抜け止めである。この関節部では、ピン４の頭部４ａもしくは抜け止め８をピン４の軸部から取り外し、ピン４を抜き取ることで第一アーム６と第二アーム７を分離し、軸受１やピン４のメンテナンスを行えるようになっている。
　［焼結軸受の基本的構成］
　図１、さらには図２に示すように、焼結軸受１は、円筒状の焼結体からなり、内径側の摺動層２と外径側のベース層３とを互いに接触させた状態で一体に有する。図示例では、焼結軸受１が摺動層２およびベース層３のみからなり、何れの層も筒状、特に円筒状を成している。焼結軸受１の内周面１ａを構成する摺動層２の内周面は、軸方向にストレートな断面真円状をなし、内周に挿入されるピン４の軸部（以下、軸４と称する）を相対回転自在に支持する摺動面Ａ（軸受面）を構成する。焼結軸受１の外周面１ｂ（本実施形態ではベース層３の外周面）は、軸方向にストレートな断面真円状をなし、第二アーム７等の他部材に取り付けられる取り付け面Ｂを構成する。焼結軸受１の軸方向両端面は、軸方向と直交する方向に延びる平坦面である。焼結軸受１の軸方向両端面と内周面２ａおよび外周面３ａとの間には、それぞれ面取りが設けられている。
　上記の関節部で使用する場合、焼結軸受１は、例えば内径が直径３０～１００ｍｍ、半径方向の肉厚が５～５０ｍｍとなるように形成される。摺動層２の半径方向の肉厚は、焼結軸受１の半径方向の肉厚の１～２０％程度（好ましくは２～１０％程度）とし、その実際の肉厚寸法は例えば０．３～２ｍｍ程度とする。摺動層２が薄すぎると、成形時における原料粉末の充填性が悪化すると共に許容摩耗限界が低くなり、摺動層２が厚すぎると、後述する、焼き入れ性を向上させるための元素や銅の使用量が増えてコスト高を招くためである。多孔質をなす焼結軸受１の微細空孔には潤滑油が含浸されている。摺動面Ａと軸４の相対回転時には、焼結軸受１の内部の微細空孔に保持された潤滑油が摺動面Ａの表面開孔から滲み出し、摺動面Ａと軸４との間の潤滑が行われる。
　本発明の焼結軸受１は、摺動層２およびベース層３で金属組成が異なる二層構造をなしている。この二層構造の焼結軸受１は、以下に述べる圧縮成形工程、焼結工程、サイジング工程、および含油工程を順次経ることで製造される。
　圧縮成形工程では、摺動層２の材料とベース層３の材料を同一の成形金型に供給して同時に成形する、いわゆる二色成形の手法を採用している。この二色成形は、成形金型内の外径側と内径側に二つの空間状の粉末充填部を形成して、各粉末充填部にそれぞれ粉末を充填するもので、例えば図３に示す金型を用いて行われる。この金型は、ダイ１１と、ダイ１１の内周に配されたコアピン１２と、ダイ１１の内周面１１ａとコアピン１２の外周面１２ａとの間に配された外側下パンチ１３と、仕切部材１４と、内側下パンチ１５と、上パンチ１６（図７参照）とを有する。外側下パンチ１３、仕切部材１４、および内側下パンチ１５は、同心の円筒形状をなし、それぞれ独立して昇降可能とされる。
　まず、図３に示すように、仕切板１４および内側下パンチ１５を上端位置まで上昇させると共に、外側下パンチ１３を下端位置まで下降させ、ダイ１１の内周面１１ａと、仕切板１４の外周面１４ａと、外側下パンチ１３の端面１３ａとで外径側の第一粉末充填部１７を形成する。この第一粉末充填部１７に、ベース層３に対応する第一粉末Ｍ１を充填する。第一粉末Ｍ１の組成は後述する。
　次に、図４に示すように内側下パンチ１５を下端位置まで下降させ、仕切板１４の内周面１４ｂと、コアピン１２の外周面１２ａと、内側下パンチ１５の端面１５ａとで内径側の第二粉末充填部１８を形成する。この第二粉末充填部１８は第一粉末充填部１７から隔絶された状態で形成され、この第二粉末充填部１８に摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２が充填される。このとき、第二粉末Ｍ２を内側粉末充填部１８から溢れさせ、仕切板１４の上方を覆うようにする。第二粉末Ｍ２の組成は後述する。
　次に、図５に示すように仕切板１４を下降させる。これにより、仕切部材１４の分のスペースに、第二粉末Ｍ２が入り込み、第一粉末Ｍ１と第二粉末Ｍ２とが接触する。これにより、ダイ１１の内周面１１ａ、外側下パンチ１３の端面１３ａ、仕切板１４の端面１４ｃ、内側下パンチ１５の端面１５ａ、およびコアピン１２の外周面１２ａで形成される粉末充填部１９に、第一粉末Ｍ１および第二粉末Ｍ２が二層状態で満たされた状態となる。そして、粉末充填部１９から溢れ出た余分な第二粉末Ｍ２が除去される（図６参照）。
　このように金型から仕切り部材１４を取り外した状態で、図７に示すように、上パンチ１６を下降させ、上パンチ１６の端面１６ａを粉末Ｍ１，Ｍ２に押し当てて、上パンチ１６、下パンチ１３，１５、仕切り部材１４、およびダイ１１で粉末充填部１９に充填された粉末Ｍ１，Ｍ２を圧縮し、圧粉体Ｍを成形する。そして、図８に示すように、外側下パンチ１３、仕切板１４、および内側下パンチ１５を上昇させ、圧粉体Ｍを金型から取り出す。
　ここでベース層３に対応する第一粉末Ｍ１は、Ｆｅ系粉末を主体とし、銅（Ｃｕ）、Ｃｕよりも低融点の金属、および炭素（Ｃ）をさらに含むものとする。具体的には、鉄粉、銅粉、黒鉛粉を主成分として、その他にＣｕよりも低融点の金属を含有させたものを第一粉末Ｍ１として用いる。
　鉄粉としては、還元鉄粉、アトマイズ鉄粉等が使用可能であるが、含油性に優れる多孔質状の還元鉄粉を使用するのが好ましい。銅粉としては、電解銅粉やアトマイズ銅粉を使用することができるが、粒子全体として樹枝形状をなす電解銅粉を使用すれば、圧粉体強度を高めることができ、かつ焼結時に銅がＦｅ粒子に拡散し易くなるので、より好ましい。また、低融点金属としては、融点が銅よりも低い金属、具体的には７００℃以下の融点を有する金属、例えば錫（Ｓｎ）、亜鉛（Ｚｎ）、リン（Ｐ）等が使用可能である。低融点金属の中でもリンは、焼結時に溶融して鉄と銅の粒子に浸透し、Ｃｕ－Ｆｅの焼結を促進する。つまり、鉄および銅の双方に対して相性が良い。そのため、低融点金属としてリンを使用することが好ましい。例えば鉄－リン合金粉（Ｆｅ３Ｐ）を銅粉および黒鉛粉と混合すれば、第一粉末Ｍ１の混合・成形が容易となり、かつ安全性も高い、という利点が得られる。この場合、Ｆｅ系粉末として鉄－リン合金粉と純鉄粉を混合したものを使用することもできる。リン以外の他の低融点金属（例えばＳｎ）を使用する場合には、鉄粉等と合金化したものではなく、低融点金属の単体粉を添加することもできる。
　第一粉末Ｍ１における各粉末の配合量は、例えば銅粉：１．０～５．０ｗｔ％（好ま　しくは２．０～３．０ｗｔ％）、黒鉛粉：０．５～０．８ｗｔ％とし、残りを鉄粉およ　び鉄－リンの合金鋼粉とする。銅粉は、その配合量が少なすぎるとベース層３の強度低　下を招き、多すぎると炭素の拡散を阻害して焼結体の強度・硬さを低下させてしまうの　で上記の範囲とする。鉄に対するリンの割合は０．１～０．６ｗｔ％（好ましくは０．　３～０．５ｗｔ％）とし、この値が得られるように合金鋼粉と鉄粉の配合割合を任意に　調節する。鉄粉に対する合金鋼粉の配合割合は、重量比（合金鋼粉／鉄粉）で、例えば　１／３０～１／２０程度とすることができる。低融点金属であるリンは、銅の鉄粒子へ　の拡散の促進を通じて焼結体の強度を高めるために配合されており、これが少なすぎる　とかかる効果が不十分となり、多すぎると低融点金属が偏析し、焼結体が脆くなって強　度低下を招くので、上記の範囲とする。また、黒鉛粉は、焼結時に鉄と炭素を反応させ　て硬いパーライト相を形成するために配合されており、これが少ないとベース層の強度　を確保できず、多すぎると鉄がセメンタイト組織になり、脆くなって強度低下を招くの　で、上記の範囲とする。
　一方、摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２は、焼入れ性を向上させる合金元素を含むＦｅ系粉末を主体として、ＣｕおよびＣをさらに含むものとする。具体的には、合金元素を含む合金鋼粉、銅粉、および黒鉛粉を混合したものを第二粉末Ｍ２として用いる。第二粉末Ｍ２におけるＣｕの含有量は、第一粉末Ｍ１のＣｕ含有量よりも多くする。
　焼入れ性を向上させる合金元素として、ニッケル（Ｎｉ），モリブデン（Ｍｏ）、マンガン（Ｍｎ）、およびクロム（Ｃｒ）の中から選択される何れか１種または２種以上が使用される。本実施形態では、ＮｉおよびＭｏを選択して、Ｎｉ、Ｍｏ、および鉄の合金鋼粉(Ｆｅ－Ｎｉ－Ｍｏ系合金鋼粉)を使用している。焼き入れ性を向上させる合金元素は、後述のようにマルテンサイト変態およびベイナイト変態を生じさせてシンターハードニングを行うために添加されるが、ＮｉおよびＭｏは、焼入れ性の向上効果が特に優れるために好ましい。第二粉末Ｍ２の合金鋼粉として完全合金粉が好ましい。銅粉は、電解銅粉が好ましいがアトマイズ銅粉を使用しても構わない。
　第二粉末Ｍ２における各粉末の配合量は、銅粉１０～３０ｗｔ％（好ましくは１５～２０ｗｔ％）、黒鉛粉０．５～２．０ｗｔ％とし、残りを合金鋼粉とするのが好ましい。また、第二粉末Ｍ２中のＮｉの割合が１．０～４．０ｗｔ％、Ｍｏの割合が０．５～１．５ｗｔ％の範囲となるように合金鋼粉の種類および量を選定する。ＮｉおよびＭｏの配合量は、成形性と焼入れ性の向上効果から定められる。銅の配合量は、これが少なすぎると、摺動面２ａの摺動性が低下し、多すぎると軸受面が柔らかくなりすぎて耐摩耗性に問題が生じるので上記の範囲とする。第二粉末Ｍ２の黒鉛粉は、焼結時に鉄と炭素を反応させて主にマルテンサイト相およびベイナイト相を形成するため、さらには固体潤滑剤として機能させるために配合され、その配合割合の上限および下限は、第一粉末Ｍ１で黒鉛粉の配合割合を定めた理由と同じ理由から定められる。
　ベース層３に対応する第一粉末Ｍ１と、摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２の見かけ密度は何れも１．０～４．０ｇ／ｃｍ３となる。両粉末の組成の相違から両粉末の見かけ密度にはどうしても差を生じ、この差から圧縮成形工程において、第一粉体Ｍ１と第二粉体Ｍ２を同時成形する際に、圧粉体Ｍが崩れる等して成形が困難となることが予想される。しかしながら、本実施形態のように摺動層２の肉厚がベース層３の肉厚よりも十分に小さく（上記のように摺動層２の肉厚は焼結軸受の肉厚の１～２０％、好ましくは２～１０％である）、しかも第一粉末Ｍ１の見かけ密度が第二粉末Ｍ２の見かけ密度よりも低い状態で、その密度差が０．５ｇ／ｃｍ３以下であれば、第一粉体Ｍ１と第二粉体Ｍ２を同時成形しても圧粉体Ｍを成形することができる。従って、第一粉体Ｍ１の見かけ密度は第二粉体Ｍ１の見かけ密度よりも小さくし、かつその密度差を０．５ｇ／ｃｍ３以下に抑えるのが好ましい。
　図１０に示すように、圧縮成形工程を経た圧粉体Ｍを、焼結工程で焼結することで焼結体Ｍ’が得られる。この時、ベース層３が摺動層２に接した状態で摺動層２と共に焼結されるため、焼結後は摺動層２とベース層３とを一体化することができる。焼結で使用する雰囲気ガスとしてはＣＯを含むものを使用する。焼結温度は鉄と炭素が反応を開始する温度（９００℃程度）よりも高くなるように設定するが、銅の融点（１０８３℃）は大幅に超えないようにする。理想的には、焼結体Ｍ’中の全組織の温度が銅の融点を超えないような温度で焼結するのが望ましいが、実際にはそのような温度制御は困難であるので、焼結温度は、銅の融点付近となる例えば１０７０℃～１１２０℃に設定する。この温度は、鉄系焼結体を焼結する際の一般的な炉内温度（１１３０℃以上）よりも低い。
　焼結工程を経た焼結体Ｍ’は、サイジング工程に移送されて寸法矯正（整形）が行われる。本実施形態では、図９に示すように、ダイ２３、コアロッド２４、および上下のパンチ２５，２６を有するサイジング金型を用いて焼結体Ｍ’の内周面、外周面、および両端面を圧迫することにより、焼結体Ｍ’にサイジングを行う。その後、含油工程にて焼結体Ｍ’の内部気孔に潤滑剤を含浸することにより、焼結軸受１が完成する。焼結体Ｍ’の残留オーステナイトを除去するため、焼結後に焼結体Ｍ’の焼き戻しを行ってしてもよい。特に必要がなければ、焼結体Ｍ’に潤滑剤を含浸させずに使用することもできる。
　焼結工程における焼結時には、先ず、第一粉末Ｍ１に含まれるリンが溶融する。リンの溶融液がＣｕ粒子の表面を濡らすことで、Ｃｕがその融点を下回るような温度で溶融するようになり、溶融したＣｕとリンがＦｅ粒子に浸透してＦｅ粒子内部まで拡散する。これにより、Ｆｅ粒子同士が強固に結合され、ベース層３の強度が向上する。また、鉄と炭素の反応開始温度よりも高い温度で焼結するので、Ｆｅ組織には硬いパーライト相が形成される（一部はフェライト相）。以上の焼結過程を経ることで、ベース層３の強度が確保されるため、焼結温度を一般的な鉄系焼結品の焼結温度よりも下げた場合でも、ベース層３に必要とされる強度を確保することができる。焼結温度を鉄系焼結品の焼結温度よりも下げることで、摺動層２を構成する第二粉末Ｍ２に含まれる多くの銅が溶融せずに、固体の状態を保持する。そのため、摺動層２、特に摺動面Ａに存在する銅がベース層３に引き込まれず、摺動面Ａに狙い量の銅を分布させることが可能となる（摺動面Ａにおける銅の分布量は面積比で１０～３０％とする）。従って、摺動面Ａの摺動性と焼結体Ｍ’の強度とを両立することができる。
　また、摺動層２にＮｉ，Ｍｏ等の焼入れ性向上元素を含有させているので、浸炭焼入れ等の熱処理を別途行うことなく、連続焼結炉の冷却ゾーンを通過させる間に、摺動層２のＦｅ系組織にマルテンサイト変態およびベイナイト変態を生じさせて高硬度化させることができる（シンターハードニング）。これにより、摺動面Ａを高硬度化してその耐摩耗性を向上させることができる。また、これと併せて、ベース層３内のリンによりベース層３の強度アップが達成されているので、焼結体全体の強度（圧環強度等）が向上する。従って、衝撃荷重が頻繁に作用し、高面圧下で使用される建設機械のアームの関節部における軸受としての使用にも耐え得るものとなる。
　その一方で、焼結体Ｍ’の大部分を占めるベース層３には焼入れ性を向上させる合金元素が添加されていないので、高価な該元素の軸受全体での使用量を削減することができ、軸受の低コスト化を図ることができる。また、ベース層３ではシンターハードニングが行われず、マルテンサイト変態やベイナイト変態も生じないので、ベース層３が摺動層２に比べて軟質となる。そのため、焼結体Ｍ’の寸法矯正をサイジング工程で行うことが可能となる。上述した特許文献１の構成では、焼結後の焼入れで焼結体全体を硬化させているため、焼結体の寸法矯正は切削・研削等の機械加工で行わざるを得ないが、本発明の焼結体Ｍ’はサイジングによる寸法矯正が可能であり、機械加工による後加工が不要である。また、焼結後の焼入れを行わなくても、必要とされる十分な強度（例えば５００ＭＰａ以上の圧環強度）を確保することができる。このように焼結後の焼入れ工程および機械加工工程を省略できるので、特許文献１に記載された発明と比べて焼結軸受１をさらに低コスト化することができる。
　ベース層３における黒鉛は全て炭素となってＦｅに拡散している。これに対し、摺動層２における黒鉛は焼結後も一部が粒子として残っており、摺動面Ａには黒鉛組織３３（黒鉛相）が形成されている。これは、摺動層２ではベース層３よりも銅の含有量が多く、鉄粒子の一部表面を銅粒子が覆うため、鉄と炭素が反応し難くなることによる。このように摺動層２にはベース層３と比べて多くの黒鉛相が存在するため、この黒鉛相を固体潤滑剤として機能させることができ、これによって摺動面Ａの摺動性の向上を図ることができる。
　なお、ベース層３に対応する第一粉末Ｍ１には焼入れ性を向上させる合金元素（本実施形態ではＮｉおよびＭｏ）が含まれていないので、理論上はベース層３に該合金元素が含まれないことになるが、図３～図８に示す成形工程の手順との関係で、実際には図１１に示すように、摺動層２とベース層３との間の界面に合金元素の濃度勾配が生じる。これにより、界面付近に合金元素を含む領域が形成されるため、界面の強度、ひいては摺動層２とベース層３との結合強度が高められる。この場合、ベース層３のうち、摺動層２から十分に離隔した領域、例えば摺動層２と対向関係にある表面（本実施形態でいえばベース層３の外周面）には焼入れ性を向上させる元素が含まれないことになる。濃度勾配が生じている領域の半径方向寸法Ｒは０．１～１．０ｍｍの範囲内、好ましくは０．２～０．５ｍｍの範囲内であることが望ましい。濃度勾配が生じている領域の半径方向寸法Ｒは、二色成形金型の仕切部材１４（図３参照）の半径方向厚さにより調整することができる。
　以上の手順で製作された焼結軸受１のうち、摺動層２のミクロ組織を図１２ａに概略図示し、ベース層３のミクロ組織を図１２ｂに概略図示する。
　摺動層２は鉄を最も多く含む金属組織であり、Ｆｅ系組織とＣｕ系組織を主体とし、かつ一部を黒鉛組織として形成される。具体的には、図１２ａに示すように、Ｆｅ系組織としてＮｉおよびＭｏを含むＦｅ－Ｃ系合金相３１を備え、Ｃｕ系組織としてＣｕ相３２を備えている。同図において、符号３３は黒鉛相であり、符号３４は空孔である。Ｆｅ－Ｃ系合金相３１は、マルテンサイト相とベイナイト相を主体とし、一部にパーライト相を含む。面積比では、Ｆｅ系組織がＣｕ系組織よりも大きく、黒鉛組織が最も小さい。この摺動層２は、第二粉末Ｍ２の配合比に倣い、主成分としてＣｕ：１０～３０ｗｔ％（好ましくは１５～２０ｗｔ％）、Ｃ：０．５～０．８ｗｔ％、Ｎｉ：１．０～４．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．５～１．５ｗｔ％を含み、その残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成されている。
　また、ベース層３は鉄を最も多く含む金属組織であり、Ｆｅ系組織を主体として形成される。具体的には、図１２ｂに示すように、Ｆｅ系組織としてＦｅ－Ｃ系合金相３５を備えている。このＦｅ－Ｃ系合金相３５は、フェライト３６とセメンタイト３７（Ｆｅ３Ｃ）が交互にならんだパーライトであって、その内部にはＣｕおよびＰが拡散している。ベース層３の金属組織中に粒子としてのＣｕやＰは存在せず、また、焼入れ組織および遊離黒鉛も存在しない。このベース層３は、第一粉末Ｍ１の配合比に倣い、主成分としてＣｕ：１．０～５．０ｗｔ％（好ましくは２．０～３．０ｗｔ％）、Ｃ：０．５～０．８ｗｔ％、およびＰを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される。Ｐの含有量は、Ｆｅに対して０．１～０．６ｗｔ％（好ましくは０．３～０．５ｗｔ％）である。ベース層３のＣｕの含有量は摺動層２の銅の含有量よりも少ないので、軸受全体での銅の使用量を減じて低コスト化を図ることができる。
［基本的構成の改良］
　以上に述べた基本的構成を有する焼結軸受１は、以下の対策（１）～（３）をとることで改良することができる。
（１）合金元素単体粉の添加の省略
　一般に合金鋼粉で鉄系焼結体を形成する場合、合金鋼粉に、焼入れ性を向上させる上記の合金元素（Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，およびＣｒの中から選択される何れか１種または２種以上）だけを含む単体粉（合金元素単体粉）を添加する場合が多い。合金鋼粉は通常は硬質で圧縮性に劣るため、焼結体を高密度化することが困難となるが、合金鋼粉に合金元素単体粉を添加することで、圧縮性を改善して高密度の焼結体を得ることが可能となる。
　その一方で、このように合金元素単体粉を添加すると、この単体粉がＦｅ組織に十分に拡散できず、焼結後の金属組織に合金元素の粒子が残る場合がある。焼結軸受１にこのような粒子が残存すると、摺動層２、延いては焼結軸受１全体の機械的強度、特に圧環強さが低下する。これを防止するには、焼結時に１２００℃以上の高温で８時間以上加熱させて全ての合金元素をＦｅ組織中に拡散させる必要があり、量産に支障を来して大幅なコストアップを招く。
　以上の観点から、焼結軸受１のように高密度化がそれほど必要とされない用途では、摺動層２を形成する第二粉末Ｍ２への合金元素単体粉の添加は行わないのが好ましい。すなわち、焼結体中の全ての焼入れ性を向上させる合金元素を合金鋼粉に包含されているもので賄う。これにより、焼結軸受１の焼結後は、組織中の合金元素が全てＦｅ系組織と合金化したものとなる。これにより、残留オーステナイトを減少させて焼結軸受１の強度低下を回避することができる。
（２）銅粉の小粒径化
　摺動層２を構成する第二粉末Ｍ２に添加する銅粉としては、小粒径のものを使用するのが好ましい。これは、以下の理由による。
　本発明では、焼結時の炉内温度が銅の融点に近いため、焼結中に摺動層２に含まれる銅粉の一部が溶融する場合がある。溶融した銅粉はベース層３に逃げ、これに伴って摺動層２に逃げた銅粉の大きさに相当する空孔を生じる。銅粉の粒径が大きい場合、摺動層２に粗大空孔が多数形成されるため、摺動面Ａの強度が低下し、衝撃荷重等が作用した際に摺動面が変形するおそれがある。また、銅粉の粒径が大きいと、銅がＦｅ粒子に拡散しにくくなる。そのため、摺動層２のＦｅ粒子間の結合強度が低下し、摺動面Ａの強度低下を招く。かかる観点から、摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２に使用する銅粉としては、その全体の７０～１００ｗｔ％が粒径４５μｍ未満のものを使用する。
　このように小粒径の銅粉を使用した第二粉末Ｍ２において、合金鋼粉の平均粒径（ｄ１）に対する銅粉の平均粒径（ｄ２）の比ｄ２／ｄ１は、１／５以上で１／２以下、好ましくは１／４以上で１／３以下とする。この比が上限値を上回ると、空孔の粗大化の問題を生じ、下限値を下回ると、粉末の流動度が低下して成形性が悪化する問題を生じるためである。また、合金鋼粉の配合量ｐ１に対する銅粉の配合量ｐ２の比（ｐ２／ｐ１）は、１／６以上で１／３以下、好ましくは１／５以上で１／４以下とする。この比が上限値を上回ると、強度低下の問題を生じ、下限値を下回ると、摺動性の低下の問題を生じるためである。
（３）低融点金属の添加
　基本的構成の焼結軸受１では、摺動層２に低融点金属を包含させていないが、摺動層２を構成する第二粉末Ｍ２には、上述した何れかの低融点金属（例えばＳｎ）を加えることもできる。これにより、焼結時に、第二粉末Ｍ２に含まれるＣｕがＦｅ組織中に拡散し易くなり、Ｆｅ粒子同士の結合強度が高まるため、摺動層２、さらには焼結軸受１全体の機械的強度を向上させることができる。この低融点金属は、混合粉中にその単体粉を添加する他、銅と合金化した粉末を使用することで添加することもできる。第二粉末Ｍ２における銅粉に対する低融点金属の割合は、０．５ｗｔ％以上で５．０ｗｔ％以下、好ましくは１．０ｗｔ％以上で３．０ｗｔ％以下とする。この比が上限値を上回ると、偏析の問題を生じ、下限値を下回ると、強度低下の問題を生じるためである。
　［確認試験］
　以上に述べた対策（１）～（３）の効果を確認するため、以下の試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．５を製作し、それぞれについてドライ密度、含油率、圧環強さ、ビッカース硬さ、ロックウェル硬さのそれぞれを測定した。なお、試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．５は、第二粉末Ｍ２（摺動層２に対応）の組成のみが異なっており、第一粉末Ｍ１（ベース層３に対応）の組成、試験片の成形条件、および焼結条件は何れも同じである。なお、第一粉末Ｍ１の組成は、何れの試験片でも、銅粉：３．０ｗｔ％、黒鉛粉：０．８ｗｔ％とし、残りを鉄－リンの合金鋼粉および鉄粉としている。
　各試験片の第二粉末Ｍ２は、ベース粉にＮｉ単体粉やＳｎ粉を下記の割合で添加したものである。ここで、ベース粉は、銅粉２０ｗｔ％、黒鉛粉０．８ｗｔ％を配合し、Ｎｉ単体粉やＳｎ粉を除いた残りをＦｅ－Ｎｉ－Ｍｏ系合金鋼粉としたものである。なお、試験片Ｎｏ．４の第二粉末Ｍ２で使用した銅粉は、その全体の７０～１００ｗｔ％が粒径４５μｍ未満であるが、これ以外の試験片（Ｎｏ．１～Ｎｏ．３、Ｎｏ．５）の第二粉末Ｍ２で使用した銅粉は、粒径４５μｍ未満の割合が１０～３０ｗｔ％である。つまり試験片Ｎｏ．４の第二粉末Ｍ２で使用する銅粉は、他の試験片の第二粉末Ｍ２で使用する銅粉よりも小粒径としている。
　試験片Ｎｏ．１…ベース粉＋Ｎｉ単体粉１．０ｗｔ％＋Ｓｎ粉１．０ｗｔ％
　試験片Ｎｏ．２…ベース粉＋Ｎｉ単体粉１．０ｗｔ％＋Ｓｎ粉０．８ｗｔ％
　試験片Ｎｏ．３…ベース粉＋Ｎｉ単体粉１．０ｗｔ％＋Ｓｎ粉０．５ｗｔ％
　試験片Ｎｏ．４…ベース粉のみ（Ｎｉ単体粉０％、Ｓｎ粉０％）
　試験片Ｎｏ．５…ベース粉＋Ｎｉ単体粉１．０ｗｔ％（Ｓｎ粉０％）
　［考察１］
　各試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．５の顕微鏡写真を図１３に示し、試験結果を図１４に示す。
両図から以下の傾向を読み取ることができる。
・試験片Ｎｏ．４と試験片Ｎｏ．５の対比から、Ｎｉ単体粉の添加を省略すれば、圧環強さが向上する。
・Ｃｕ組織と空孔の分散状態は試験片Ｎｏ．４が最も良好である。
・試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．３と試験片Ｎｏ．５の対比から、Ｓｎ粉を添加すれば、圧環強さが向上する。ただし、その効果は、試験片Ｎｏ．４よりも劣る。
　以上の分析結果から、圧環強さを向上させるためには、試験片Ｎｏ．４、すなわち摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２にＮｉ単体粉を添加せず（対策１）、かつ第二粉末Ｍ２の銅粉を小粒径としたもの（対策２）が最も効果的であることが理解できる。これによって５５０ＭＰａ以上、好ましくは６００ＭＰａ以上の圧環強さを得ることができる。これらの対策に加えて第二粉末Ｍ２にＳｎ粉を添加することで（対策３）、圧環強さをさらに向上できると考えられる。また、対策１と対策２では、対策１の方が圧環強さの向上により効果的であると考える。ちなみに試験片Ｎｏ．４における摺動面全体に対する空孔の割合は、面積比で２０～４０％程度であった。
［考察２］
  次に、試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．３と試験片Ｎｏ．５を対比検討する。試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．３と試験片Ｎｏ．５の第二粉末Ｍ２には、それぞれＮｉ単体粉が添加されている。第二粉末Ｍ２にＮｉ単体粉を添加した理由は、合金鋼粉は硬質で圧縮性に劣り、それだけでは焼結体を高密度化することが困難となるが、Ｎｉ単体粉を添加することで、圧縮性を改善して高密度の焼結体を得ることが可能となるためである。この点が問題とならないのであれば、Ｎｉ単体粉の添加を省略することもできる。
  図１４の試験片Ｎｏ．１～Ｎｏ．３と試験片Ｎｏ．５（比較例）との対比から、摺動層２に対応する第二粉末Ｍ２にＳｎ粉を添加すれば、圧環強さが向上することが理解できる。また、このようにＳｎ粉を添加することで、図１３より摺動層２のＦｅ－Ｃ系合金相にＣｕがより拡散し、また、ベース層３のＦｅ－Ｃ系合金相にもＣｕが拡散して、内部空孔を微細化できることも理解できる。従って、第二粉末Ｍ２にＳｎ粉等の低融点金属粉を添加すれば、第二粉末Ｍ２にＮｉ等の合金元素単体粉を添加するか否か、あるいは第二粉末Ｍ２の銅粉を小粒径化するか否かを問わず、圧環強度の向上や摺動面Ａの強度の向上を図ることができる。
　［他の実施形態］
　以上の実施形態では、焼結軸受１の内周面１ａに摺動面Ａが形成される場合を示したが、これに限らず、例えば図１５に示すように、焼結軸受１の外周面１ｂに摺動面Ａを形成し、内周面１ａに取り付け面Ｂを形成することもできる。この場合、摺動層２が焼結軸受１の外径側に形成され、ベース層３が焼結軸受１の内径側に形成されることになる。摺動層２およびベース層３の構成および機能は、先に述べた実施形態での摺動層２およびベース層３と共通する。この他、図１において、焼結軸受１の端面が第一アーム６と高面圧で摺動する場合には、焼結軸受の端面に摺動面Ａを形成することもできる。
　また、焼結体Ｍ’や摺動面Ａの形態も任意であり、摺動部材として球面ブッシュや平坦なパッド状部材（例えばブームパッド）に本発明を適用することができる。前者であれば摺動面Ａが球面状となり、後者であれば摺動面Ａが平坦面状となる。摺動面Ａに一つあるいは複数の凹部（例えば溝状）を形成することもでき、これにより凹部を潤滑剤溜りとして活用することが可能となる。
　また、上記の実施形態では、摺動層２とベース層３との界面が円筒面状である場合を示したが、これに限らず、界面の軸直交断面形状を非円形（例えば多角形状やスプライン状）とすることができる（図示省略）。これにより、摺動層２とベース層３との結合強度がさらに高められる。界面の形状は、圧縮成形工程における仕切部材１４（図３等参照）の形状に倣うため、仕切部材１４の形状を変更することで界面の形状を変更することができる。
　また、上記の実施形態では、焼結軸受１を建設機械に適用した場合を例示したが、これに限らず、本発明の摺動部材は、摺動面に高面圧条件下で使用される種々の用途に好適に適用できる。
１　　　焼結軸受
１ａ　　内周面
１ｂ　　外周面
２　　　摺動層
３　　　ベース層
４　　　ピン（軸）
６　　　第一アーム
７　　　第二アーム
２０　　焼結炉
３１　　Ｆｅ系組織（Ｆｅ－Ｃ合金相）
３２　　Ｃｕ系組織（Ｃｕ相）
３３　　黒鉛組織（黒鉛相）
３４　　空孔
３５　　Ｆｅ系組織（Ｆｅ－Ｃ合金相）
３６　　フェライト
３７　　セメンタイト
Ａ　　　摺動面（軸受面）
Ｂ　　　取り付け面
Ｍ　　　圧粉体
Ｍ’　　焼結体
Ｍ１　　第一粉末
Ｍ２　　第二粉末
 

Claims (17)

  1. 　焼結体で形成され、他部材と摺動する摺動面を有する摺動部材であって、
    　Ｆｅ系組織を主体とし、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣを含有するベース層と、
    　ベース層と接した状態でベース層と共に焼結され、前記摺動面を有し、合金元素を含むＦｅ系組織、およびＣｕ系組織を主体とし、さらにＣを含有し、Ｃｕの含有量がベース層よりも多い摺動層とを備え、
    　摺動層に含まれる前記合金元素を全てＦｅ系組織と合金化させたことを特徴とする摺動部材。
  2. 　焼結体で形成され、他部材と摺動する摺動面を有する摺動部材であって、
    　Ｆｅ系組織を主体とし、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣを含有するベース層と、
    　ベース層と接した状態でベース層と共に焼結され、前記摺動面を有し、合金元素を含むＦｅ系組織、およびＣｕ系組織を主体とし、さらにＣｕよりも低融点の金属およびＣを含有し、Ｃｕの含有量がベース層よりも多い摺動層とを備えることを特徴とする摺動部材。
  3. 　前記合金元素としてＮｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，およびＣｒの中から選択される少なくとも１種を含む請求項１または２記載の摺動部材。
  4. 　摺動層に含まれるＦｅ系組織の少なくとも一部がマルテンサイト変態およびベイナイト変態している請求項３記載の摺動部材。
  5. 　摺動層のＣｕ系組織が、７０～１００％を粒径４５μｍ未満とする銅粉によって形成されている請求項１または２記載の摺動部材。
  6. 　摺動層がさらにＣｕよりも低融点の金属を含む請求項１記載の摺動部材。
  7. 　ベース層に含まれる低融点の金属がＰである請求項１または２記載の摺動部材。
  8. 　ベース層における、Ｆｅに対する低融点金属の含有量を０．１～０．６ｗｔ％とした請求項１または２記載の摺動部材。
  9. 　摺動層のＣｕの含有量を１０～３０ｗｔ％とした請求項１または２記載の摺動部材。
  10. 　建設機械のアームの関節部の軸受として使用される請求項１または２に記載の摺動部材。
  11. 　摺動層およびベース層を備え、摺動層に他部材と摺動する摺動面が形成された摺動部材を製造するための方法であって、
    　Ｆｅ系粉末を主体として、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含む第一粉末を調製し、
    　合金元素を含むＦｅ系粉末を主体として、ＣｕおよびＣをさらに含み、Ｃｕの含有量が第一粉末よりも多く、かつ前記合金元素の単体粉を含まない第二粉末を調製し、
    　金型内に仕切り部材を配置して第一粉末充填部と第二粉末充填部とを形成し、
    　第一粉末充填部に第一粉末を充填すると共に、第二粉末充填部に第二粉末を充填し、
    　金型内の第一粉末および第二粉末を、仕切り部材を取り外した状態で同時に圧縮して圧粉体を形成し、
    　圧粉体を焼結して、第一粉末に対応した組成のベース層と、第二粉末に対応した組成の摺動層とを一体に形成し、
    　その後、得られた焼結体の少なくとも摺動面にサイジングを施すことを特徴とする摺動部材の製造方法。
  12. 　摺動層およびベース層を備え、摺動層に他部材と摺動する摺動面が形成された摺動部材を製造するための方法であって、
    　Ｆｅ系粉末を主体として、１．０～５．０ｗｔ％のＣｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含む第一粉末を調製し、
    　合金元素を含むＦｅ系粉末を主体として、Ｃｕ、Ｃｕよりも低融点の金属、およびＣをさらに含み、Ｃｕの含有量が第一粉末よりも多い第二粉末を調製し、
    　金型内に仕切り部材を配置して第一粉末充填部と第二粉末充填部とを形成し、
    　第一粉末充填部に第一粉末を充填すると共に、第二粉末充填部に第二粉末を充填し、
    　金型内の第一粉末および第二粉末を、仕切り部材を取り外した状態で同時に圧縮して圧粉体を形成し、
    　圧粉体を焼結して、第一粉末に対応した組成のベース層と、第二粉末に対応した組成の摺動層とを一体に形成し、
    　その後、得られた焼結体の少なくとも摺動面にサイジングを施すことを特徴とする摺動部材の製造方法。
  13. 　前記合金元素としてＮｉ，Ｍｏ，Ｍｎ，およびＣｒの中から選択される少なくとも１種を含む請求項１１または１２記載の摺動部材の製造方法。
  14. 　圧紛体を焼結する際に１０７０℃～１１２０℃で焼結する請求項１１または１２記載の摺動部材の製造方法。
  15. 　第二粉末中のＣｕとして、７０～１００％が粒径４５μｍ未満の銅粉を用いる請求項１１または１２記載の摺動部材の製造方法。
  16. 　第二粉末にさらにＣｕよりも低融点の金属を含有させる請求項１１記載の摺動部材。
  17. 　ベース層の厚さを摺動層の厚さよりも大きくし、かつ第一粉末の見かけ密度を第二粉末の見かけ密度よりも小さくする請求項１１または１２記載の摺動部材の製造方法。
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