JP4589229B2 - 摺動部材 - Google Patents

Description

本発明は、基材上に摺動層を備えた摺動部材に関する。

従来、摺動部材、例えば自動車におけるエンジン用のすべり軸受においては、基材上に摺動層（オーバレイ）を設けた構成のものがある。
この摺動層として、Ｓｎベース被膜を用いることは、特許文献１に示されているように、広く知られている。また、Ｓｎベース被膜の他、Ｐｂベース被膜などの軟質金属の素地を使用してオーバレイ被膜を形成することは、良く知られている。

Ｓｎ、Ｐｂの他、Ｉｎ、Ｂｉなどの軟質金属は、Ｆｅなどの相手材への凝着性の低さから非焼付性に非常に優れるので、従来から多くの摺動部材の摺動層に使われてきた。
しかしながら、これら金属は軟らかいために耐疲労性が悪く、高面圧のエンジンでは、使用することができないことがしばしばあった。
特開昭５３−１４６１４号公報 特開２００１−２４７９９５号公報 特開平７−２５２６９３号公報

この問題を解消するために、例えば、特許文献２では、Ｓｎをベースとした素地に、Ｃｕなどのように、Ｓｎをベースとした素地の硬度や機械的強度を向上させることができる金属を多く添加してオーバレイ被膜を形成することが提案されている。しかしながら、ＳｎとＣｕは硬くて脆い化合物を形成し易く、また、エンジンの運転中に発生する熱により、そのような化合物の成長が促進され易い。このような硬くて脆い化合物は、相手材を傷つけ易くなり、非焼付性が低下する。さらに、大きく成長した化合物は脱落し易く、脱落部から疲労破壊が発生し易くなって、耐疲労性が低下するという問題がある。

摺動層の耐摩耗性や耐疲労性を向上させるために、特許文献３にみられるように、ＳｎまたはＳｎベースの合金中に硬質粒子（例えばＳｉＣ、Ｓｉ₃Ｎ₄）を複合めっき技術で添加させる場合があった。しかしながら、複合めっき技術で添加させる硬質粒子は、粒径が０．１μｍから数μｍと大きく、また湿式めっきで行うため、めっき液中での硬質粒子の均一分散が困難であり、オーバレイ被膜中に硬質粒子の分布がばらつくことがしばしば発生した。そのような摺動層では、大きな硬質粒子や、大きな塊となった硬質粒子が相手材を傷つけ易く、非焼付性が低下する。

一方、高荷重が作用するディーゼルエンジンに使用されるすべり軸受では、耐疲労性が要求される。この要求に応えるものとして、従来からディーゼルエンジン用すべり軸受の摺動層として、Ａｌベース被膜がよく用いられる。このＡｌベース被膜は、具体的には、Ａｌ−Ｓｎ合金からなり、Ａｌが荷重を支え、軟質のＳｎがなじみ性や非焼付性を担う。

従って、このＡｌ−Ｓｎ合金の摺動層において、Ｓｎ含有量を増加させると、非焼付性を向上させることができる。しかしながら、軟質のＳｎが増加すると、摺動層の硬度が低下することとなるため、耐疲労性が低下するという問題を生ずる。このような事情から、従来のＡｌ−Ｓｎ合金の摺動層では、Ｓｎを通常２０質量％を限度として添加しているが、非焼付性において満足のゆくものではなかった。

本発明は以上のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれかの金属またはその金属をベースとした合金を摺動層の素地としたものにおいて、耐疲労性を向上させることができ、また、特に、Ａｌ−Ｓｎ合金を摺動層の素地としたものについては、耐疲労性を損なうことなく非焼付性を向上させることができる摺動層を備えた摺動部材を提供することにある。

本発明は、基材上に摺動層を備え、前記摺動層は、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれかの金属またはその金属をベースとした合金を素地とし、この素地にアモルファスカーボンを添加したことを特徴とする。
上記摺動層は、乾式めっきであるスパッタリング法、イオンプレーティング法、ＣＶＤ法等により形成することができる。

摺動層の素地に使用する金属のうち、Ａｌを除くＳｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎは、Ｆｅなどの相手材への凝着性の低さから非焼付性に非常に優れている。

また、摺動層の素地にＡｌを使用する場合には、他の軟質な金属、例えばＳｎとの合金とすることによって非焼付性に優れたものとすることができる。そして、Ｓｎの添加量を増加させても、アモルファスカーボンの添加によりＡｌ、Ｓｎが微細化して高強度となる。このため、耐疲労性の低下をきたすといった不具合は生ぜず、耐疲労性および非焼付性の双方共に優れた摺動層とすることができる。

アモルファスカーボンは、高硬度であるため、機械的強度を高め、耐摩耗性および耐疲労性の向上に寄与する。また、摩擦係数も低いため、非焼付性の向上にも寄与する。しかも、アモルファスカーボンを添加することにより、摺動層の素地の結晶子が微細化する。これに伴い、摺動層の機械的強度が増加し、耐摩耗性および耐疲労性を一層向上させることができる。

ここで、結晶子とは、摺動層における粒子および該粒子を含む素地の基礎となる単位である。結晶子の微細化は、とりもなおさず素地の微細化となる。また、後述するように、結晶子はＸ線回折分析で確認し、粒子は走査電子顕微鏡による組織観察で確認することができる。

アモルファスカーボンとしては、特にダイヤモンドライクカーボン(以下、ＤＬＣと言う。)が好ましい。なお、本明細書中におけるＤＬＣには、非晶質のもののみならず、微細な結晶を有するものも含まれる。
この場合、Ｘ線回折分析で測定した前記素地の結晶子径が１００ｎｍ以下であることが好ましい。摺動層の素地の結晶がこの程度に微細化することにより、上記したように機械的強度が増加し、耐摩耗性および耐疲労性を一層向上させることができる。

摺動層の素地に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄのうちのいずれか１種以上の金属を添加することができる。この場合、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌは、ベース側の素地にもなり得る金属で、非焼付性、なじみ性、耐食性を向上させる機能がある。また、Ｃｕ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄは、摺動層の機械的強度および硬度を高める機能がある。

添加金属がＳｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれか１種以上の金属であるときは、各添加金属の含有量は２０質量％以下で、かつそれら添加金属の合計の含有量は３０質量％以下であることが好ましい。但し、ベース側の素地がＳｎ、Ａｌであるときは、添加金属がそれぞれＡｌ、Ｓｎであるときを除く。これら添加金属のそれぞれの含有量が２０質量％を超えるか、それらの合計の含有量が３０質量％を超えると、摺動層の融点が大きく低下し、非焼付性が低下する傾向がある。

また、添加金属がＣｕ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄのうちのいずれか１種以上の金属であるときは、各添加金属の含有量は５質量％以下で、かつそれら添加金属の合計の含有量は１０質量％以下であることが好ましい。これらの添加金属は、摺動層の素地と硬くて脆い化合物を形成しやすい。このため、これら添加金属のそれぞれの含有量が５質量％を超えるか、それらの合計の含有量が１０質量％を超えると、その化合物が大きくなるため、脱落し易くなり、そこから疲労破壊、摩耗が進行し、耐疲労性、耐摩耗性が低下する傾向がある。

前記摺動層の素地にＡｌを使用する場合、Ｓｎとの合金とすることが好ましく、その含有量は、Ａｌが２０〜８０質量％、Ｓｎが２０〜８０質量％とし、このＡｌ−Ｓｎ合金の素地にアモルファスカーボンを添加する。このＡｌ−Ｓｎ合金では、Ｓｎの含有量を多くしても、アモルファスカーボンの添加により、Ａｌ、Ｓｎの結晶が微細化して機械的強度が高くなるため、耐摩耗性の低下をきたす恐れはなく、耐摩耗性および非焼付性に優れた摺動層とすることができる。

摺動層を構成するＡｌとＳｎとの合金には、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ａｇのうちのいずれか１種以上の金属を添加することができる。Ｉｎは非焼付性、なじみ性、耐食性を向上させることができる。Ｃｕ、Ｓｂ、Ａｇは、摺動層の機械的強度および硬度を高める。Ｓｉは、硬質元素であるため、摺動層の硬度を高め、耐疲労性を向上させる。また、Ｓｉは、硬質物として機能して相手材に凝着した金属を掻き落とす作用を呈するため、非焼付性を向上させる。これらＳｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ａｇは、単独で５質量％以下で、且つそれら添加金属の合計の含有量は１０質量％以下であることが好ましい。

Ｉｎ、Ａｇのそれぞれの含有量が５質量％を超えるか、それらの合計の含有量が１０質量％を超えると、摺動層の融点が大きく低下し、非焼付性が低下する傾向がある。Ｃｕ、Ｓｂ、Ａｇは、ＡｌやＳｎと硬くて脆い化合物を形成し、それら添加金属のそれぞれの含有量が５質量％を超えるか、それらの合計の含有量が１０質量％を超えると、その化合物が大きくなるため、脱落し易く、疲労、摩耗が進行する傾向がある。また、Ｓｉは、ＡｌやＳｎと化合物を形成し難く、多く含有させると摺動層から脱落し易くなる傾向がある。

Ａｌ−Ｓｎ合金は、アモルファスカーボンの添加により、微細化される。この微細化の程度は、ＡｌまたはＳｎの粒子径で１μｍ以下であることが好ましい。前記粒子径が１μｍ以下であれば、上記の耐疲労性および非焼付性の向上効果に一層優れたものとなる。

前記粒子径は０．０５μｍ以下であることが更に好ましい。前記粒子の径が０．０５μｍ以下となる程、結晶が微細化されると、より一層耐疲労性に優れたものとすることができる。

また、結晶子径は３０ｎｍとすることができる。結晶子径がこの程度微細であると、より優れた耐疲労性を得ることができる。
ここで、アモルファスカーボンの添加による結晶子の微細化のメカニズムについて述べる。アモルファスカーボンが結晶子の成長を妨げ、結晶子が微細化されるのである。

素地がＳｎのような単金属の場合、アモルファスカーボンの添加による結晶子の微細化はＸ線回折分析で確認することができるが、走査電子顕微鏡による断面組織観察ではアモルファスカーボンの有無で差を確認できない。

Ａｌ−Ｓｎ合金にアモルファスカーボンを添加してオーバレイを成膜した場合、やはりアモルファスカーボンがＡｌおよびＳｎの結晶子の成長を妨げ、ＡｌおよびＳｎの結晶子が微細化される。これは、上記と同様にＸ線回折分析によって確認することができる。また、アモルファスカーボンが無添加の場合に断面組織観察を行うと、ＡｌおよびＳｎがそれぞれの相として観測でき、ＡｌとＳｎの含有量に差があるときは、少ない方が粒子として観測できる。しかし、アモルファスカーボンを添加すると、ＡｌおよびＳｎの結晶子が微細化した結果、走査電子顕微鏡による断面組織観察ではＡｌまたはＳｎの粒子を捉えることはきわめて困難となる。

以上のＳｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれかの金属またはその金属をベースとした合金を素地とし、この素地にアモルファスカーボンを添加してなる摺動層において、アモルファスカーボンの含有量は０．１〜８質量％であることが好ましい。アモルファスカーボンの含有量が０．１質量％以上であると、素地の結晶が十分に微細化され、また硬さも上昇する。また、その含有量が８質量％以下であれば、硬度が適当に高く、且つ異物埋収性も損なうことがなく、優れた非焼付性を保持できる。
また、摺動層の厚さを３０μｍ以下とすることが好ましい。３０μｍ以下であると、摺動層の内部応力低減に有効であり、耐疲労性の面で好ましい。

本発明をより詳細に説述するために、添付の図面に従ってこれを説明する。
図１〜図７は本発明の一実施形態を示す。まず、図１には、摺動部材としてのすべり軸受の断面が模式的に示されている。このすべり軸受１は、鋼からなる裏金２と、この裏金２の図中上面に設けられた軸受合金層３と、この軸受合金層３の図中上面に設けられた摺動層としてのオーバレイ４との三層構造となっている。この場合、裏金２と軸受合金層３とにより基材５を構成し、オーバレイ４は基材５上に設けられている。軸受合金層３としては、一般にアルミ系合金または銅系合金が用いられる。オーバレイ４は、厚さが３０μｍ以下となるように成膜されている。

図３には、オーバレイ４について、本発明の実施例１〜１０と比較例１の各組成が示されている。この図３において、実施例１〜３、７は、オーバレイ４の素地にＳｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、ＡｌのうちのＳｎを用い、これにアモルファスカーボン（Ｃ）を添加している。実施例４、８は、素地にＳｎベースのＳｎ−Ｃｕ合金を用い、これにアモルファスカーボン（Ｃ）を添加している。実施例５、９は、それぞれＰｂベースのＰｂ−Ｓｎ−Ｃｕ合金、Ｐｂ−Ｓｎ−Ｉｎ合金を用い、この合金にアモルファスカーボン（Ｃ）を添加している。実施例６、１０では、素地にそれぞれＢｉ、Ａｌを用い、これにアモルファスカーボン（Ｃ）を添加している。

比較例１は、Ｓｎ単体としたもので、アモルファスカーボン（Ｃ）は添加していない。
ここで、本発明の実施例１〜１０と比較例１は、マグネトロンスパッタリング装置を用いて形成するようにした。

次に、実施例１〜１０のうち、実施例２のオーバレイ４を成膜する方法を具体的に説明する。なお、実施例１、３〜１０および比較例１の成膜方法もこの実施例２の成膜方法と同様のものである。まず、基材５を上記装置の基材装着部にセットするとともに、オーバレイの素地の原料となるＳｎと、アモルファスカーボンの原料となるグラファイト（Ｇｒ）の各ターゲットを所定の割合で上記装置のターゲット装着部に装着する。

次に、上記装置のチャンバー内を１．０×１０^-6Ｔｏｒｒまで真空引きを行い、その後チャンバー内にＡｒガスを供給し、チャンバー内の圧力を２．０×１０^-3Ｔｏｒｒになるように調整する。
そして、基材５表面をＡｒクリーニングするために、バイアス電圧を１０００Ｖ印加し、基材５とターゲットとの間でＡｒプラズマを発生させて、１５分間逆スパッタリングを行う。

次に、Ｓｎのターゲットにはそれぞれ２〜５Ａ、Ｇｒのターゲットには４〜７Ａの電流が流れるように電圧をかける。
すると、Ｓｎのターゲットから、Ａｒイオンの衝突によってＳｎ原子がスパッタリングされ、基材５の表面に成膜される。また、Ｇｒのターゲットから、Ａｒイオンの衝突によってカーボン原子がスパッタリングされ、オーバレイ中にアモルファスカーボンとして添加される。これにより、Ｓｎの素地中に、アモルファスカーボンがそれぞれ均一に分散されたオーバレイ４が形成される。

なお、上記した製法において、Ｇｒターゲットを用いずに、チャンバー内にメタン（ＣＨ₄）ガスを供給することで、水素原子を含むアモルファスカーボンであるＤＬＣを、Ｓｎの素地中に添加することができる。その場合は、逆スパッタリングを行った後、装置内に流すガスをＡｒガスとメタンガスにし、全ガスの流量に対するメタンガスの流量割合を２０〜５０％にする。
すると、Ｓｎのターゲットから、ＡｒイオンによってＳｎ原子がスパッタリングされ、基材５の表面に成膜される。また、メタンガスはプラズマ中で分解され、Ｃ原子とＨ原子からなるＤＬＣとして、Ｓｎの素地中に添加される。

図２には、以上のようにして成膜した実施例２のオーバレイの断面図が模式的に示されている。図２中、符号６はＳｎの結晶子、符号８はＤＬＣを示している。この図２において、Ｓｎの素地の結晶子径は、１００ｎｍ以下となっていることがわかる。

次に、オーバレイの結晶子サイズ（結晶子径）の測定方法について述べる。ここでは、Ｘ線回折解析装置を用い、Ｘ線回折分析を行い、ある結晶面に対応するピークの半価幅を求め、下記のScherrerの式（（１）式）に当てはめ、結晶子サイズを求める。なお、半価幅とは、図５に示すように、ピークの最大強度を１ｐとしたとき、１ｐ／２より強度が高くなる条件の２θの範囲である。

Ｂ＝Ｋλ／ｔ・ｃｏｓθ …（１）
ただし、Ｂ：結晶子サイズに起因する回折線の拡がり
Ｋ：形状因子
λ：測定に用いたＸ線の波長
ｔ：結晶子サイズ
θ：回折線のBragg角

半価幅を求める際に、得られたピークをＫα１ピークと、Ｋα２ピークに分離する。
図６は、比較例１に対応するもので、Ｓｎ単体のオーバレイの例えば（３１２）面のピークから半価幅を求め、結晶子サイズを求める例である。（３１２）面のピークから求めたＫα１ピークから測定計算した半価幅は０．０７０°であった。その結果、結晶子サイズは１５０ｎｍであった。

これに対して、図７は、実施例２に対応するもの（Ｓｎ素地に２質量％のアモルファスカーボンを添加した例）で、そのオーバレイの（３１２）面のピークから半価幅を求め、結晶子サイズを求める例である。（３１２）面のピークから求めたＫα１ピークから測定計算した半価幅は０．３０７°であった。その結果、結晶子サイズは３４ｎｍであった。

また、実施例２以外の実施例１、３〜１０についても同様にして測定した結果、素地の結晶子の径は、いずれも１００ｎｍ以下で、特に実施例１０の素地であるＡｌの結晶子の径は、３０ｎｍ以下であった。

本発明の効果を確認するため、上記した実施例１〜１０と比較例１について疲労試験を行った。その試験条件を図４に示す。この場合、疲労試験では、面圧を５ＭＰａずつ増やしていき、疲労しない最大面圧を求めた。その試験結果については、上記図３に示している。なお、図３には、オーバレイ（摺動層）のビッカース硬さの測定結果についても示している。

図３において、試験結果を検討してみる。まず、比較例１は、オーバレイがＳｎ単体の場合であり、この場合には、ビッカース硬さが低いとともに、耐疲労性が悪いことがわかる。これに対して、実施例１〜１０の場合には、すべてにおいてビッカース硬さは２０以上と硬化し、耐疲労性も比較例１よりも優れていることがわかる。

次に、実施例１〜１０について、さらに詳細に検討してみる。実施例１〜３、７において、それらは耐疲労性が優れているのみならず、実施例１は比較的低硬度で、異物埋収性が特に優れ、実施例２，３は疲労しない最大面圧が１２０ＭＰａ以上となっていて、耐疲労性が特に優れている。これらの結果から、アモルファスカーボン（Ｃ）の含有量は、０．１〜８．０質量％が好ましく、より好ましくは０．５〜６質量％である。

実施例２と実施例４とを比較してみる。アモルファスカーボン（Ｃ）の含有量は同じであるが、実施例４では、Ｃｕが添加されており、Ｃｕが添加されていない実施例２よりも耐疲労性が高くなっている。これは、Ｃｕを添加したことにより、摺動層の機械的強度および硬度を高められ、耐疲労性が高くなるからである、と考えられる。

実施例４と実施例８とを比較してみる。アモルファスカーボン（Ｃ）の含有量は同じであるが、実施例４では、Ｃｕの含有量が２質量％となっており、Ｃｕ含有量が５質量％を超える実施例８よりも耐疲労性が向上している。

実施例９は、Ｐｂを素地とし、これにアモルファスカーボンと、ＳｎとＩｎとを添加している。実施例１０は、Ａｌを素地とし、これにアモルファスカーボンを添加している。この場合も、他の実施例と同様に耐疲労性に優れている。

以上の結果から、本発明の実施例１〜１０においては、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれかの金属またはその金属をベースとした合金をオーバレイの素地としたものにおいて、特に耐疲労性に優れた摺動部材を提供できることがわかる。

図８〜図１１は本発明の他の実施形態を示す。この実施形態は、図１に示すオーバレイ４の素地をＡｌ−Ｓｎ合金としたものを対象としている。図８には、本発明の実施例品１１〜２２と比較例２、３の各組成が示されている。この図８において、実施例１１〜１６は、ＡｌをベースとしたＡｌ−Ｓｎ合金にアモルファスカーボンを添加したもの、実施例１７〜２０は、ＳｎをベースとしたＡｌ−Ｓｎ合金にアモルファスカーボンを添加したものである。また、実施例２１は、ＡｌをベースにしたＡｌ−Ｓｎ合金に、Ｓｉとアモルファスカーボンを添加したもの、実施例２２は、ＡｌをベースにしたＡｌ−Ｓｎ合金に、Ｃｕとアモルファスカーボンを添加したものである。

また、比較例２、３は、素地をＡｌベースのＡｌ−Ｓｎ合金とし、アモルファスカーボンを添加しないものである。
実施例１１〜２２および比較例２、３のオーバレイ４の成膜は、先に説明した実施例２の成膜と同様の方法にて行った。この場合、スパッタリング時、ターゲットとしては、ＳｎおよびＡｌの各単体金属、または予め鋳造により合金化されたＡｌ−Ｓｎ合金を用いることができる。

成膜後、実施例１２および比較例３についてオーバレイの断面を、走査電子顕微鏡にて組織観察を行った。使用した走査電子顕微鏡の倍率は、３０００倍のものである。
図１０は実施例１２のオーバレイの断面を走査電子顕微鏡にて組織観察した模式図であり、図１１は比較例３のオーバレイの断面を走査電子顕微鏡にて組織観察した模式図である。

図１１から明らかなように、アモルファスカーボンを添加しない比較例３では、Ａｌ中にＳｎの粒子を走査電子顕微鏡により捉えることができ、且つＳｎの粒子径は、小さな粒子も存在するが、大体は１μｍ以上の大きさとなっている。

これに対し、アモルファスカーボンを添加した実施例１２では、図１０に示すように、ＡｌおよびＳｎの粒子は見えていない。これは、ＡｌおよびＳｎの粒子が小さすぎて、使用した走査電子顕微鏡では、捉えることができず、オーバレイに粒子が存在していないと同様の観察結果となったためである。ちなみに、実施例１２の試料のオーバレイについて、結晶子径をＸ線回折分析にて測定したところ、Ａｌの結晶子径は１８ｎｍであり、Ｓｎの結晶子径は１５ｎｍであった。

実施例１１〜２２、比較例２、３について、疲労試験、焼付試験を実施し、その結果を図８に示した。疲労試験条件は図４と同様である。焼付試験条件については、図９に示した。この場合、焼付試験では、なじみ運転後、面圧を５Ｐａずつ増加させていき、焼付ない最大面圧を求めた。なお、図８には、オーバレイのビッカース硬さの測定結果についても表示した。

図８において、その試験結果を検討してみるに、アモルファスカーボンを添加していない比較例２、３に対し、アモルファスカーボンを添加した実施例１１〜２２は、オーバレイを構成する金属の結晶子が微細化するため、硬度が高くなり、耐疲労性が向上する。

アモルファスカーボンがＤＬＣである場合、ＤＬＣは摩擦係数が小さい物質であるため、Ｓｎ含有量が同じ実施例１１と比較例２との比較から理解されるように、ＤＬＣを含有すると、非焼付性が向上する。

一方、比較例２と３から理解されるように、Ａｌ−Ｓｎ合金のうち、Ｓｎ含有量を増加させると、オーバレイの硬度が低下し、耐疲労性が低下する。しかしながら、実施例１２と比較例３との対比から理解されるように、アモルファスカーボンを添加した場合には、結晶子の微細化によりオーバレイの硬度が高くなるので、Ｓｎ含有量を増加させても、高い耐疲労性を持つ。

実施例１２、１４、１６から明らかなように、Ｓｎの添加量を増加させにつれて非焼付性が向上する。Ｓｎ含有量の増加に伴う非焼付性の向上については、次の２つの理由が考えられている。

摺動において、潤滑油は非常に大きな役割を担っている。摺動する２部材の間に潤滑油が存在し、油膜が形成されるとき焼付は起きない。このため、すべり軸受のオーバレイは、油膜を形成させ易い材質のものが好ましい。油膜の形成し易さを表すパラメータである潤滑油との濡れ性は、Ａｌに比べてＳｎの方が高い。このため、オーバレイにＳｎが多く含まれているほど非焼付性は高くなる。これが第１の理由である。

第２の理由は次の通りである。摺動する２部材の間で油切れが起きた場合、摩擦熱が発生する。油膜が部分的に切れ始めた時点では、摩擦熱は局所的に発生するだけであるが、油膜が切れる面積割合が大きくなると、摩擦熱が多くなり、２部材間で凝着反応が起きて焼付く。しかし、低融点金属であるＳｎがオーバレイ中に存在すると、油膜が部分的に切れ始めた時点で、Ｓｎが局所的に融解する。そのときの潜熱が摩擦熱を吸収するため、摩擦熱が蓄積されず、その結果、焼付きが防止される。

このようにＳｎ含有量を増加すると、非焼付性が向上する。しかも、アモルファスカーボンを添加すると、結晶子の微細化により耐疲労性が向上するので、耐疲労性を向上させながら、非焼付性の向上を図ることができる。

このアモルファスカーボンを添加した場合のＳｎ含有量の増加による耐疲労性および非焼付性の向上は、ＡｌをベースにしたＡｌ−Ｓｎ合金に限られず、実施例１７〜２０にみられるように、ＳｎをベースにしたＡｌ−Ｓｎ合金でも、同様にＳｎ含有量を増加させることにより、優れた耐疲労性を保持しながら、非焼付性の向上を図ることができる。

また、実施例２１、２２と実施例１４との対比から理解されるように、Ｓｉ、Ｃｕを含有させることにより、耐疲労性を向上させることができ、特にＳｉを含有させた場合には、非焼付性も併せて向上させることができる。

尚、本発明は、上記した実施例に限定されるものではなく、例えば次のような変形が可能である。
すべり軸受１において、軸受合金層３の上面に直接オーバレイ４を設ける構成としたが、軸受合金層３の上面にＮｉ−ＣｒやＴｉなどの中間層を設け、この中間層の上面にーバレイ４を設けるようにしても良い。また、裏金２の上面に直接オーバレイ４を設けるようにしても良い。さらに、オーバレイ４の上面に、純Ｓｎなどの軟質金属やＰＡＩなどの樹脂のなじみ層を設けるようにしても良い。

オーバレイ４の素地にＩｎを用いるようにしてもよい。また、オーバレイ４の機械的強度および硬度を高めるための添加金属としては、Ｃｕに限らず、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄのいずれかでもよく、あるいはそれらを２種類以上用いてもよい。

本発明の一実施形態におけるすべり軸受の模式的な断面図 オーバレイの結晶子を示す模式的な断面図 本発明の効果を示す実験に用いたオーバレイの組成と実験結果を示す図 疲労試験条件を示す図 半価幅を説明するための図 比較例１のＸ線回折分析の測定データを示す図 実施例２のＸ線回折分析の測定データを示す図 他の実施形態において、本発明の効果を示す実験に用いたオーバレイの組成と実験結果を示す図 焼付試験条件を示す図 実施例１２の走査電子顕微鏡による組織観察の模式図 比較例３の走査電子顕微鏡による組織観察の模式図

符号の説明

図面中、１はすべり軸受（摺動部材）、２は裏金、３は軸受合金層、４はオーバレイ（摺動層）、５は基材を示す。

Claims (11)

1. 基材上に摺動層を備え、前記摺動層は、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれかの金属またはその金属をベースとした合金を素地とし、この素地の結晶子径を１００ｎｍ以下とし、且つこの素地にアモルファスカーボンを添加したことを特徴とする摺動部材。
2. 請求項１記載の摺動部材において、
   前記素地に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄのうちのいずれか１種以上の金属を添加したことを特徴とする摺動部材。
3. 請求項２記載の摺動部材において、
   前記添加金属がＳｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ａｌのうちのいずれか１種以上の金属であるとき、各添加金属の含有量は２０質量％以下で、かつそれら添加金属の合計の含有量は３０質量％以下であることを特徴とする摺動部材。
4. 請求項２または３記載の摺動部材において、
   前記添加金属がＣｕ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｃｄのうちのいずれか１種以上の金属であるとき、各添加金属の含有量は５質量％以下で、かつそれら添加金属の合計の含有量は１０質量％以下であることを特徴とする摺動部材。
5. 基材上に摺動層を備え、前記摺動層は、Ａｌが２０〜８０質量％、Ｓｎが２０〜８０質量％であるＡｌとＳｎとの合金を素地とし、この素地中のＡｌまたはＳｎの粒子径を１μｍ以下とし、且つこの素地にアモルファスカーボンを添加したことを特徴とする摺動部材。
6. 請求項５記載の摺動部材において、
   前記素地を構成するＡｌとＳｎとの合金に、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ａｇのうちのいずれか１種以上の金属を添加したことを特徴とする摺動部材。
7. 請求項６記載の摺動部材において、
   前記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ａｇの含有量は、単独で５質量％以下、合計で１０質量％以下であることを特徴とする摺動部材。
8. 請求項５ないし７のいずれかに記載の摺動部材において、
   前記素地中のＡｌまたはＳｎの粒子径が０．０５μｍ以下であることを特徴とする摺動部材。
9. 請求項１ないし８のいずれかに記載の摺動部材において、
   前記素地の結晶子径が３０ｎｍ以下であることを特徴とする摺動部材。
10. 請求項１ないし９のいずれかに記載の摺動部材において、
    前記アモルファスカーボンの含有量は０．１〜８質量％であることを特徴とする摺動部材。
11. 請求項１ないし１０のいずれかに記載の摺動部材において、
    前記摺動層の厚さは、３０μｍ以下であることを特徴とする摺動部材。

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