JP5707245B2 - 摺動部材 - Google Patents

Description

本発明は、耐疲労性および非焼付性の向上を図った摺動部材に関する。

従来、例えば船舶等の大型機関のディーゼルエンジン用の軸受においては、軸受合金としてＳｎ合金やＡｌ−Ｓｎ合金等が使用されている。近年、ディーゼルエンジンの大型化や高出力化に伴い、軸受等の摺動部材は一層厳しい環境にさらされるという事情がある。しかしながら、従来のＳｎ合金では強度が低いために疲労破壊が起きやすく、また、Ａｌ-Ｓｎ合金では、Ｓｎ合金と比較すると焼付きに至りやすい傾向があるといった問題がある。そのため、耐疲労性と非焼付性共に優れた摺動部材が求められている。

上記の課題を解決する手段として、耐疲労性に優れるＡｌ合金層上に、非焼付性に優れるＳｎ合金層を施した複層構造とすることが効果的であると考えられる。このような複層構造としたものは、従来から提案されている。例えば特許文献１には、大型機関用軸受メタルとして、次のような構造のものが開示されている。軸受合金層となるＡｌ-Ｓｎ合金板と、中間接着層となるＡｌ箔とを重ね合わせて、これらを圧延して接合することにより二層の複合板とし、この複合板と、基材となる鋼裏金とを、前記Ａｌ箔の層と鋼裏金とが接触する状態で重ね合わせて、これらを圧接することにより、三層の複合体（バイメタル）を形成する。この後、この複合体を半円筒形に加工した後、Ａｌ-Ｓｎ合金層の表面に、電気めっき手段によりＳｎ合金層を表面層として設けた構造とする。この場合、軸受合金層（Ａｌ-Ｓｎ合金層）と表面層（Ｓｎ合金層）との接着を良好にするために、それらの間にＮｉめっき層を設けることが開示されている。

特開平５−９９２２９号公報（図２参照）

上記した技術においては、軸受合金層（Ａｌ-Ｓｎ合金層）と表面層（Ｓｎ合金層）との接着を良好にするために、それらの間にＮｉめっき層を設けることを必要とする。しかしながら、表面層が摩滅してＮｉめっき層が露出すると、当該Ｎｉめっき層と相手部材（例えば軸）とが直接接触することにより焼付きに至りやすい。特に船舶用の製品では、一般自動車用等の小型の製品と比べて大型であるため、ミスアライメントが大きくなり易い等によって摺動部の摩耗が早く、焼付きに至りやすい。

本発明は上記した事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、耐疲労性と非焼付性に一層優れた摺動部材を提供することにある。

上記した目的を達成するために、本発明の摺動部材の基本構成は、室温から４５０Ｋにおいて熱伝導率が２００〜４５０Ｗ／（ｍＫ）である第１金属を主成分とする第１層と、前記第１金属よりも硬度が低い第２金属を主成分とし摺動面側に配される第２層との間に、第３層を有し、前記第３層は、前記第１金属を母相、前記第２金属を二次相として有し、前記第３層中での前記二次相の面積率が１０〜３０％であり、前記第３層の厚さは、当該第３層と前記第１層を合わせた合計厚さの３％以上であることを特徴とする（請求項１の発明の基本構成）。

請求項１の摺動部材の基本構成は、第１層と第３層と第２層とを有する複層構造となっている。この摺動部材は、第２層を摺動面側に、第１層を反摺動面側に配する。裏金となる鋼板等の基材の一面に第１層を配して使用するのが好ましい。第１層と第２層との間に位置する第３層は、第１層が主成分とする第１金属を母相として有しているので、第１層との接着性が良い。また、第３層は、その摺動面側で接する層が主成分とする第２金属を二次相として有しているので、その層との接着性の面で有利である。

第１層の主成分でかつ第３層の母相である第１金属は、室温から４５０Ｋ（約２０℃〜約１７７℃）における熱伝導率が２００〜４５０Ｗ／（ｍＫ）である。第１金属の熱伝導率が２００Ｗ／（ｍＫ）以上であると、相手部材との摺動によって発生する第２層の熱を、その第１金属を介して効率良く逃がすことができる。そして、その第２層として前述の第１金属よりも硬度が低い第２金属を主成分とする層を摺動面へ配するので、非焼付性が向上する。耐疲労性と非焼付性のみならず量産性も求められる摺動部材に用いることができる金属は、熱伝導率が４５０Ｗ／（ｍＫ）以内である。

第３層における二次相（第２金属）の面積率は１０〜３０％である。二次相の面積率は次のようにして求める。製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影する。得られた画像を解析ソフトを用いて解析し、二次相の占める面積を求め、百分率で表す。

二次相の面積率が１０％未満であると、第３層と第２金属を主成分とする層との接着性を十分に確保することができない。この場合、第３層における第２層側界面付近の二次相と母相との間で微小な剥離が発生しやすく、それを起点に接着界面からクラックが発生しやすくなり、ひいては耐疲労性が低下する。二次相の面積率が３０％を超えると、第３層における二次相が比較的軟質であるがゆえ、そこでの破壊が発生して、クラックが進展しやすくなり、やはり耐疲労性が低下する。このため、第３層における二次相の面積率は１０〜３０％の範囲が好ましい。

第３層の厚さは、当該第３層と第１層を合わせた合計厚さの３％以上である。第３層と第２金属を主成分とする層との接着性を十分に確保するには、第３層の厚さは、当該第３層と第１層を合わせた合計厚さの３％以上必要である。

請求項１の摺動部材の基本構成は、上記した第１層と第３層と第２層とを有する複層構造とすることで、耐疲労性と非焼付性に優れたものとすることができる。
上記した摺動部材は、例えば次のようにして製造することができる。説明を簡易にするため、例示として以下、第１金属は、上記熱伝導率の条件を満たすＡｌを用いる。同様に第２金属は、Ａｌよりも硬度が低いＳｎを用いる。そして、第１層は第１金属であるＡｌを主成分とし、第２層は第２金属であるＳｎを主成分とするＳｎ合金、第３層は第１金属のＡｌを母相で第２金属のＳｎを二次相としたＡｌ−Ｓｎ合金とする。

まず、Ａｌ-Ｓｎ合金を板状に鋳造する。得られたＡｌ-Ｓｎ合金板を、接着層となるＡｌ板を介して、例えば鋼板製の基材と圧着し、３層のいわゆるバイメタルを得る。この後、Ａｌ-Ｓｎ合金板の表面に、コールドスプレー法によって、第２金属であるＳｎの皮膜を設け、そのＳｎ皮膜の上にＳｎ合金を鋳造により設ける。なお、Ｓｎ合金層は、めっきにより設けることも可能である。

図１には、このようにして製造された摺動部材の断面図が模式的に示されている。この図１において、基材１の上に、第１金属であるＡｌを主成分とする第１層２が設けられている。この第１層２と、Ａｌよりも硬度が低いＳｎを主成分とするＳｎ合金からなる第２層３との間に、第３層４が設けられている。第３層４は、第１金属であるＡｌ５を母相、第２金属であるＳｎ６を二次相として有したＡｌ-Ｓｎ合金により構成されている。

上記した構造においては、Ａｌ-Ｓｎ合金からなる第３層４の上にコールドスプレー法によってＳｎ皮膜を形成し、そのＳｎ皮膜の上にＳｎ合金を鋳造することで、Ａｌ-Ｓｎ合金層（第３層４）とＳｎ合金層（第２層３）の複合構造を製造するようにした。

ところで、Ａｌ-Ｓｎ合金層上にＳｎ合金層を設ける場合、通常、Ａｌ-Ｓｎ合金層の表面には安定した酸化皮膜が形成されているため、そのままで鋳造を行っても容易にはＳｎ合金を接合させることができない。そのため、従来技術では、鋳造前の前処理としてＡｌ-Ｓｎ合金層表面の酸化皮膜除去が必要となる。酸化皮膜除去としては、例えば薬品等による化学的措置が行われることが多いが、工程が複雑となりコストが高くなる。また、この場合、酸化皮膜除去後、Ｎｉめっきを施すことになる。しかし、Ｎｉめっきを施した場合、上述したように表面側のＳｎ合金層（第２層３）が摩滅してそのＮｉめっき層が露出すると、当該Ｎｉめっき層と相手部材（例えば軸）とが直接接触することにより焼付きに至りやすいという問題がある。

そこで、本開発では、Ａｌ−Ｓｎ合金層（第３層４）上の酸化皮膜除去の手段として、コールドスプレー法を採用した。コールドスプレー法とは、材料粉末の融点または軟化温度よりも低い温度のガスを先細末広形のラバルノズルによる超音速流にして、その流れの中に材料粉末（この場合、Ｓｎ粉末）を投入して加速させ、固相状態のまま基材（この場合、Ａｌ−Ｓｎ合金層（第３層４））の表面に高速で衝突させて皮膜を形成する技術である。コールドスプレー法の利点としては、材料粉末を高速で基材表面へ衝突させるため、基材表面の酸化皮膜を除去できるとともにその材料粉末による皮膜を形成できる点にある。

上記した製造方法の場合、コールドスプレー法を採用することによって、Ａｌ−Ｓｎ合金層（第３層４）上の酸化皮膜を除去するとともにＳｎ（第２金属）の皮膜が形成される。そのため、このＳｎ皮膜が接着補助部としての役割を果たし、濡れ性が悪いＡｌ−Ｓｎ合金とＳｎ合金との接着性が向上する。すなわち、コールドスプレー法では、酸化皮膜除去と接着補助部形成を同時に行うことができ、コストの面でも有利である。接着補助部を所定厚さ未満とする場合は、例えば第２層３を形成する際のＳｎ合金の鋳造時に溶けきってしまい、第３層４と第２層３とが接する構造になる。接着補助部を所定厚さ以上とする場合は、接着補助部が溶けきることなく、第３層４と第２層３との間に層が形成された構造となる。
第２層３となるＳｎ合金層は、めっき法により形成しても良い。

請求項１の発明は、上記した請求項１の摺動部材の基本構成において、さらに前記第２層と前記第３層との間に第４層を有し、前記第４層は、前記第３層に接する第５層と、前記第２層に接する第６層とからなり、前記第５層は、前記第２金属を主成分とし、かつ前記第２層よりも軟質であり、前記第６層は、前記第１金属を含む微細金属間化合物粒子の群からなることを特徴とする。

第２層と第３層との間に第４層を設けることで、耐疲労性を一層向上させる効果がある。その理由の一つとして、第２層と第３層との間に、第２層よりも軟らかい第５層が存在することで、摺動部材の表面から荷重がかかった場合に、その第５層がクッションとしての役割を果たす。これにより、第２層への負担が軽減し、耐疲労性が向上する。第６層は、微細金属間化合物粒子の群からなり、帯状に分布して存在している。この微細金属間化合物粒子は、母相よりも硬い。この微細金属間化合物粒子が存在することで、粒子分散強化が発揮されて第５層の過剰な変形を抑制することができ、耐疲労性が向上する。さらに、第２層でクラックが生じた場合、そのクラックの進展を第６層で防げるため、大きな損傷を防ぐことができる。

図２には、第２層３と第３層４との間に第４層７を有する構造が模式的に示されている。第４層７は、第５層８と第６層９とから構成されている。第６層９は、微細金属間化合物粒子１０の群からなり、帯状に分布している。
請求項１の摺動部材は、例えば次のようにして製造することができる。説明を簡易にするため、例示として第２層は副成分としてＣｕを有する構成とする。同様に、第６層の微細金属間化合物粒子はＣｕを主成分とする。

前記請求項１の基本構成の摺動部材を製造する際において、第２層（Ｓｎ合金層）を形成する前に、第３層を形成するＡｌ-Ｓｎ合金上に溶融Ｓｎめっきを施し、その上に、Ｃｕを含むＳｎ合金を鋳造する工程を採用する。具体的には、溶融Ｓｎ浴中へ、Ａｌ-Ｓｎ合金を有するバイメタルを浸漬し、Ｓｎ浴内でバレル研磨等物理的手法にてＡｌ-Ｓｎ合金表面の酸化皮膜や不純物を除去して、そのＡｌ-Ｓｎ合金表面へ溶融Ｓｎめっきを施す。この方法によれば、コールドスプレー法よりも厚い接着補助部即ちＳｎ皮膜を形成し易い。その後、Ｓｎ皮膜の上に、適正な温度、時間にてＳｎ合金を鋳造することで、図２に示すような複層構造を得ることができる。この場合、例えば、第５層８はＳｎ、第６層９の微細金属間化合物粒子１０は、Ｃｕを主成分としてＡｌを含むＣｕ−Ａｌ合金となる。

このような製造方法によれば、上記請求項１の摺動部材の構造が得られるだけでなく、接着性の良さも利点として挙げられる。Ａｌ-Ｓｎ合金表面の酸化皮膜や不純物の除去をＳｎ浴内で行うため、Ａｌ-Ｓｎ合金表面の新生面が形成された後、即座にＡｌ-Ｓｎ合金とＳｎとが結びつくことができる。このため、酸化皮膜や不純物を巻き込む可能性が低く、接着性が向上する。また、Ｓｎ合金の鋳造時に接合界面にて原子の相互拡散が充分に行われるため、より強い接着力を得ることができる。接着性が良好であると、その界面でのクラック発生を抑制することができ、耐疲労性が良好となる。さらに、厚いＳｎ皮膜を形成させ易いので、第３層と第２層との間に第４層を形成させるのに特に適している。
第２層３となるＳｎ合金層は、めっき法により形成しても良い。

請求項２の発明は、請求項１の基本構成の摺動部材において、前記第２層は、主成分のマトリクス中に金属間化合物粒子が分散して存在する組織であり、前記金属間化合物粒子の平均粒子角度が５５°以下であることを特徴とする。
図２において、第２層３には、例えばＳｎとＣｕの金属間化合物粒子１１が分散した状態で存している。その金属間化合物粒子１１の粒子角度は次のようにして測定する。製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組織を光学顕微鏡で撮影する。得られた画像から解析ソフトを用いて解析し、金属間化合物粒子１１の粒子角度を測定する。粒子角度は、第３層の厚さ方向（深さ方向）に直交する水平な線を０°とした。図３に示すように、金属間化合物粒子１１を四角で囲み、ｔａｎθ＝ｂ／ａから、粒子角度θを測定した。得られた粒子角度θの平均を平均粒子角度とした。その平均粒子角度が５５°以下であると、金属間化合物粒子１１を起点にした疲労破壊を起こし難い。よって、第２層における金属間化合物粒子の平均粒子角度は５５°以下が好ましい。第２層を鋳造法により形成することによって、平均粒子角度を確実に５５°以下に制御することができる。

請求項４の発明は、前記第２層の厚さは、前記第１層から第３層、場合により第４層を経た前記第２層までの総合計厚さの３〜４５％であることを特徴とする。第２層に比べて耐疲労性が優れる第１層及び第３層の存在割合を考慮すると、第２層の厚さが、前記総合計厚さの４５％以下が好ましい。第２層の摩滅による第３層のＡｌ-Ｓｎ合金層の露出可能性を考慮すると、第２層の厚さは前記総合厚さの３％以上が好ましい。

請求項５の発明は、前記第５層の平均厚さは、前記第１層と前記第３層の合計厚さの０．２〜５％であり、前記第５層における前記第６層側の界面形状は波形状をなしていて、前記波形状における凸部の平均高さが２〜１５μｍ、隣り合った前記凸部間の平均距離が２０〜１００μｍであることを特徴とする。

第５層と第６層との界面は、波形状をなしている（厚さ方向に凹凸を有している）。これにより、剪断方向（厚さ方向に垂直な方向）からの荷重に対してもクッション効果を効率良く得ることができ、耐疲労性の向上に効果がある。第５層の厚さが、第１層と第３層の合計厚さの０．２％以上であると、当該第５層のクッション効果を確実に得ることができる。第５層の厚さが、第１層と第３層の合計厚さの５％以下であると、軟らかい第５層が厚くなりすぎず、高い耐疲労性を発揮できる。よって、第５層の厚さは、第１層と第３層の合計厚さの０．２〜５％の範囲が好ましい。

第５層における第６層側の界面の波形状における凸部の平均高さと、隣り合う凸部間の平均距離は、次のようにして測定する。製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影する。得られた画像を解析ソフトを用いて解析し、波形状おける凸部の平均高さと、隣り合う凸部間の平均距離を測定する。

波形状における凸部の高さは、凸部の底部から頂部までの高さのことである。波形状における凸部の平均高さが２〜１５μｍであるということは、本願では３視野での各測定視野における凸部の高さの平均値がそれぞれ２〜１５μｍの範囲内に入っていることをいう。具体的には、例えば、ある第１の測定視野において２個の凸部があり、それら２個の平均高さが３μｍ、別の第２の測定視野において３個の凸部があり、それら３個の平均高さが６μｍ、さらに別の第３の測定視野において４個の凸部があり、それら４個の凸部の平均高さが１３μｍである場合、凸部の平均高さが２〜１５μｍの範囲内に入っているという。

また、隣り合った凸部間の距離とは、隣り合った２つの凸部の頂部間の距離のことである。隣り合った凸部間の平均距離が２０〜１００μｍであるということは、前記凸部の平均高さの測定と同様に、３視野での各測定視野における隣り合った凸部間の距離の平均値がそれぞれ２０〜１００μｍの範囲内に入っていることをいう。

波形状における凸部の平均高さが２μｍ以上では、前記剪断方向からの荷重に対するクッション効果が高い。その凸部の平均高さが１５μｍを超えると、耐疲労性が低下する傾向にある。よって、第５層と第６層との間の界面の波形状おける凸部の平均高さは、２〜１５μｍの範囲が好ましい。

隣り合った凸部間の平均距離が２０μｍ未満では、応力が集中する凸部間の距離が近くなり、破断しやすくなる傾向がある。その平均距離が１００μｍを超えると、前記剪断方向からの荷重に対するクッション効果が弱まる傾向にある。よって、隣り合った凸部間の平均距離は、２０〜１００μｍの範囲が好ましい。
これらの凸部の高さと距離は、第２層形成時の鋳造条件や熱処理条件等を調整することで、制御することができる。

請求項６の発明は、前記第６層は、前記第５層の前記界面形状に沿って平均粒子径が５μｍ以下の前記微細金属間化合物粒子が帯状に分布する状態になっていて、前記微細金属間化合物粒子は、前記第５層から前記第２層側への厚さ方向の１０μｍ幅の間にその存在面積のうち７０％以上が存在していることを特徴とする。

第６層の微細金属間化合物粒子の平均粒子径が５μｍを超えると、微細金属間化合物粒子同士が繋がる確率が増え、第５層によるクッションとしての役割の効果が下がる傾向がある。微細金属間化合物粒子が、第５層から第２層側への厚さ方向の１０μｍ幅の間に７０％以上存在する状態であると、第６層の効果が効果的に発揮される。

請求項７の発明は、前記第１金属はＡｌ又はＣｕであり、前記第２金属はＳｎ又はＰｂであり、前記第２層は副成分としてＣｕを有していることを特徴とする。
第１金属としては耐疲労性に優れるＡｌが特に好ましい。コスト面を考慮すると、ＣｕよりもＡｌの方がより好ましい。第２金属としては非焼付性に優れるＳｎが特に好ましい。環境問題を考慮すると、ＰｂよりもＳｎを用いた方が良い。第２層の副成分としてＣｕを含むことで、第２層の強度を向上させることができる。また、第２層は、Ｃｕに加えてＳｂを含むようにしても良い。第２層にＳｂが含まれることで、第５層のクッション性を損なわずに、第２層の強度を向上させることができる。

請求項８の発明は、請求項７の発明において、さらに、第６層の微細金属間化合物粒子はＣｕを主成分とすることを特徴とする。したがって、この場合、微細金属間化合物粒子は、Ｃｕを主成分として第１金属を含むものとなる。微細金属間化合物粒子はＣｕ−Ａｌ系であることが好ましい。第２層にＣｕを含ませることで、第６層の形成が効率良く行われ、第６層の効果を効果的に得ることができる。

本発明の第１の実施形態における摺動部材を模式的に示す断面図 本発明の第２の実施形態における摺動部材を模式的に示す断面図 粒子角度を説明する説明図 波形状の凸部の高さ、および隣り合う凸部間の距離を説明する説明図

本発明の摺動部材の効果を確認するために、表１および表２に示す試料（実施例品１〜３４と比較例品１〜５）を製作し、これらの試料に対して、表３に示す試験条件で焼付試験を行うとともに、表４に示す試験条件で疲労試験を行った。試験結果は表２に示されている。

実施例品の構造としては、大きく分けて、第４層がない図１の構造と、第４層（第５層と第６層）を有する図２の構造とがある。
第４層が無い第１の実施形態（実施例品１〜４、９〜１２、３３，３４）の摺動部材の製造方法は次のとおりである。

まず、実施例品９〜１２の製造方法について説明する。まず、第３層となるＡｌ-Ｓｎ合金を板状に鋳造した。得られたＡｌ-Ｓｎ合金板を、第１層となるＡｌ板を介して、鋼板製の基材上に圧着し、三層のバイメタルを作製した。このとき、圧着の代わりに、爆着によりバイメタルを作製しても良い。作製したバイメタルにおけるＡｌ-Ｓｎ合金板上に、コールドスプレー法により、ガス圧１．５ＭＰａで平均粒径が１５μｍのＳｎ粉末を衝突させ、Ｓｎ皮膜を形成した。この後、そのＳｎ皮膜上に、５００℃のＳｎ合金を鋳込んで鋳造を行った。各層の組成を表１に示した。以上のようにして製造した複層構造体を半円筒状に加工し、半割軸受として試料とした。

実施例品１〜４については、第２層となるＳｎ合金を、鋳造に代えて、電気めっきにより設けた点が実施例品９〜１２とは異なっている。

実施例品３３は、第１層をＣｕとし、第２層を、Ｃｕよりも硬度が低いＢｉを主成分とするＢｉ合金とし、第３層を、Ｃｕを母相、Ｂｉを二次相として有するＣｕ−Ｂｉ合金としたものである。製造方法は、実施例品１〜４と同様であり、第２層のＢｉ合金は電気めっきにより設けた。

実施例品３４は、第１層をＣｕとし、第２層を、Ｃｕよりも硬度が低いＰｂを主成分とするＰｂ合金とし、第３層を、Ｃｕを母相、Ｐｂを二次相として有するＣｕ−Ｐｂ合金としたものである。製造方法は、実施例品９〜１２と同様であり、第２層のＰｂ合金は鋳造により設けた。

第４層が有る第２の実施形態（実施例品５〜８、１３〜３２）の摺動部材の製造方法は次のとおりである。
実施例品１３〜３２については、上述した実施例品９〜１２と同様に、まず第３層となるＡｌ-Ｓｎ合金を板状に鋳造した。得られたＡｌ-Ｓｎ合金板を、第１層となるＡｌ板を介して、鋼板製の基材上に圧着し、三層のバイメタルを作製した。このとき、圧着の代わりに、爆着によりバイメタルを作製しても良い。作製したバイメタルを、直径５ｍｍの鉄球を多数個入れた３００℃の溶融Ｓｎ浴の中に浸漬し、そのＳｎ浴の容器を回転数１００ｒｐｍで回転させることにより、Ａｌ-Ｓｎ合金表面の酸化皮膜や不純物を除去して当該Ａｌ-Ｓｎ合金表面に溶融Ｓｎめっきを施した。この後、その溶融Ｓｎめっき上に、５００℃のＳｎ合金を鋳込んで鋳造を行った。各層の組成を表１に示した。以上のようにして製造した複層構造体を半円筒状に加工し、半割軸受として試料とした。

実施例品５〜８については、第２層となるＳｎ合金を、鋳造に代えて、電気めっきにより設けた点が実施例品１３〜３２とは異なっている。
比較例品１〜５については、基本的には、実施例品１〜４と同様な製造方法により製造した。

表１において、第２層の硬さはＨＶ０．０１で、第５層の硬さはＨＶ０．０００１で、それぞれマイクロビッカース硬さ試験機を用いて測定した。
表２において、第３層の厚さ（％）は、第３層と第１層を合わせた合計厚さに対する第３層の厚さの占める百分率である。各層の厚さは、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像を解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；(株)プラネトロン製）を用いて解析し、求めた。第３層における二次相面積率（％）は、上記と同様に、製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像を上記解析ソフトを用いて解析し、二次相の占める面積を求め、百分率で表した。

第２層の金属間化合物粒子の平均粒子角度は、次のようにして求めた。上記と同様に、製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を光学顕微鏡で撮影し、得られた画像を上記解析ソフトを用いて解析し、図３に示す粒子角度θを測定した。得られた粒子角度θの平均を平均粒子角度とした。第２層の厚さ（％）は、第１層から第３層、場合により第４層を経た第２層までの総合厚さに対する第２層の厚さの占める百分率である。

第５層の平均厚さ（％）は、第１層と第３層の合計厚さに対する第５層の平均厚さの占める百分率である。凸部の平均高さは、第５層の界面の波形状における凸部の高さ、即ち、凸部１２の隣り合う底部を結ぶ接線と頂部からの厚さ方向Ｔの線との交点から、頂部までの距離Ｈ（図４参照）の平均である。また、凸部間の平均距離は、第５層の界面の波形状において隣り合った凸部間の距離、即ち、隣り合う凸部１２の頂部の厚さ方向Ｔに垂直な方向の距離Ｌ（図４参照）の平均である。これら凸部の平均高さおよび凸部間の平均距離も、製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像を上記解析ソフトを用いて解析し、求めた。

第６層の微細金属間化合物粒子の平均粒子径も、製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像を上記解析ソフトを用いて解析し、求めた。第６層の微細金属間化合物粒子の分布（％）は、当該微細金属間化合物粒子のうち第５層から第２層への厚さ方向の１０μｍ幅の間に存している微細金属間化合物粒子が占める面積の割合の合計を百分率で表したものである。この第６層の微細金属間化合物粒子の分布（％）も、製造された摺動部材について、厚さ方向断面の組成像を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像を上記解析ソフトを用いて解析し、求めた。

次に試験結果について、主に表２を参照して考察する。
まず、実施例品１〜４と比較例品１〜５とを比較してみる。比較例品１〜３は、第３層の厚さが、第３層と第１層を合わせた合計厚さに対して３％未満である。比較例品１，４は二次相の面積率が１０％未満であり、また、比較例品２，５は二次相の面積率が３０％を超えている。これに対して、実施例品１〜４は、第３層の厚さが、第３層と第１層を合わせた合計厚さに対して３％以上で、かつ、二次相の面積率が１０〜３０％であるため、比較例品１〜５よりも非焼付性および耐疲労性に優れていることがわかる。

実施例品１〜４と実施例品９〜１２とを比較してみる。実施例品１〜４は、第２層となるＳｎ合金層を電気めっきにより設けたものである。これに対して、実施例品９〜１２は、第２層となるＳｎ合金層を鋳造により設けたものである。実施例品９〜１２は、第２層となるＳｎ合金層を鋳造により設けたことにより、当該第２層における金属間化合物粒子の平均粒子角度を５５°以下と制御しているため、実施例品１〜４よりも非焼付性が向上していることがわかる。なお、実施例品３は、第２層中に金属間化合物粒子を析出させなかった。

実施例品１〜４と実施例品５〜８とを比較してみる。実施例品５〜８は、第４層を有しているため、第４層を有していない実施例品１〜４よりも耐疲労性が向上していることがわかる。
実施例品５〜８と実施例品１３〜１６とを比較してみる。実施例品１３〜１６は、第２層となるＳｎ合金層を鋳造により設けたことにより、当該第２層における金属間化合物粒子の平均粒子角度を５５°以下と制御しているため、実施例品５〜８よりも非焼付性および耐疲労性が共に向上していることがわかる。

実施例品１３〜１６と実施例品１７〜１９とを比較してみる。実施例品１７〜１９は、第２層の厚さを、第１層から第２層までの総合計厚さの３〜４５％の範囲内に制御しているため、実施例品１３〜１６よりも耐疲労性が向上していることがわかる。
実施例品１８と実施例品２０〜２２とを比較してみる。実施例品２０〜２２は、第５層の厚さを、第１層と第３層の合計厚さの０．２〜５％の範囲内に制御しているため、実施例品１８よりも耐疲労性が向上していることがわかる。

実施例品２１と実施例品２３〜２５とを比較してみる。実施例品２３〜２５は、第５層の界面における波形状の凸部の平均高さを２〜１５μｍの範囲内に制御しているため、実施例品２１よりも耐疲労性が向上していることがわかる。
実施例品２４と実施例品２６〜２８とを比較してみる。実施例品２６〜２８は、第５層の界面における波形状の凸部間の平均距離を２０〜１００μｍの範囲内に制御しているため、実施例品２４よりも耐疲労性が向上していることがわかる。

実施例品２７と実施例品２９，３０とを比較してみる。実施例品２９，３０は、第６層における微細金属間化合物粒子の平均粒子径を５μｍ以下に制御しているため、実施例品２７よりも耐疲労性が向上していることがわかる。
実施例品３０と実施例品３１，３２とを比較してみる。実施例品３１，３２は、第６層における微細金属間化合物粒子の分布状態を７０％以上にしているため、実施例品３０よりも耐疲労性が向上していることがわかる。

実施例品３３と実施例品１とを比較してみる。実施例品３３は、第１金属をＣｕ、第２金属をＢｉ、第３層をＣｕ−Ｂｉ合金、第２層をＢｉ合金めっきとしたものであり、実施例品１とは各層の成分が異なっているが、非焼付性および耐疲労性共に実施例品１と同等な結果が得られている。

実施例品３４と実施例品９とを比較してみる。実施例品３４は、第１金属をＣｕ、第２金属をＰｂ、第３層をＣｕ−Ｐｂ合金、第２層をＰｂ合金の鋳造としたものであり、実施例品９とは各層の成分が異なっているが、非焼付性および耐疲労性共に実施例品９と同等な結果が得られている。

また、特に非焼付性を要求される摺動部材では、第１金属としてＡｇ、第２金属としてＳｎを用いることができる。
本実施形態では、第１層としてＡｌを用いた例で説明したが、Ａｌ−Ｓｎ合金を用いても良い。即ち、第１層を、第１金属を主成分とした上で、第１金属を母相、第２金属を二次相として有する形態としても良い。この場合、第１層の二次相面積率を第３層のそれよりも少なくすることが、摺動部材の強度上特に好ましい。また、第１層の副成分として、第３層の第２金属と異なる元素を用いても良い。
本実施形態は、要旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施し得る。
不可避的不純物については説明を省略し、各組成には不可避的不純物が含まれ得る。
各層には、本発明の効果を妨げない範囲で前述した以外の元素、例えばＳｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｆｅ等や、硬質粒子や固体潤滑剤等の添加物を加えても良い。

図面中、１は基材、２は第１層、３は第２層、４は第３層、５はＡｌ、６はＳｎ、７は第４層、８は第５層、９は第６層、１０は微細金属間化合物粒子、１１は金属間化合物粒子、１２は凸部、Ｈは凸部の高さ、Ｌは凸部間の距離、θは粒子角度を示す。

Claims (8)

1. 室温から４５０Ｋにおいて熱伝導率が２００〜４５０Ｗ／（ｍＫ）である第１金属を主成分とする第１層と、前記第１金属よりも硬度が低い第２金属を主成分とし摺動面側に配される第２層との間に、第３層を有し、前記第３層は、前記第１金属を母相、前記第２金属を二次相として有し、前記第３層中での前記二次相の面積率が１０〜３０％であり、前記第３層の厚さは、当該第３層と前記第１層を合わせた合計厚さの３％以上であり、
   さらに前記第２層と前記第３層との間に第４層を有し、前記第４層は、前記第３層に接する第５層と、前記第２層に接する第６層とからなり、前記第５層は、前記第２金属を主成分とし、かつ前記第２層よりも軟質であり、前記第６層は、前記第１金属を含む微細金属間化合物粒子の群からなる摺動部材。
2. 室温から４５０Ｋにおいて熱伝導率が２００〜４５０Ｗ／（ｍＫ）である第１金属を主成分とする第１層と、前記第１金属よりも硬度が低い第２金属を主成分とし摺動面側に配される第２層との間に、第３層を有し、前記第３層は、前記第１金属を母相、前記第２金属を二次相として有し、前記第３層中での前記二次相の面積率が１０〜３０％であり、前記第３層の厚さは、当該第３層と前記第１層を合わせた合計厚さの３％以上であり、
   前記第２層は、主成分のマトリクス中に金属間化合物粒子が分散して存在する組織であり、前記金属間化合物粒子の平均粒子角度が５５°以下である摺動部材。
3. 請求項２記載の摺動部材において、さらに前記第２層と前記第３層との間に第４層を有し、前記第４層は、前記第３層に接する第５層と、前記第２層に接する第６層とからなり、前記第５層は、前記第２金属を主成分とし、かつ前記第２層よりも軟質であり、前記第６層は、前記第１金属を含む微細金属間化合物粒子の群からなることを特徴とする摺動部材。
4. 前記第２層の厚さは、前記第１層から前記第２層までの総合計厚さの３〜４５％であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項記載の摺動部材。
5. 前記第５層の平均厚さは、前記第１層と前記第３層の合計厚さの０．２〜５％であり、前記第５層における前記第６層側の界面形状は波形状をなしていて、前記波形状における凸部の平均高さが２〜１５μｍ、隣り合った前記凸部間の平均距離が２０〜１００μｍであることを特徴とする請求項１または３記載の摺動部材。
6. 前記第６層は、前記第５層の前記界面形状に沿って平均粒子径が５μｍ以下の前記微細金属間化合物粒子が帯状に分布する状態になっていて、前記微細金属間化合物粒子は、前記第５層から前記第２層側への厚さ方向の１０μｍ幅の間に７０％以上が存在していることを特徴とする請求項１、３、５のいずれか一項記載の摺動部材。
7. 前記第１金属はＡｌ又はＣｕであり、前記第２金属はＳｎ又はＰｂであり、前記第２層は副成分としてＣｕを有していることを特徴とする請求項１から６のいずれか一項記載の摺動部材。
8. 前記第１金属はＡｌ又はＣｕであり、前記第２金属はＳｎ又はＰｂであり、前記第２層は副成分としてＣｕを有し、前記第６層の前記微細金属間化合物粒子はＣｕを主成分とすることを特徴とする請求項１、３、５、６のいずれか一項記載の摺動部材。

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